断口的宏观形貌、微观形态及断裂机理
按断裂的途径，断口可分为穿晶断裂和沿晶断裂两大类。穿晶断裂又分为穿晶韧性断裂和穿晶解理断裂（其中包括准解理断裂）。沿晶断裂也分为沿晶韧性断裂和沿晶脆性断裂。下面分别加以讨论。
1.穿晶断口
（1）穿晶韧窝型断口断裂穿过晶粒内部，由大量韧窝的成核、扩展、连接而形成的一种断口。
宏观形貌：在拉伸试验情况下，总是先塑性变形，引起缩颈，然后在缩颈部位裂纹沿与外力垂直的方向扩展，到一定程度后失稳，沿与外力成45°方向快速发展至断裂。众所周知，这种断口称为杯锥状断口。断口表面粗糙不平，无金属光泽，故又称为纤维状断口。
微观形态：在电子显微镜和扫描电镜下观察，断口通常是由大量韧窝连接而成的。每个韧窝的底部往往存在着第二相（包括非金属夹杂）质点。第二相质点的尺寸远小于韧窝的尺寸。韧窝形成的原因一般有两种形成情况：
1）韧窝底部有第二相质点的情况。由于第二相质点与基体的力学性能不同（另外，还
有第二相质点与基体的结合能力、热膨胀系数、第二相质点本身的大小、形状等的影响），所以在塑性变形过程中沿第二相质点边界（或穿过第二相质点）易形成微孔裂纹的核心。在应力作用下，这些微孔裂纹的核心逐渐长大，并随着塑性变形的增加，显微孔坑之间的连接部分逐渐变薄，直至最后断裂。图3-41是微孔穿过第二相质点的示意图。若微孔沿第二相点边界成核、扩展形成韧窝型裂纹后，则第二相质点留在韧窝的某一侧。
2）在韧窝的底部没有第二相质点存在的情况。韧窝的形成是由于材料中原来有显微孔穴或者是由于塑性变形而形成的显微孔穴，这些显微孔穴随塑性变形的增大而不断扩展和相互连接，直至断裂。这种韧窝的形成往往需要进行很大的塑性变形后才能够实现。因此，在这类断口上往往只有少量的韧窝或少量变形状韧窝，有的甚至经很大的塑性变形后仍见不到韧窝。当变形不大时，断口呈波纹状或蛇形花样，而当变形很大时，则为无特征的平面。
韧窝的形状与应力状态有较大关系。由于试样的受力情况可能是垂直应力、切应力或由弯矩引起的应力，这三种情况下韧窝的形状是不一样的。
（2）解理与准解理断口
1）解理断口。断裂是穿过晶粒、沿一定的结晶学平面（即解理面）的分离，特别是在低温或快速加载条件下。解理断裂一般是沿体心立方晶格的｛100｝面，六方晶格的｛0001｝面发生的。
宏观形貌：解理断裂的宏观断口叫法很多，例如称为“山脊状断口”、“结晶状断口”、以及“萘状断口”等（见图片3-53）。山脊状断口的山脊指向断裂源，可根据山脊状正交曲线群判定断裂起点和断裂方向。萘状断口上有许多取向不同、比较光滑的小平面，它们象条晶体一样闪闪发光。这些取向不同的小平面与晶粒的尺寸相对应，反映了金属晶粒的大小。微观形态：在电子显微镜下观察时，解理断口呈“河流花样”和“舌状花样”。
2）准解理断口。这种断口在低碳钢中最常见。前述的结晶状断口就是准解理断口，它在宏观上类似解理断口。
准解理断口的微观形态主要是由许多准解理小平面、“河流花样”、“舌状花样”及“撕裂岭”组成。
2.沿晶断口
沿晶断口是沿不同取向的晶粒边界发生断裂。其产生的主要原因是由于晶界弱化，使晶界强度明显低于晶内强度而引起的。造成晶界弱化的原因很多，例如，锻造过程中加热和塑性
变形工艺不当引起的严重粗晶；高温加热时气氛中的C、H等元素浓度过高以及炉中残存有铜，渗人晶界；过烧时的晶界熔化或氧化；加热及冷却不当造成沿晶界析出第二相质点或脆性薄膜；合金元素和夹杂偏析造成沿晶界的富集；另外沿晶界的化学腐蚀和应力腐蚀等等，都可以造成晶界弱化，产生沿晶断口。
（1）沿晶韧窝型断口
若第二相质点沿晶界析出的密度很高，或因有一定密度的第二相质点再加上晶粒粗大，都会发生沿晶韧窝型断裂。沿晶韧窝形成的原因与穿晶韧窝相同。这种断裂的显微裂纹是沿着或穿过第二相质点成核的。显微裂纹的扩展和连接，伴随有一定量的微观塑性变形。在断口表面可看到许多位向不同、无金属光泽的“小棱面”或“小平面”。这些“小棱面”或“小平面”的尺寸与晶粒尺寸相对应（如果晶粒细小，则断口表面上的“小棱面”或“小平面”用肉眼就不能看到或不明显）。在电子显微镜下观察“小校面”或“小平面”，它是由大量韧窝组成的，韧窝底部往往存在有第二相质点（或薄膜）。
石状断口和棱面断口都是沿晶韧窝型断口。另外，偏析线也是一种沿晶韧窝型断口。（2）沿晶脆性断口
