解理斷裂

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金屬斷裂機理

1金屬的斷裂綜述

斷裂類型根據(jù)斷裂的分類方法不同而有很多種，它們是依據(jù)一些各不相同的

特征來分類的。

根據(jù)金屬材料斷裂前所產(chǎn)生的宏觀塑性變形的大小可將斷裂分為韌性斷裂

與脆性斷裂。韌性斷裂的特征是斷裂前發(fā)生明顯的宏觀塑性變形，脆性斷裂在斷

裂前基本上不發(fā)生塑性變形，是一種突然發(fā)生的斷裂，沒有明顯征兆，因而危害

性很大。通常，脆斷前也產(chǎn)生微量塑性變形，一般規(guī)定光滑拉伸試樣的斷面收縮

率小于5％為脆性斷裂；大于5％為韌性斷裂。可見，金屬材料的韌性與脆性是

依據(jù)一定條件下的塑性變形量來規(guī)定的，隨著條件的改變，材料的韌性與脆性行

為也將隨之變化。

多晶體金屬斷裂時，裂紋擴展的路徑可能是不同的。沿晶斷裂一般為脆性斷

裂，而穿晶斷裂既可為脆性斷裂（低溫下的穿晶斷裂），也可以是韌性斷裂（如

室溫下的穿晶斷裂）。沿晶斷裂是晶界上的一薄層連續(xù)或不連續(xù)脆性第二相、夾

雜物，破壞了晶界的連續(xù)性所造成的，也可能是雜質(zhì)元素向晶界偏聚引起的。應(yīng)

力腐蝕、氫脆、回火脆性、淬火裂紋、磨削裂紋都是沿晶斷裂。有時沿晶斷裂和

穿晶斷裂可以混合發(fā)生。

按斷裂機制又可分為解理斷裂與剪切斷裂兩類。解理斷裂是金屬材料在一定

條件下（如體心立方金屬、密排六方金屬、合金處于低溫或沖擊載荷作用），當

外加正應(yīng)力達到一定數(shù)值后，以極快速率沿一定晶體學(xué)平面的穿晶斷裂。解理面

一般是低指數(shù)或表面能最低的晶面。對于面心立方金屬來說（比如鋁），在一般

情況下不發(fā)生解理斷裂，但面心立方金屬在非常苛刻的環(huán)境條件下也可能產(chǎn)生解

理破壞。

通常，解理斷裂總是脆性斷裂，但脆性斷裂不一定是解理斷裂，兩者不是同

義詞，它們不是一回事。

剪切斷裂是金屬材料在切應(yīng)力作用下，沿滑移面分離而造成的滑移面分離斷

裂，它又分為滑斷（又稱切離或純剪切斷裂）和微孔聚集型斷裂。純金屬尤其是

單晶體金屬常發(fā)生滑斷斷裂；鋼鐵等工程材料多發(fā)生微孔聚集型斷裂，如低碳鋼

拉伸所致的斷裂即為這種斷裂，是一種典型的韌性斷裂。

根據(jù)斷裂面取向又可將斷裂分為正斷型或切斷型兩類。若斷裂面取向垂直于

最大正應(yīng)力，即為正斷型斷裂；斷裂面取向與最大切應(yīng)力方向相一致而與最大正

應(yīng)力方向約成45°角，為切斷型斷裂。前者如解理斷裂或塑性變形受較大約束

下的斷裂，后者如塑性變形不受約束或約束較小情況下的斷裂。

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按受力狀態(tài)、環(huán)境介質(zhì)不同，又可將斷裂分為靜載斷裂(如拉伸斷裂、扭轉(zhuǎn)