在沿晶脆性断口上，几乎没有塑性变形的痕迹或仅看到极少的韧窝。例如，过烧后的断口，就是沿晶界氧化物薄膜发生的一种沿晶脆性断裂。另外，18-8奥氏体不锈钢沿晶界大量析出碳化物后，也易产生沿晶脆断；沿晶界化学腐蚀和应力腐蚀（包括氢脆）后产生的断口，也都是沿晶脆性断口。属于这类断口的还有层状断口和撕痕状断口等。
上面介绍的断口微观形态，是按照断裂的途径来分类的。而实际生产中见到的断口有时往往是由几种类型并存的混合断口。例如，石状断口中，如果“小棱面”或“小平面”不是贯穿整个断面，断口常常是沿晶和穿晶混合断口。
在实际生产中根据缺陷断口的宏观形貌和微观形态就可以判断出缺陷的类型、缺陷产生的原因和应采取的对策。
例如某厂生产的迫击炮炮尾，在试炮时经常发生折断的情况，经断口试验发现是石状断口，经选区电子衍射分析确认韧窝底部的析出相颗粒是MnS再结合现场调查认为该缺陷产生的原因是终锻前的加热温度过高，终锻时的变形程度过小造成的。由于加热温度高，使奥氏体晶粒粗大，并使MnS大量溶入基体，锻后冷却时，MhS沿粗大的奥氏体晶界析出，造成晶界严重弱化所致，后来改变预制坯的尺寸以增大终锻的变形量，并降低终锻前的加热温度，问题就圆满地解决了。
又例如某厂生产的Cr—Ni—Mo—V钢某种大型轴类锻件，在运行中发生的脆性断裂，经断口检验发现：此类锻件存在有棱面断口。
该锻件用的钢是在5t碱性电弧炉中用氧化法冶炼的，锭重2.2t，锻造加热温度为1180～1200℃，保温3h以上，锻后立即送热处理炉进行退火、扩氢处理，然后进行粗加工和调质处理。调质后在两端切取试片，作纵向断口检验，发现有棱面断口，棱面断口大多出现在大型锻件的心部，而锻件边部仍为正常的纤维状断口，金相组织中有沿原粗大奥氏体晶界的析出相的链状网络。棱面断口的微观形态，韧窝内的析出相为不规则的四边形，呈薄片状，经选区电子衍射确定为AlN。由AlN的等温析出曲线可见，在约900℃缓慢冷却时，将有大量的AlN析出。
根据上述检验结果分析认为：
1）该Cr—Ni—Mo—V钢大型轴类锻件，其棱面断口主要是在锻造加热时温度较高，保温时间过长，在锻后缓冷过程中，固溶入基体的大量AlN呈薄片状沿粗大的奥氏体晶界呈链状网络析出，造成微孔聚合型沿晶断裂而形成的。奥氏体晶粒越粗大，析出相密度愈高，晶界弱化愈严重。
2）锻造高温加热的时间越长，固溶人基体的AlN越多，随后缓冷过程中形成校面断口的
倾向越大，因此适当控制锻造加热规范是很重要的。
氢脆对钢的影响概述 摘要本人介绍了氢脆的相关背景和氢脆的几种形式，分别为:氢化学反应脆裂，内氢脆裂和氢环境脆裂。然后，根据国内外 的一些研究，论述了氢脆对低合金钢、不锈钢以及高强度钢种的影响。最后，根据氢脆的机制概括了一些氢脆的预防方法。 关键词氢脆，不锈钢，低合金钢，高强度钢. INFLUENCE OF HYDROGEN EMBRITTLEMNET ON STEEL ABSTRACT This article describes the background of hydrogen embrittlement and several forms of hydrogen embrittlement. The form of hydrogen embrittlement are as follows: chemical reaction of hydrogen embrittlement, the hydrogen embrittlement and hydrogen environment embrittlement crack. Then, the author of several studies at home and abroad, discusses the hydrogen embrittlement of low alloy steel, stainless steel and the impact of high-strength steel. Finally, according to the mechanism of hydrogen embrittlement outlines some methods of prevention of hydrogen embrittlement. KEY WORDS hydrogen embrittlement; stainless steel; low alloy steel; high strength steel 前言 氢脆是由于电化学作用产生的原子氢渗入金属材料而产生脆性破坏的一种现象。它是氢系统设计中的一个大问题，在宇航工业中由于材料氢脆曾多次造成事故。据“氢安全使用手册”介绍，“材料损坏和材料不相容性所造成的事故，各占事故总数的3%。使用同氢不相容的材料曾造成多次事故，而材料的氢脆又是造成多次事故的一个原因。” 关于氢对铁基材料性能的影响和造成的事故早有所知，对它进行的研究也有近百年的历史了，但是研究不够深入，了解也很肤浅。人们所熟悉的氢脆大多都是材料在酸洗或电镀过程中吸收氢所造成的。氢脆机理是非常复杂的，需要用复杂的数学模型来描述和分析。美国有些单位采用一些先进方法来研究氢脆现象，如布朗恩大学使用断裂力学/扩散/减聚力分析方法，哥伦比亚大学和美国国家宇航实验室使用统计模型。近年来，有些研究人员利用了有效理论数学分析来研究氢在金属中的运动，加强了对氢运动和效应的理论基础研究，这将进一步邦助改进材料的性态。目前的研究提高了发现金属晶格中小量氢的能力。 1 氢脆的几种形式 从广义上来讲，氢脆断裂是属于腐蚀断裂的一种，因为氢脆也是由于电化学作用引起钢材脆性破坏的现象。氢脆断裂是电化学反应在阴极产生的原子状态氢(H)渗入钢中而导致的脆性断裂。应力腐蚀断裂则是由于电化学反应阳极溶解的结果。费尔普斯已证明阳极溶解和阴极氢脆过程都可使高强度钢产生应力腐蚀裂纹。为此布朗等还测量了正在长大的应力腐蚀
断口的宏观形貌、微观形态及断裂机理 按断裂的途径，断口可分为穿晶断裂和沿晶断裂两大类。穿晶断裂又分为穿晶韧性断裂和穿晶解理断裂（其中包括准解理断裂）。沿晶断裂也分为沿晶韧性断裂和沿晶脆性断裂。下面分别加以讨论。 1.穿晶断口 （1）穿晶韧窝型断口断裂穿过晶粒内部，由大量韧窝的成核、扩展、连接而形成的一种断口。 宏观形貌：在拉伸试验情况下，总是先塑性变形，引起缩颈，然后在缩颈部位裂纹沿与外力垂直的方向扩展，到一定程度后失稳，沿与外力成45°方向快速发展至断裂。众所周知，这种断口称为杯锥状断口。断口表面粗糙不平，无金属光泽，故又称为纤维状断口。 微观形态：在电子显微镜和扫描电镜下观察，断口通常是由大量韧窝连接而成的。每个韧窝的底部往往存在着第二相（包括非金属夹杂）质点。第二相质点的尺寸远小于韧窝的尺寸。韧窝形成的原因一般有两种形成情况： 1）韧窝底部有第二相质点的情况。由于第二相质点与基体的力学性能不同（另外，还 有第二相质点与基体的结合能力、热膨胀系数、第二相质点本身的大小、形状等的影响），所以在塑性变形过程中沿第二相质点边界（或穿过第二相质点）易形成微孔裂纹的核心。在应力作用下，这些微孔裂纹的核心逐渐长大，并随着塑性变形的增加，显微孔坑之间的连接部分逐渐变薄，直至最后断裂。图3-41是微孔穿过第二相质点的示意图。若微孔沿第二相点边界成核、扩展形成韧窝型裂纹后，则第二相质点留在韧窝的某一侧。 2）在韧窝的底部没有第二相质点存在的情况。韧窝的形成是由于材料中原来有显微孔穴或者是由于塑性变形而形成的显微孔穴，这些显微孔穴随塑性变形的增大而不断扩展和相互连接，直至断裂。这种韧窝的形成往往需要进行很大的塑性变形后才能够实现。因此，在这类断口上往往只有少量的韧窝或少量变形状韧窝，有的甚至经很大的塑性变形后仍见不到韧窝。当变形不大时，断口呈波纹状或蛇形花样，而当变形很大时，则为无特征的平面。 韧窝的形状与应力状态有较大关系。由于试样的受力情况可能是垂直应力、切应力或由弯矩引起的应力，这三种情况下韧窝的形状是不一样的。 （2）解理与准解理断口 1）解理断口。断裂是穿过晶粒、沿一定的结晶学平面（即解理面）的分离，特别是在低温或快速加载条件下。解理断裂一般是沿体心立方晶格的｛100｝面，六方晶格的｛0001｝面发生的。 宏观形貌：解理断裂的宏观断口叫法很多，例如称为“山脊状断口”、“结晶状断口”、以及“萘状断口”等（见图片3-53）。山脊状断口的山脊指向断裂源，可根据山脊状正交曲线群判定断裂起点和断裂方向。萘状断口上有许多取向不同、比较光滑的小平面，它们象条晶体一样闪闪发光。这些取向不同的小平面与晶粒的尺寸相对应，反映了金属晶粒的大小。微观形态：在电子显微镜下观察时，解理断口呈“河流花样”和“舌状花样”。 2）准解理断口。这种断口在低碳钢中最常见。前述的结晶状断口就是准解理断口，它在宏观上类似解理断口。 准解理断口的微观形态主要是由许多准解理小平面、“河流花样”、“舌状花样”及“撕裂