斷裂、剪切斷裂等)、沖擊斷裂、疲勞斷裂；根據(jù)環(huán)境不同又分為低溫冷脆斷裂、

高溫蠕變斷裂、應(yīng)力腐蝕和氫脆斷裂；而磨損和接觸疲勞則為一種不完全斷裂。

常用的斷裂分類方法及其特征見下表：

2微孔聚合斷裂機制

2.1相關(guān)概念

定義：微孔聚合型斷裂過程是在外力作用下，在夾雜物、第二相粒子與基體

的界面處，或在晶界、孿晶帶、相界、大量位錯塞積處形成微裂紋，因相鄰微裂

紋的聚合產(chǎn)生可見微孔洞，以后孔洞長大、增殖，最后連接形成斷裂。

微孔萌生的時間：若材料中第二相與基體結(jié)合強度低，在頸縮之前；反之，

在頸縮之后。微孔萌生成為控制馬氏體時效鋼斷裂過程的主要環(huán)節(jié)。

微孔聚合型斷裂形成的韌窩有三種：

1）拉伸型等軸狀韌窩；

2）剪切型伸長韌窩；

3）拉伸撕裂型伸長韌窩。

韌窩的大小和深淺取決于第二相的數(shù)量、分布以及基體的塑性變形能力，如

第二相較少、分布均勻且基體塑性變形能力又強，那么韌窩大而深；若基體的加

工硬化能力很強，韌窩大而淺。

分類方法名稱特征

根據(jù)斷裂前塑性

變形大小分類

脆性斷裂斷裂前沒有明顯的塑性變形，斷口形貌是光亮的結(jié)晶狀

韌性斷裂斷裂前產(chǎn)生明顯的塑性變形，斷口形貌是暗灰色纖維狀

根據(jù)斷裂面的取

向分類

正斷斷裂的宏觀表面垂直于σmax方向

切斷斷裂的宏觀表面平行于τmax方向

根據(jù)裂紋擴展途

徑分類

穿晶斷裂裂紋穿過晶粒內(nèi)部

沿晶斷裂裂紋沿晶界擴展

根據(jù)斷裂機理分

類

解理斷裂

無明顯塑性變形

沿解理面分離，穿晶斷裂

微孔聚集型斷裂

沿晶界微孔聚合，沿晶斷裂

在晶內(nèi)微孔聚合，穿晶斷裂

純剪切斷裂

沿滑移面分離剪切斷裂（單晶體）

通過縮頸導(dǎo)致最終斷裂（多晶體、高純金屬）

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2.2斷口形貌特征

A種(15mAcm?2)變體鋼斷裂面的形貌---兼有微孔聚合斷裂和解理斷裂

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B(30mAcm?2)種變體鋼斷裂面形貌---兼有韌窩和二次裂紋

以上圖片是對“800C–Mn–Si超強度鋼（TRIP800steels）”的A、B兩

種變體鋼試樣進行拉伸試驗的斷口形貌，括號中標注的是實驗具體使用的電流密

度值。

本實驗研究氫含量對TRIP800steels性質(zhì)和斷口形貌的影響，上面圖2-1

說明氫含量高使得斷口表現(xiàn)出了較多較淺的韌窩，韌窩淺因為氫脆效應(yīng)降低了材

料的塑性變形能力。另外，圖2-2是在加入了氫吸收促進劑之后的斷裂形貌，除

了有韌窩出現(xiàn)，還有了二次斷裂，并且產(chǎn)生于夾雜物（即氫吸收促進劑）旁邊。

2.3微孔聚合斷裂機制

微孔聚集斷裂為剪切斷裂的一種形式，微孔聚集斷裂是材料韌性斷裂的

普遍形式，其斷口在宏觀上常呈現(xiàn)暗灰色、纖維狀，微斷口特征花樣則是

端口上分布大量“韌窩”，微孔聚集斷裂過程包括微孔形核、長大、聚合

直至斷裂。

微孔聚合斷裂過程

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由于應(yīng)力狀態(tài)或加載方式的不同，微孔聚合型斷裂所形成的韌窩有三種類型：

(1)拉伸型的等軸狀韌窩。裂紋擴展方向垂直于最大主應(yīng)力σ

max

，σ

max

是均勻分

布于斷裂平面上，拉伸時呈頸縮的試樣中心部分就顯示這種韌窩狀。

(2)剪切型的伸長韌窩。在拉伸試樣的邊緣，兩側(cè)均由剪應(yīng)力切斷，顯示這種韌

窩形狀，韌窩很大如卵形，其上下斷面所顯示的韌窩，其方向是相反的。

(3)拉伸撕裂的伸長韌窩。產(chǎn)生這種韌窩的加載方式有些和等軸狀韌窩類似，但

是等軸狀韌窩可以認為是在試樣中心加拉伸載荷的，而拉伸型韌窩是在試樣邊緣

加載的，因而σ

max

不是沿截面均勻分布的，在邊緣部分應(yīng)力很大，裂紋是由表

面逐漸向內(nèi)部延伸的，好像我們把粘著的兩張紙，從一端把它們逐漸撕開一樣故

稱拉伸撕裂型。表面有缺口的試樣或者裂紋試樣，其斷口常顯示這種類型。這種

類型的韌窩，韌窩小而淺，裂紋擴展快，故在宏觀上常為脆斷，所以不要把微孔

聚合型的微觀機制都歸之為韌斷，這也是宏觀和微觀不能完全統(tǒng)一之處。

SPA-H集裝箱板斷口形貌700×

上圖為拉伸斷口形貌，斷裂全部為韌性斷裂，斷口呈韌窩狀，夾雜物少。

2.4斷口形貌分析

圖4與圖5分別給出了復(fù)合材料室溫和高溫拉伸后試樣的斷口形貌。可以看

出，室溫條件下，TMC1為韌性斷裂，其斷口有許多較淺的韌窩，而TMC2為典

型脆性斷裂，其斷口存在河流花樣以及脆性解離面。與等軸組織較淺的韌窩相比，

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TMC1的層片狀組織的增強體附件韌窩相對較深且較細小，這主要是因為層片組