断口分析 研究金属断裂面的学科，是断裂学科的组成部分。金属破断后获得的一对相互匹配的断裂表面及其外观形貌，称断口。断口总是发生在金属组织中最薄弱的地方，记录着有关断裂全过程的许多珍贵资料，所以在研究断裂时，对断口的观察和研究一直受到重视。通过断口的形态分析去研究一些断裂的基本问题：如断裂起因、断裂性质、断裂方式、断裂机制、断裂韧性、断裂过程的应力状态以及裂纹扩展速率等。如果要求深入地研究材料的冶金因素和环境因素对断裂过程的影响，通常还要进行断口表面的微区成分分析、主体分析、结晶学分析和断口的应力与应变分析等。随着断裂学科的发展，断口分析同断裂力学等所研究的问题更加密切相关，互相渗透，互相配合；断口分析的实验技术和分析问题的深度将会取得新的发展。断口分析现已成为对金属构件进行失效分析的重要手段。 断口的宏观和微观观察断口分析的实验基础是对断口表面的宏观形貌和微观结构特征进行直接观察和分析。通常把低于40倍的观察称为宏观观察，高于40倍的观察称为微观观察。 对断口进行宏观观察的仪器主要是放大镜(约10倍)和体视显微镜（从5～50倍）等。在很多情况下,利用宏观观察就可以判定断裂的性质、起始位置和裂纹扩展路径。但如果要对断裂起点附近进行细致研究，分析断裂原因和断裂机制，还必须进行微观观察。 断口的微观观察经历了光学显微镜（观察断口的实用倍数是在 50～500倍间）、透射电子显微镜（观察断口的实用倍数是在 1000～40000倍间）和扫描电子显微镜（观察断口的实用倍数是在 20～10000倍间）三个阶段。因为断口是一个凹凸不平的粗糙表面，观察断口所用的显微镜要具有最大限度的焦深，尽可能宽的放大倍数范围和高的分辨率。扫描电子显微镜最能满足上述的综合要求，故近年来对断口观察大多用扫描电子显微镜进行（见金属和合金的微观分析）。 脆性断口和延性断口根据断裂的性质，断口大致可以分为几乎不伴随塑性变形而断裂的脆性断口，和伴随着明显塑性变形的延性断口。脆性断口的断裂面通常与拉伸应力垂直，宏观上断口由具有光泽的结晶亮面组成;延性断口的断裂面可能同拉伸应力垂直或倾斜,分别称为正断口和斜断口；从宏观来看，断口上有细小凹凸，呈纤维状。对于单轴拉伸断口和冲击断口，在理想情况下，其断裂面是由三个明显不同的区域（即纤维区、放射区和剪切唇区）所构成（图1）。这三个区域实际上是裂纹形成区、裂纹扩展区和剪切断裂区（对冲击拉伸则有终了断裂区），通常称它们为断口三要素。对于同一种材料，三个区域的面积及其所占整个断口的比例随外界条件的改变而变化。例如：加载速率愈大，温度愈低，则裂纹扩展区（即放射区）所占的比例也愈大。如果定义裂纹扩展区对另外两个区面积的比值为R,则通常把R=1时的断裂温度称为材料的韧性－脆性转变温度（或延性-脆性转变温度、塑性-脆性转变温度）。如果在同一温度和加载速率下比较两种材料的断裂性质，则R值愈小的材料，其延性（塑性）愈好。 金属断裂的微观机制为了阐明断裂的全过程（包括裂纹的生核和扩展，以及环境因素对断裂过程的影响等），提出种种微观断裂模型,以探讨其物理实质,称为断裂机制。在断口的分析中，各种断裂机制的提出主要是以断口的微观形态为基础，并根据断裂性质、断裂方式以及同环境和时间因素的密切相关性而加以分类。根据大量的研究成果，目前已知主要的金属断裂微观机制可以归纳在表1中。
螺丝电镀后氢脆问题及解决方案 直接说结论：以合金钢作原料生产的10.9级、12.9级、14.9级高强度螺栓电镀后（或仅酸洗后），必须在第一时间除氢脆处理，除氢脆处理的方法是：200度烘箱加热3- 4小时析出氢原子。 以下内容是唠叨： 第二次世界大战初期，英国皇家空军一架Spitpie战斗机由于引擎主轴断裂而坠落，机毁人亡，此事曾震惊英国朝野。1975年美国芝加哥一家炼油厂，因一根15cm 的不锈钢管突然破裂，引起爆炸和火灾，造成长期停产。法国在开采克拉克气田时， 由于管道破裂，造成持续一个月的大火。我国在开发某大油田时，也曾因管道破裂发 生过井喷，损失惨重。在军事方面还有：美国“北极星”导弹因固体燃料发动机机壳破 裂而不能发射，美空军F-11战斗机在空中突然坠毁等。途中行驶的汽车因传动轴突然断裂而翻车，正在机床上切削的刀具突然断裂等事故枚不胜举。这些灾难性的恶性事故，瞬时发生，事先毫无征兆，断裂无商量，严重地威胁着人们生产财产安全。起初 科学工作者们对出事原因，众说纷纭，一筹莫展。后来经过长期观察和研究，终于探 明这一系列的恶性事故的罪魁祸首——氢脆。 1、氢脆的原因 氢脆通常表现为钢材的塑性显著下降，脆性急剧增加，并在静载荷下（往往低于 材料的σb）经过一段时间后发生破裂破坏的趋势。众所周知，氢在钢中有一定的溶解度。炼钢过程中，钢液凝固后，微量的氢还会留在钢中。通常生产的钢，其含氢量在 一个很小的范围内。氢在钢中的溶解度随温度下降而迅速降低，过饱和的氢将要析出。