織對源自增強體斷裂的裂紋具有很好的阻礙作用。同樣，從斷口來看，層片組織

的TMC2較等軸組織的延性要略好，這些結(jié)果與力學(xué)性能是一致的。高溫條件下，

兩種熱處理下的TMCs都表現(xiàn)出明顯的延性斷裂特征，并且溫度越高韌窩越深。

而由于層片組織不利于協(xié)調(diào)變形，因而塑性韌窩不易聚集長大，故表現(xiàn)出的相對

細小的韌窩。

不同組織的復(fù)合材料室溫拉伸的掃描電鏡斷口形貌

不同組織的復(fù)合材料高溫拉伸的掃描電鏡斷口形貌

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3解理斷裂

3.1形貌特征

解理斷裂的端口形貌是河流狀花樣。解理臺階、河流花樣以及舌狀花樣都是

解理斷裂的基本微觀特征。

3.2形成原理

解理斷裂是在正應(yīng)力作用產(chǎn)生的一種穿晶斷裂，斷裂面沿一定的晶面發(fā)生的，

這個平面叫做解理面。解理臺階是沿兩個高度不同的平行解理面上擴展的解理裂

紋相交時形成的。形成過程有兩種方式：通過解理裂紋與螺型位錯相交形成；通

過二次解理或撕裂形成。

第一種，當解理裂紋與螺型位錯相遇時，便形成一個臺階，裂紋繼續(xù)向前擴

展，與許多螺型位錯相交便形成眾多臺階，他們沿裂紋前端滑動而相互交匯，同

號臺階相互匯合長大，異號臺階相互抵消，當匯合臺階足夠大的時候便在電鏡下

觀察為河流狀花樣。

第二種，二次解理是指在解理裂紋擴展的兩個互相平行解理面間距較小時產(chǎn)

生的，但若解理裂紋的上下兩個面間距遠大于一個原子間距時，兩解理裂紋之間

的金屬會產(chǎn)生較大的塑性變形，結(jié)果由于塑性撕裂而形成臺階，稱為撕裂棱晶界。

舌狀花樣是由于解理裂紋沿孿晶界擴散留下的舌頭狀凹坑或凸臺，故在匹配斷口

上“舌頭”為黑白對應(yīng)的。

42CrMo鋼的沖擊試樣斷口的解理斷口微觀形貌

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3.3解理斷口形貌特征

3.3.1河流花樣（riverpattern）

解理斷口電子圖像的主要特征是“河流花樣”，河流花樣中的每條支流都對

應(yīng)著一個不同高度的相互平行的解理面之間的臺階。解理裂紋擴展過程中，眾多

的臺階相互匯合，便形成了河流花樣。在河流的“上游”，許多較小的臺階匯合

成較大的臺階，到“下游”，較大的臺階又匯合成更大的臺階。河流的流向恰好

與裂紋擴展方向一致。所以人們可以根據(jù)河流花樣的流向，判斷解理裂紋在微觀

區(qū)域內(nèi)的擴展方向。

3.3.2舌狀裂面

解理裂紋與孿晶(見孿生)相遇時可沿孿晶面形成局部裂紋，它發(fā)展到一定程

度后與解理面上的裂紋相連通，形成像躺在解理面上的舌狀裂面。這種裂面在低

溫高速加載的條件下最易發(fā)生。

3.3.3解理扇

臺階狀解理裂紋不能直接通過晶界擴展到相鄰晶粒中去，只能在晶界附近相

鄰晶粒內(nèi)某些區(qū)域形成一些新裂縫，它們在傳播過程中匯集成河流狀花樣并形成

扇面形向四周擴展。“河流”上游即解理扇，扇柄處是裂紋源，扇面下游即裂紋

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擴展方向。

3.4準解理

準解理斷裂介于解理斷裂和韌窩斷裂之間，它是兩種機制的混合。準解理與

解理的共同點：都是穿晶斷裂；有小解理面；有臺階或撕裂棱及河流狀花樣。不

同點：準解理小刻面不是晶體學(xué)解理面；真正解理裂紋常源于晶界，而準解理裂

紋則常源于晶內(nèi)硬質(zhì)點，形成從晶內(nèi)某點發(fā)源的放射狀河流花樣。

它是另一種型式的準解理斷裂，其斷裂面上顯現(xiàn)有較大的塑性變形，特征是

斷口上存在由于幾個地方的小裂紋分別擴展相遇發(fā)生塑性撕裂而形成的撕裂嶺。

準解理斷裂面不是一個嚴格準確的解理面，有人認為準解理斷裂是解理和微孔聚

合的混合機制，它常見于淬火回火鋼中。

4沿晶斷裂

4.1概念

沿晶斷裂是指裂紋在晶界上形成并沿晶界擴展的斷裂形式。

金屬材料中的裂紋沿晶界擴展而產(chǎn)生斷裂。當沿晶斷裂斷口形貌呈粒

狀時又稱晶間顆粒斷裂。多數(shù)情況下沿晶斷裂屬于脆性斷裂，但也可能出

現(xiàn)韌性斷裂，如高溫蠕變斷裂。

在多晶體變形中，晶界起協(xié)調(diào)相鄰晶粒變形的作用。但當晶界受到損

傷，其變形能力被削弱，不足以協(xié)調(diào)相鄰晶粒的變形時，便形成晶界開裂。

裂紋擴展總是沿阻力最小的路徑發(fā)展，遂表現(xiàn)為沿晶斷裂。

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鉬的沿晶斷裂

4.2形成原因

產(chǎn)生沿晶斷裂一般有如下原因：(1)晶界上存在有脆性沉淀相；(2)雜

質(zhì)和合金元素在晶界偏析，致使晶界弱化；(3)熱應(yīng)力作用；（4）環(huán)境引起

的沿晶腐蝕；（5）晶界有彌散相析出。

4.2.1晶界上有脆性沉淀相

如果脆性相在晶界面上覆蓋得不連續(xù)，例如AIN粒子在鋼的晶界面上

的分布，將產(chǎn)生微孔聚合型沿晶斷裂；如果晶界上的脆性沉淀相是連續(xù)分

布的，例如奧氏體Ni—Cr鋼中形成的連續(xù)碳化物網(wǎng)狀，則將產(chǎn)生脆性薄層

分裂型斷裂。

4.2.2晶界有使其弱化的夾雜物

如鋼中晶界上存在P、S、As、Sb、Sn等元素。有害元素沿晶界富集，

降低了晶界處表面能，使脆性轉(zhuǎn)變溫度向高溫推移，明顯提高了材料對溫

度和加載速率的敏感性，在低溫或動載條件下發(fā)生沿晶脆斷。

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Ni原本是穿晶斷裂，加入S元素后就變?yōu)檠鼐嗔?/p>

4.2.3熱應(yīng)力作用

材料在熱加工過程中，因加熱溫度過高，造成晶界熔化，嚴重減弱了

晶界結(jié)合力和晶界處的強度，在受載時，產(chǎn)生早期的低應(yīng)力沿晶斷裂。

由于淬火工藝不當，產(chǎn)生淬火裂紋，使彈簧在使用時發(fā)生斷裂。斷口經(jīng)

掃描電鏡觀察，裂源區(qū)為具有沿晶斷裂特征的淬火裂紋。彈簧在工作時，淬

火裂紋的尖端成為應(yīng)力集中區(qū)，疲勞裂紋起始于淬火裂紋的尖端。圖中具有

冰糖狀特征區(qū)為淬火裂紋區(qū)，其余區(qū)域為疲勞區(qū)。

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4.2.4環(huán)境作用

環(huán)境因素與晶界相互作用造成的晶界弱化或脆化，例如高溫蠕變條

件下的晶界弱化，應(yīng)力腐蝕條件下晶界易于優(yōu)先腐蝕等，均促使沿晶斷

裂產(chǎn)生。

A7075-(a)和A7050-(b)的穿晶斷裂

4.2.5晶界上有彌散相析出

如奧氏體高錳鋼固溶處理后，再加熱時沿晶界析出非常細小的碳化

物，從而改變了晶界層材料的性質(zhì)，這也屬于晶界受損傷的情況，雖尚

有一定的塑性變形能力，但一經(jīng)變形后，沿晶界形成微孔型開裂。

4.3斷裂過程

沿晶斷裂的過程包括裂紋的形成與擴展。晶界受損的材料受力變形

時，晶內(nèi)的運動位錯受阻于晶界，在晶界處造成應(yīng)力集中，當集中應(yīng)力

達到晶界強度時，便將晶界擠裂。這個集中應(yīng)力與位錯塞積群中的位錯

數(shù)目和滑移帶長度有關(guān)，因此沿晶斷裂強度與晶粒尺寸符合

Hall-Petch關(guān)系。

4.4斷口宏觀形貌

沿晶脆性斷裂斷口宏觀形貌一般有兩類：(1)晶粒特別粗大時形成石塊

或冰糖狀斷口；(2)晶粒較細時形成結(jié)晶狀斷口。沿晶斷裂的結(jié)晶狀斷口比

解理斷裂的結(jié)晶狀斷口反光能力稍差，顏色黯淡。

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4.5預(yù)防方法

預(yù)防沿晶斷裂的方法：將金屬進行提純、凈化晶界、防止雜質(zhì)原子在

晶界偏聚或脫溶(見固溶處理)、防止第二相在晶界上析出、改善環(huán)境因素

等，均可減少金屬發(fā)生沿晶脆性斷裂的傾向。

5金屬疲勞性斷裂

5.1疲勞原理

金屬疲勞過程的應(yīng)力狀態(tài)和應(yīng)變狀態(tài)決定了金屬材料的組織和性能的變化

規(guī)律。在靜載單向拉升的變形條件下，金屬在宏觀上呈現(xiàn)均勻變形，滑移線沿金

屬試樣表面均勻分布，只有在較大變形量時，變形才集中于試樣某一局部區(qū)域。

在交變荷載作用下，當應(yīng)力超過該材料的疲勞極限（小于屈服點）時，應(yīng)力循環(huán)