氢是在钢铁中扩散速度最快的元素，其原子半径最小，在低温区仍有很强的扩散 能力。如果冷却时有足够的时间使钢中的氢逸出表面或钢中的氢含量较低时，则氢脆 就不易发生。如果冷却速度快，钢件断面尺寸比较大或钢中氢含量较高时，位于钢件 中心部分的氢来不及逸出，过剩的氢将进入钢的一些缺陷中去，如枝晶间隙、气孔内。若缺陷附近由于氢的聚集会产生强大的内压而导致微裂纹的萌生与扩展。这是由于缺 陷吸附了氢原子之后，使表面能大大降低，从而导致钢材破坏所需的临界应力也急剧 降低。 一般的说，钢的氢脆发生在室温附近的-50~100℃之间。温度过低时氢的扩散速 度太慢，聚集少不会析出；高温时氢将被“烤”出钢外，氢脆破坏也不大会发生。随着 科学的发展，人们又发现氢脆机理的新观点：氢促进了裂纹尖端区塑性变形，而塑性 变形，又促进了氢在该区域内浓集，从而降低了该区的断裂应力值，这就促进了微裂 的产生，裂纹的扩展也伴随着塑性流变。
名词解释 延性断裂：金属材料在过载负荷的作用下，局部发生明显的宏观塑性变形后断裂。 蠕变：金属长时间在恒应力，恒温作用下，慢慢产生塑性变形的现象。 准解理断裂：断口形态与解理断口相似，但具有较大塑性变形（变形量大于解理断裂、小于延性断裂）是一种脆性穿晶断口 沿晶断裂：裂纹沿着晶界扩展的方式发生的断裂。 解理断裂：在正应力作用下沿解理面发生的穿晶脆断。 应力腐蚀断裂：拉应力和腐蚀介质联合作用的低应力脆断 疲劳辉纹：显微观察疲劳断口时，断口上细小的，相互平行的具有规则间距的，与裂纹扩展方向垂直的显微条纹。 正断：断面取向与最大正应力相垂直（解理断裂、平面应变条件下的断裂） 韧性：材料从变形到断裂过程中吸收能量的大小，是材料强度和塑性的综合反映。 冲击韧性：冲击过程中材料吸收的功除以断的面积。 位向腐蚀坑技术：利用材料腐蚀后的几何形状与晶面指数之间的关系研究晶体取向，分析断 裂机理或断裂过程。 河流花样：解理台阶及局部塑性变形形成的撕裂脊线所组成的条纹。其形状类似地图上的河 流。 断口萃取复型：利用AC 纸将断口上夹杂物或第二相质点萃取下来做电子衍射分析确定这些 质点的晶体结构。 氢脆：金属材料由于受到含氢气氛的作用而引起的低应力脆断。 卵形韧窝：大韧窝在长大过程中与小韧窝交截产生的。 等轴韧窝：拉伸正应力作用下形成的圆形微坑。 均匀分布于断口表面，显微洞孔沿空间三 维方向均匀长大。 第一章 断裂的分类及特点 1.根据宏观现象分：脆性断裂和延伸断裂。 脆性断裂裂纹源：材料表面、部的缺陷、微裂纹；断口：平齐、与正应力相垂直 ，人字纹或放射花纹。延性断裂裂纹源：孔穴的形成和合并;断口：三区，无光泽的纤维状，剪切面断裂、与拉伸轴线成45o . 2.根据断裂扩展途分：穿晶断裂与沿晶断裂。 穿晶断裂：裂纹穿过晶粒部、可能为脆性断裂也可 能是延性断裂； 沿晶断裂：裂纹沿着晶界扩展，多属脆断。应力腐蚀断口，氢脆断口。 3根据微观断裂的机制上分：韧窝、解理（及准解理）、沿晶和疲劳断裂 4根据断面的宏观取向与最大正应力的交角分：正断、切断 正断：断面取向与最大正应力相垂直（解理断裂、平面应变条件下的断裂） 切断：断面取向与最大切应力相一致，与最大应力成45o交角（平面应力条件下的撕裂） 根据裂纹尖端应力分布的不同，主要可分为三类裂纹变形： 裂纹开型、边缘滑开型（正向滑开型）、侧向滑开型（撒开型） 裂纹尺寸与断裂强度的关系 Kic ：材料的断裂韧性，反映材料抗脆性断裂的物理常量（不同于应力强度因子，与K 准则 相似） a Y K c c πσ?=1