達到一定次數(shù)后，通過金相顯微鏡和X-射線的實驗觀察，可以發(fā)現(xiàn)在試樣表面

上應(yīng)力水平較高的區(qū)域或較軟的部位，產(chǎn)生了集中滑移，形成了式樣的不均勻塑

性形變。這種不均勻的塑性變形形成了通常所說的表面擠出峰和擠入槽。擠出峰

和擠入槽是金屬弱化部位滑移層見無規(guī)則滑移構(gòu)成的滑移帶。擠入槽構(gòu)成了試樣

的表面裂紋。所以擠出峰和擠入槽是金屬疲勞過程導(dǎo)致?lián)p傷的滑移條紋，而且也

是疲勞過程中組織結(jié)構(gòu)變化的典型特征。

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5.1金屬的疲勞斷裂

金屬的疲勞斷裂過程可以分為疲勞裂紋的形成、疲勞裂紋的擴展和瞬時斷裂

三個階段。

金屬疲勞破壞的起源常在于它的自由表面或它內(nèi)部的缺陷處，例如表面刀痕

或夾雜物等，這種區(qū)域的應(yīng)力較高，常引起不均勻的塑性變形，進而形成微裂紋，

這就是疲勞破壞的第一個階段。接著，在循環(huán)應(yīng)力的作用下，微裂紋緩慢斷續(xù)地

擴展，這是疲勞破壞的第二個階段。最后，當裂紋擴展到一定程度時，留下的連

續(xù)截面已不勝所加的載荷，就出現(xiàn)突發(fā)性斷裂。

起源于金屬自由表面的疲勞破壞比源于金屬內(nèi)部缺陷的可能性大。因此，除

了合理的設(shè)計能減少表面應(yīng)力集中點，也能有效防止或延遲裂紋的產(chǎn)生和擴展。

5.2疲勞裂紋的形成

疲勞裂紋最容易在應(yīng)力最高、強度最弱的部位，以及存在應(yīng)力集中的地方形

成。例如鍵槽、刀痕、變斷面處和油孔等。

形成疲勞裂紋的方式有：滑移帶開裂、夾雜物和基體界面開裂和孿晶、晶界

開裂。

5.2.1滑移帶開裂

在交變載荷作用下，金屬表面將產(chǎn)生滑移線，隨著循環(huán)次數(shù)增加，滑移線逐

漸變粗而形成滑移帶的獨特結(jié)構(gòu)與靜載荷條件下的不同，它的分布極不均勻，隨

著塑性應(yīng)變的增大，滑移帶數(shù)目不是在所有的晶面上平均增加，只是其中個別滑

移帶逐漸變寬而成為粗大的滑移帶，在金相顯微鏡下，可以明顯看到這些滑移帶。

由滑移引起的疲勞裂紋，可以認為是駐留滑移帶上的擠入和擠出現(xiàn)象的結(jié)果。

在交變荷載的繼續(xù)作用下，擠入部分向滑移帶縱深擴展，從而形成最初的疲勞裂

紋，然后裂紋沿滑移帶方向擴展，并穿過晶粒，直至轉(zhuǎn)化成宏觀裂紋。

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由滑移引起的疲勞斷裂——擠入、擠出示意圖

5.2.2夾雜物和基體晶面開裂

機械工程使用的金屬材料中，都存在非金屬雜物。另一方面，為了提高材料

強度的目的，又常引入第二相。這樣的非金屬夾雜物或第二相，將與基體形成界

面。在交變應(yīng)力作用下，夾雜物和第二相微粒在界面處與基體分離。此外，夾雜

物和第二相質(zhì)點本身在交錯應(yīng)力下也可能發(fā)生斷裂。這兩種情況都能導(dǎo)致疲勞斷

裂。

夾雜物與基體界面開裂過程示意圖

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夾雜物造成斷裂實物圖

5.2.3晶界開裂

多晶金屬的晶界常數(shù)是疲勞裂紋成核的區(qū)域。在低應(yīng)力循環(huán)荷載下，裂紋很

容易在晶界上形成。當滑移帶到達晶界時受阻，在交變荷載繼續(xù)作用下，滑移帶

在晶界上引起的應(yīng)變將不斷增加，從而在晶界前造成位錯塞積。當這種位錯塞積

形成的應(yīng)力增大到斷裂強度時，晶界即開裂而形成微裂紋。金屬的晶粒越粗，晶

界上的應(yīng)變量越大，位錯塞積也大，應(yīng)力集中增高，易于形成裂紋。

晶界開裂機理示意圖

5.3疲勞裂紋的擴展

紋萌生時開始，經(jīng)過一定條件下的不斷擴展，直到發(fā)生瞬時斷裂為止的整個

過程，一共可以分成微觀裂紋擴展、宏觀裂紋擴展和瞬時斷裂三個階段。

第I階段：微觀裂紋擴展。疲勞裂紋形成后，能沿著與拉應(yīng)力成45°角的

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最大切應(yīng)力方向擴展。不過這一階段的擴展速度很低，深度很淺，只有當裂紋擴

展到一定程度后，才轉(zhuǎn)入第II階段。

第II階段：宏觀裂紋擴展。在這一階段中，裂紋將向垂直于拉應(yīng)力的方向

擴展，它的擴展速度和深度都大于第I階段。

第III階段：瞬時斷裂。隨著裂紋的不斷擴展，殘留的截面積不斷縮小，應(yīng)

力則不斷增大。當應(yīng)力超過材料的靜強度指標，即強度極限時，最終發(fā)生瞬時斷

裂。疲勞斷裂的宏觀斷口具有脆性特性，無明顯的塑性變形。

疲勞擴展過程示意圖

5.4金屬疲勞斷裂宏觀斷口

疲勞斷裂宏觀疲勞斷口可以分為三個區(qū)，即源區(qū)、擴展區(qū)與瞬時斷裂區(qū)。源

區(qū)一般位于試樣表面，尤其是存在應(yīng)力集中的部位，一般比較光亮。疲勞擴展區(qū)

緊靠源區(qū)，也很光亮、平滑，而且可看到呈貝紋線或海灘花樣，即存在一些類似

同心圓的弧線包圍源區(qū)，它是應(yīng)力發(fā)生突變和材料組織變化使裂紋改變方向時留

下的裂紋前沿線痕跡。最后是瞬時斷裂區(qū)，它是由于疲勞裂紋擴展至臨界長度后，

剩余截面上的真實應(yīng)力超過材料抗拉強度而發(fā)生的靜載斷裂，它的斷口特征和存

在嚴重應(yīng)力集中的低應(yīng)力脆性斷口相似，多出現(xiàn)放射花樣。

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疲勞斷口示意圖

疲勞破壞過程和斷口形狀，與零件的工作載荷類型、應(yīng)力大小和應(yīng)力集中條

件等有很大關(guān)系。

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不同工作載荷對斷口的影響

1.高應(yīng)力下的反復(fù)彎曲；2.低應(yīng)力下的反復(fù)彎曲；3.高應(yīng)力下的旋轉(zhuǎn)彎曲；4.低應(yīng)力下的旋

轉(zhuǎn)彎曲；5.高應(yīng)力和低應(yīng)力集中系數(shù)下的旋轉(zhuǎn)彎曲；6.低應(yīng)力和低應(yīng)力集中系數(shù)下的旋轉(zhuǎn)彎