HIC 的类型 1、 氢气压力引起的开裂 溶解在材料中的H 在某些缺陷部位析出气态氢H 2（或与氢有关的其它气体），当H 2的压力大于材料的屈服强度时产生局部塑性变形，当H 2的压力大于原子间结合力时就会产生局部开裂。某些钢材在表面酸洗后能看到象头发丝一样的裂纹，在断口上则观察到银白色椭圆形斑点，称为白点。 白点的形成是氢气压力造成的。钢的化学成分和组织结构对白点形成有很大影响，奥氏体钢对白点不敏感；合金结构钢和合金工具钢中容易形成白点。钢中存在内应力时会加剧白点倾向。 焊接件冷却后有时也能观察到氢致裂纹。焊接是局部冶炼过程，潮湿的焊条及大气中的水分会促进氢进入焊接熔池，随后冷却时可能在焊肉中析出气态氢，导致微裂纹。焊接前烘烤焊条就是为了防止氢致裂纹。 2、氢化物脆化 许多金属（如Ti 、Zr 、Hf 、V 、Nb 、Ta 、稀土等）能够形成稳定的氢化物。氢化物属于一种脆性相，金属中析出较多的氢化物会导致韧性降低，引起脆化。 3、氢致滞后断裂 材料受到载荷作用时，原子氢H 向拉应力高的部位扩散形成H 富集区。当H 的富集达到临界值时就引起氢致裂纹形核和扩展，导致断裂。由于H 的扩散需要一定的时间，加载 后要经过一定的时间才断裂，所以称为氢致滞后断裂。 氢致滞后断裂的外应力低于正常的抗拉强度，裂纹试件中外加应力场强度因子也小于断裂韧度。 氢致滞后断裂是可逆的，除去材料中的氢就不会发生滞后断裂。 即使在均匀的单向外加应力下，材料中的夹杂和第二相等结构不均匀处也会产生应 力集中，导致氢的富集。 设应力集中系数为α，则σh =ασ，应力集中处的氢浓度为： 式中，C H －合金中的平均氢浓度；V H －氢在该合金中的偏摩尔体积（恒温、恒压下加入 1 摩尔氢所引起的金属体积的变化）。 若氢的浓度达到临界值C th 时断裂，对应的外应力即为氢致滞后断裂的门槛应力σth ，即： ?若σ th 裂； ? 若σ＞σth ，经过时间 t f 后，发生断裂，且应力越大，滞后断裂时间越短。
氢脆断裂的失效分析 1. 氢损伤的特点和分类 氢损伤指在金属中发生的一些过程，这些过程导致金属的承载能力因氢的出现而下降。 氢损伤可以按照不同方式分类。按照氢损伤敏感性与应变速度的关系分为两大类。第一类氢损伤的敏感性随应变速度的增加而增加，其本质的是在加载前材料内部已存在某种裂纹源，故加载后在应力作用下加快了裂纹的形成和扩展。第二类氢损伤的敏感性随应变速度的增加而降低，其本质是加载前材料内部并不存在裂纹源，加载后由于应力与氢的交互作用逐渐形成裂纹源，最终导致材料的脆性断裂。 1.1第一类氢损伤 第一类氢损伤包括以下几种形式： (1)氢腐蚀由于氢在高温高压下与金属中第二相夹杂物货合金添加物发生化学反应，生 成的高压气体，这些高压气体造成材料的内裂纹和鼓泡，使晶界结合力减弱，最终使金属失去强度和韧性。 (2)氢鼓泡过饱和的氢原子在缺陷位置(如夹杂)析出后，形成氢分子，在局部造成很高氢 气压，引起表面鼓泡货内部裂纹。 (3)氢化物型氢脆氢与周期表中ⅣB或ⅤB族金属亲和力较大，容易生成脆性的氢化物 相，这些氢化物在随后受力时成为裂纹源和扩展途径。 氢在上述三种情况下造成了金属的永久性损伤，使材料的塑性或强度降低，即使从金属中除氢，这些损伤也不能消除，塑性或强度也不能恢复，故称为不可逆损伤。 1.2第二类氢损伤 第二类氢损伤包括以下几种形式： (1) 应力诱发氢化物型氢脆在稀土、碱土及某些过渡族金属中，当氢含量不高时，氢在固溶体中的过饱和度较低，尚不能自发形成氢化物。在加载后，由于应力作用，使氢在应力集中处富集，最终形成氢化物。这种应力应变作用诱发的氢化物相变。只是在较低的应变速度下出现的。然而，一旦出现氢化物，即使去载荷除氢，静止一段时间后，再高速变形，塑性也不能恢复故也属于不可逆氢脆。 (2) 可逆氢脆含氢金属在缓慢的变形中逐渐形成裂纹源,裂纹扩展后最终发生脆断。但在未形成裂纹前,去载荷除氢,静止一段时间后再高速变形,材料的塑性可以得到恢复,为可逆氢脆。加载之前材料若已含有氢则称为内部氢脆,而在致氢环境中加载则称为外氢脆。人们通常所说的氢脆主要是指可逆氢脆,这是氢损伤中最主要的一种破坏形式,因此有时把氢损伤简单地称为氢脆。本文主要针对这种形式的氢损伤。 2. 氢脆断口的特征 2.1 裂纹起源 工件如果不承受高水平的外加拉伸应力或残余拉伸应力,则氢脆裂纹通常起源于工件内部或近表面处。工件如果存在严重的应力集中,比如表面有尖锐的缺口,开裂可能起源于近表面处。 2.2 裂纹形貌 氢脆断口与其它脆性断口很相似,容易混淆,因此在进行失效分析时应慎重对待断口花
断口分析及其微观机制 研究金属断裂面的学科，是断裂学科的组成部分。金属破断后获得的一对相互匹配的断裂表面及其外观形貌，称断口。断口总是发生在金属组织中最薄弱的地方，记录着有关断裂全过程的许多珍贵资料，所以在研究断裂时，对断口的观察和研究一直受到重视。通过断口的形态分析去研究一些断裂的基本问题：如断裂起因、断裂性质、断裂方式、断裂机制、断裂韧性、断裂过程的应力状态以及裂纹扩展速率等。如果要求深入地研究材料的冶金因素和环境因素对断裂过程的影响，通常还要进行断口表面的微区成分分析、主体分析、结晶学分析和断口的应力与应变分析等。随着断裂学科的发展，断口分析同断裂力学等所研究的问题更加密切相关，互相渗透，互相配合；断口分析的实验技术和分析问题的深度将会取得新的发展。断口分析现已成为对金属构件进行失效分析的重要手段。 断口的宏观和微观观察断口分析的实验基础是对断口表面的宏观形貌和微观结构特征进行直接观察和分析。通常把低于40倍的观察称为宏观观察，高于40倍的观察称为微观观察。 对断口进行宏观观察的仪器主要是放大镜(约10倍)和体视显微镜（从5～50倍）等。在很多情况下,利用宏观观察就可以判定断裂的性质、起始位置和裂纹扩展路径。但如果要对断裂起点附近进行细致研究，分析断裂原因和断裂机制，还必须进行微观观察。 断口的微观观察经历了光学显微镜（观察断口的实用倍数是在50～500倍间）、透射电子显微镜（观察断口的实用倍数是在1000～40000倍间）和扫描电子显微镜（观察断口的实用倍数是在20～10000倍间）三个阶段。因为断口是一个凹凸不平的粗糙表面，观察断口所用的显微镜要具有最大限度的焦深，尽可能宽的放大倍数范围和高的分辨率。扫描电子显微镜最能满足上述的综合要求，故近年来对断口观察大多用扫描电子显微镜进行。 脆性断口和延性断口。根据断裂的性质，断口大致分为几乎不伴随塑性变形而断裂的脆性断口和伴随着明显塑性变形的延性断口。脆性断口的断裂面通常与拉伸应力垂直，宏观上断口由具有光泽的结晶亮面组成；延性断口的断裂面可能同拉伸应力垂直或倾斜,分别称为正断口和斜断口；从宏观来看，断口上有细小凹凸，呈纤维状。对于单轴拉伸断口和冲击断口，在理想情况下，断裂面是由三个明显不同的区域（即纤维区、放射区和剪切唇区）所构成.
断口分析 科技名词定义 中文名称：断口分析 英文名称：fractography 定义：对故障金属构件断裂面进行检查并分析其断裂原因的技术。 应用学科：电力（一级学科）；热工自动化、电厂化学与金属（二级学科） 本内容由全国科学技术名词审定委员会审定公布 断口分析是研究金属断裂面的学科，是断裂学科的组成部分。金属破断后获得的一对相互匹配的断裂表面及其外观形貌，称断口。 目录 编辑本段
断口分析(一) 的许多珍贵资料，所以在研究断裂时，对断口的观察和研究一直受到重视。通过断口的形态分析去研究一些断裂的基本问题：如断裂起因、断裂性质、断裂方式、断裂机制、断裂韧性、断裂过程的应力状态以及裂纹扩展速率等。如果要求深入地研究材料的冶金因素和环境因素对断裂过程的影响，通常还要进行断口表面的微区成分分析、主体分析、结晶学分析和断口的应力与应变分析等。随着断裂学科的发展，断口分析同断裂力学等所研究的问题更加密切相关，互相渗透，互相配合；断口分析的实验技术和分析问题的深度将会取得新的发展。断口分析现已成为对金属构件进行失效分析的重要手段。 编辑本段断口的宏观和微观观察 断口分析的实验基础是对断口表面的宏观形貌和微观结构特征进行直接观察和分析。通常把低于40倍的观察称为宏观观察，高于40倍的观察称为微观观察。 断口分析(二) 对断口进行宏观观察的仪器主要是放大镜(约10倍)和体视显微镜（从5～50倍）等。在很多情况下,利用宏观观察就可以判定断裂的性质、起始位置和裂纹扩展路径。但如果要对断裂起点附近进行细致研究，分析断裂原因和断裂机制，还必须进行微观观察。 断口的微观观察经历了光学显微镜（观察断口的实用倍数是在 50～500倍间）、透射电子显微镜（观察断口的实用倍数是在 1000～40000倍间）和扫描电子显微镜（观察断口的实用倍数是在 20～10000倍间）三个阶段。因为断口是一个凹凸不平的粗糙表面，观察断口所用的显微镜要具有最大限度的焦深，尽可能宽的放大倍数范围和高的分辨率。扫描电子显