曲；7.高應(yīng)力和高應(yīng)力集中系數(shù)下的旋轉(zhuǎn)彎曲；8.抵應(yīng)力下的位—壓

6防止金屬脆性斷裂失效的途徑

6.1材料的設(shè)計與制造

防止脆性斷裂應(yīng)控制下列因素來進行合理結(jié)構(gòu)設(shè)計，即材料的斷裂韌性水平、

構(gòu)件的工作溫度和應(yīng)力狀態(tài)、載荷類型及環(huán)境因素等。

溫度是引起構(gòu)件脆斷的重要因素之一，設(shè)計者必須考慮使構(gòu)件的工作溫度高

于材料的脆性轉(zhuǎn)變溫度（Tc）。若所設(shè)計的構(gòu)件工作溫度低于Tc時，則必須降

低設(shè)計應(yīng)力水平，使應(yīng)力低于不會發(fā)生裂紋的擴展。若其設(shè)計應(yīng)力不能降低，則

應(yīng)更換材料，選擇韌性更高，Tc更低的材料。在選擇材料時，應(yīng)保證材料具有

良好的強韌性，良好的工藝性能。

從減少構(gòu)件脆性斷裂上，在進行構(gòu)件設(shè)計時，應(yīng)使缺陷所產(chǎn)生的應(yīng)力集中減

少到最低限度，如減少尖角及結(jié)構(gòu)尺寸的不連續(xù)性，合理布置焊縫的位置。冶金

生產(chǎn)方面要減少鋼中的夾雜物、氣孔及鋼材的表面缺陷。結(jié)構(gòu)加工后不應(yīng)存在缺

口、凹槽、過深的刀痕等缺陷。焊接時要防止裂紋、焊瘤、未焊透等缺陷，減小

和消除鋼結(jié)構(gòu)中的殘余應(yīng)力，尤其在條件允許的情況下焊接結(jié)構(gòu)應(yīng)盡量消除焊接

殘余應(yīng)力，這對于防止低溫脆斷具有非常重要的意義。

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6.2調(diào)整化學(xué)成分

鋼的化學(xué)成分中的有益元素含量在合金設(shè)計中應(yīng)給以重視，而C、N、H、O、

P等有害夾雜含量增加均會提高脆性轉(zhuǎn)變溫度，降低沖擊韌性，所以應(yīng)減少其含

量。要對脆斷事故進行分析，首先應(yīng)該要看是否含量超標，不超標時也要考慮合

金配比是否合適，因為成分落在牌號規(guī)范內(nèi)，但配比不合適（如Mn/C比），其

工藝性能或使用性能上達不到要求并引起失效的事例是很多的，如在設(shè)計鋼的成

分時應(yīng)盡可能地控制一些對鋼的回火脆性影響較大元素的配比，使鋼的回火脆性

不致過大，以及向回火脆性敏感性較大的鋼中添加鉬和鎢，對回火脆性敏感性較

大的鉻鎳鋼，鉻錳鋼、硅錳鋼、鉻釩鋼等加鉬便是如此。

鎳被認為是降低鋼的脆性轉(zhuǎn)變溫度作用最大的元素。低碳鋼的脆性轉(zhuǎn)變溫度

因鎳量增加而降低，淬火后低溫回火的鎳鋼含4.5%鎳，高溫回火的鋼含2.5％鎳

時，脆性轉(zhuǎn)變溫度可降到最低。在合金結(jié)構(gòu)鋼中，銅的作用與鎳相似。

錳對鋼的脆性轉(zhuǎn)變溫度的影響因含量不同而異。低碳鋼含錳在1.5％以下時

可使脆性轉(zhuǎn)變溫度降低，所以，降碳增錳可以減少鋼中的碳化物、細化晶粒，有

利于低碳鋼獲得較高的低溫沖擊韌性，但含錳高時又使鋼的脆性轉(zhuǎn)變溫度提高。

此外，鋼中偏析、夾雜物。白點、微裂紋等缺陷越多，韌性越低。

綜上所述，碳、氮、磷。硅等元素增大鋼的冷脆性傾向，鎳、少量錳、銅等

元素有利于鋼獲得較高的低溫沖擊韌性。由于合金元素對鋼的冷脆性的影響很復(fù)

雜，加之還要受其他方面因素的影響，還需具體分折。總之，調(diào)整合金元素，降

低雜質(zhì)含量，提高鋼的純凈度是降低材料脆斷的有效途徑。

6.3細化晶粒

細化晶粒是控制材料韌性．避免脆斷的重要手段。粗晶粒的鋼脆性轉(zhuǎn)變溫度

較細晶粒的為高，如粗晶粒的中碳鋼的脆性轉(zhuǎn)變溫度，可較細晶粒的鋼高40℃。

細晶粒強化符合Hall-Petch關(guān)系，當晶粒越細，晶界面積就越大，晶界對位錯

運動的阻礙也越大，從而使強度升高。此外，晶粒越細，在一定體積內(nèi)的晶粒數(shù)

目越多，在同樣變形量下，變形分散在更多的晶粒內(nèi)進行，晶粒內(nèi)部和晶界附近

的應(yīng)變度相差較小，變形較均勻，相對來說引起應(yīng)力集中減小，使材料在斷裂之

前能承受較大的變形量，因而有較好的塑性；又因為晶粒越細，晶界的曲折越多，

越不利于裂紋的傳播。從而在斷裂過程中可吸收更多的能量，表現(xiàn)出較高的韌性；

當晶粒細小時，晶界面積增加。又使晶界雜質(zhì)濃度減少，避免產(chǎn)生沿晶脆性斷裂。

在鑄造生產(chǎn)中可通過加大過冷度，在鑄鐵中加入硅鐵或硅鈣合金，在鋁合金中加

入鈦、鋯、釩等或在合金鋼中加入碳化物形成元素（Ti、V等)，阻止加熱時對

晶粒長大，從而細化晶粒提高韌性。

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7斷裂實例分析

左圖為一種用于制備高分子材料的拉模板，

它是由一種新型合金制成，但其在實驗使用過

程中，僅加熱了30分鐘，便發(fā)生了斷裂；用其

他樣品測試也發(fā)生了類似情況。這是其中的一

個樣品，對其進行分析，以確定開裂的原因。

化學(xué)分析鑒定為模切板材料是金屬粉末冶金制

得的馬氏體不銹鋼工具鋼，其結(jié)構(gòu)的設(shè)計是為

實現(xiàn)良好的耐磨性。

分析過程如下：

圖1是拉模板的俯視圖，從圖中可以看出，

這個裂口起始在外邊緣，之后向內(nèi)延伸，

接觸到了擠孔的，并沿著其圓周面發(fā)生了

一定的偏折。

圖1

圖2是拉模板的側(cè)面度，顯示了斷裂的寬

度，這一寬度說明了這部分有著很大的殘余應(yīng)

力

圖2

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圖3是拉模板入口處（圖1的背面）的照片，

可以發(fā)現(xiàn)斷裂是由螺絲孔和加熱孔之間的窄帶

出開始的。

圖3

圖4是局部放大圖，可看到，螺絲孔與加熱

孔之間的距離很小。

圖4

圖5圖6

圖5,6使用立體顯微鏡（65倍）對其他加熱孔和螺絲孔的觀察，得到其低倍的

放大圖像，發(fā)現(xiàn)全部的窄帶部分都出現(xiàn)了不同程度的裂縫。

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因為斷口的表面已經(jīng)被嚴重氧化，

為了方便下一步的分析，特地將其從

橫斷面拋開。圖7標注出了窄帶的位

置

圖7

剛剖開的斷口處尚未被氧化，可

以很好地展現(xiàn)出斷裂的表面情況。清

潔試樣后，用SEM對其進行觀察和分

析圖8是低倍SEM像，原始的裂紋輪

廓被標記了出來。斷裂面是由于實驗

室中為剖開試樣，而應(yīng)力過載造成的

圖8

通過使用背散射電子（BSE）來增

加SEM的放大倍數(shù)，從而得到了圖9，

顯示了原始裂紋表面已被氧化

圖9

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圖10是繼續(xù)增大SEM的放大倍數(shù)所得到的

圖像，可以看到原始斷裂面的邊界處有滲氮層。

對其進行形貌分析，得出結(jié)論，裂紋是由右上

方的V型角開始，這個角由于不完整的螺紋牙

底（應(yīng)力集中最高處）

圖10

圖11圖12

圖11是高放大倍數(shù)的滲氮層的剖面圖。表面應(yīng)經(jīng)氮氣被氧化了，這正是斷口的

真正特征。圖12滲氮層的內(nèi)側(cè)也已經(jīng)被氮氣高度氧化了

圖13實驗室中的新開的斷口，可

以看到，這一端口上沒有滲氮層，只

有一個韌窩的結(jié)構(gòu)，沒有被氧化，說

明這是個韌性斷裂，內(nèi)部材料并沒脆

化

圖13

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對圖6中觀察得到細微的裂紋進

行橫切面的金相分析。首先，要對這

一內(nèi)側(cè)的表面進行拋光處理，去除大

約0.002英尺的厚度，使其達到ASTM

E3-01的金相分析標準。圖14是低倍

光鏡下窄帶的照片，該窄帶最窄處只

有721.9μm。還可以觀察到多出裂紋。

圖14

對裂紋處進一步放大可看到氧化

了的線形裂紋，該裂紋是在V型螺紋

的邊緣處，其中白色顆粒是碳化物，

可以看出碳化物分密度很高。（圖15）

圖15

試樣的表面被磨平拋光大于635

μm的厚度，之后再對其微觀結(jié)構(gòu)進

行檢測。圖16是0.025英寸下的橫斷

面光鏡圖像，可以很明顯觀察到一層

滲氮層。

圖16

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提高光鏡放大倍數(shù)，顯示出螺絲

孔V型凹口處的表面（還有一些小裂

紋）

圖17

對同一位置，在腐蝕去表層之后，

得到了圖18，顯示出了黑色的氮化物

擴散區(qū)域。另外，白色的球狀顆粒是

碳化物。

圖18

圖19是高倍放大后的氮化物層。

白色的球狀顆粒是碳化物。沿著晶界

的狹長白色網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)是氮化鐵和碳氮

化合物，這是一層很脆的結(jié)構(gòu)組織。

圖19

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對螺絲孔的縱向橫截面進行金相

分析，圖20在螺紋上也有明顯滲氮層

圖20

圖21的高倍放大圖像揭示了滲氮

層內(nèi)部氮化物與碳化物相互交織的網(wǎng)

絡(luò)

圖21

圖22，,23的許多裂紋顯示了這一結(jié)構(gòu)的脆性。

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圖24

對表層下微裂紋進行顯微努氏硬度測試，測試中對其施加500g的載荷，并

將所得結(jié)果轉(zhuǎn)換為洛氏硬度HRC。得到的結(jié)果是：滲氮層的硬度極高，達到了

81-84HRC，這也說明了，這一部分具有極大的脆性。而拉模板核心部分的硬度僅

為44HRC。

核心材料硬度較低，加之氮化的影響，這些極大地降低了材料的耐磨性能。

分析結(jié)果

結(jié)果表明脆性滲氮層蓋，螺絲孔和加熱器入口之間的狹窄窄帶的橫截面面積

太小，而導(dǎo)致破壞模具板。斷裂由螺絲孔開始，快速地傳播到加熱器孔，之后快

速地超越該孔，而傳播到毗鄰的過薄的窄帶。加熱器的加熱引起了熱應(yīng)力這造成

了非常硬而脆的滲氮層的開裂該合金由于具有一個很高的碳含量，所以其耐磨性

極佳。而且其中摻雜了釩的碳化物（耐磨常用工具鋼的碳化物），因為防止了氮

化，所以具有了優(yōu)異的性能。元件若發(fā)生氮化，則其耐腐蝕性降低和基體的硬度

會有所降低。

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建議改進措施

1.為防止拉模板被氮化，因該在其退火之后立即在700°F下兩倍回火；

2.加大螺絲孔和加熱器孔的距離，從而增大二者的厚度；

3.在起始階段，應(yīng)緩慢加熱，這樣可以降低熱應(yīng)力。