试述氢脆的本质 我认为位错井捕氢学说比较合理的解释了氢脆的本质。 实际金属材料内部存在大量的缺陷,它们都是氢的陷阱，陷阱增大材料的吸氢量,减慢氢的扩散速度,使氢发生偏聚,从而降低该处的界面结合力。而且氢促进了位错的平面滑移，阻碍了交滑移。从而加剧位错塞积。导致位错分布和塑性变形的不均匀性。如果在应力作用下形变速率较小，形变温度又不太低的话，那么氢原子的运动速度与位错运动速度是相适应的，这时不会产生氢或位错的大量堆积，也就不会发生氢脆；当在应力作用下移动着的位错及氢气团运动至晶界或其他障碍物时，会产生位错的堆积，同时必然造成氢在晶界或解理面的富集，在位错堆积的端部形成较大的应力集中，从而形成裂纹，富集的氢原子不仅易导致裂纹形成，而且有使其发生扩展的趋势，最后造成脆性断裂。也就是说，由于氢的存在使得位错的堆积更加严重，更加快速，从而在较低的载荷下就发生脆断。 以上观点是参考相关文献后我个人对氢脆的理解 举例分析由氢引起的金属失效问题 某型机翼盖板用30CrMnSiNi2A钢螺钉规格为M6,采用氯化铵镀镉工艺在螺钉表面镀镉后再经(190±10)℃×23 h除氢。在装配后的存放期间该螺钉发生了断裂,具有明显的延迟特征,断裂位置位于螺杆与钉头转接处(螺纹退刀槽)处,初步分析为氢脆断裂。作者对此进行了进一步失效分析,并对其进行了生产工艺改进,以确定该螺钉的失效模式及主要原因。 1理化检验与结果 1.1化学成分 用ICP-AES型电感耦合等离子体原子发射光谱仪分析试样的化学成分(质量分数,%)为 0.29C,1.12Si,1.18Mn,1.08Cr,1.76Ni,0.012P,0.000 8S; 满足GJB 1951-1994的要求。 1.2断口形貌 从宏观断口形貌可见,该螺钉断裂于钉头与螺杆转接处, 断口洁净且较平齐,无明显的塑性变形;断口表面呈结晶颗粒状,在光镜下呈闪光小刻面特征;断口表面无明显的放射棱线特征,上侧边缘存在微小的剪切唇边。 由宏观断口形貌可见,断裂起源于螺钉断口次表面,源区微观上为典型的沿晶特征,表面洁净未见冶金和加工缺陷;断口的扩展区亦以沿晶特征为主，瞬断区为韧窝特征,沿晶和沿晶与韧窝混合特征区域面积占断口90%以上。另在源区和扩展区均可见二次裂纹,扩展区局部位置存在沿晶与韧窝的混合特征。对断口各区域进行能谱分析,没有发现硫、氯等腐蚀性元素,也未见镉等其它外来元素。 1.3显微组织 在螺钉断口附近取样,经抛光腐蚀后用光学显微镜下观察。螺钉组织为马氏体组织,组织均匀,未见异常。 1.4拉伸性能 对与断裂螺钉同批次的螺钉进行拉伸试验,检测螺钉的实际断裂载荷。结果表明,断裂螺钉的 实际破断力约为32 kN。螺钉在拉伸试验中断裂于退刀槽底部,槽底处直径为4.5 mm,计算出螺钉材料的抗拉强度约为2 010 MPa(缺口强度),强度偏高。螺钉拉伸断口微观上为典型的韧窝特征。对与断裂螺钉同工艺、同批次的螺钉进行了冲击试验,冲击试验断口同为韧窝特征。 1.5 显微硬度 螺栓显微硬度测试结果为520.6,495.9,506.1,518.5,525.6HV0.3,平均值为513.3HV0.3,相当 于49.8 HRC。正常螺栓为45 HRC。螺栓的实际硬度均高于设计要求的36~40 HRC。测试结
表1 所观察金属断口的宏观形貌特征
表2 所观察金属断口的微观形貌特征 图1 D1断口样品宏观图像图2 D2断口样品宏观图像
图3 D3断口样品宏观图像 图4 D3断口样品宏观图像 （3）复制所观察的各断口各区域的 微观形貌图；指出其微观特征。 图5 D1断口样品纤维区 特征：图5显示了D1断口中心部位纤维区即本断口的裂纹源的显微形貌：由等轴韧窝组成，大多数韧窝较小、较浅，此区域属韧性断裂。
图6 D1断口样品放射区 特征：图6中左图显示了放射区放射状的韧窝台阶；右图显示了放射区的显微形貌：由大量较大的剪切韧窝与滑移平直区、撕裂棱等混合组成。此区域属韧性断裂。 图7 D1断口样品剪切唇区 特征：图7中左图显示了D1样品剪切唇区的显微形貌：非等轴、较浅的剪切韧窝。右图显示了大韧窝底部的显微形貌：带有涟波纹的滑移区。此区域属韧性断裂。
图8 D2断口样品结晶区 特征：图8显示了D2样品中心部分结晶区的显微形貌，其显现出平直的晶粒外形，晶界面上有大量细小的韧窝或有细长的裂纹。此区域属沿晶断裂、脆性断裂。 图9 D2断口样品解理区 特征：图9显示了D2样品边缘部分解理区的显微形貌：由平齐的解理面以及解理台阶、河流花样等组成。此区域属穿晶断裂、脆性断裂。 图10 D3断口样品裂纹源区 特征：图10显示了D3样品裂纹源的形貌：最下部为V形缺口处的连波纹；左图次下部（右图中部）为裂纹源区；左图上部为裂纹扩展区。 图11 D3断口样品纤维区 特征：图11显示了D3样品纤维区的形貌：由小、多的撕裂韧窝组成，韧窝成行排列，每排韧窝的排列方向与裂纹扩展方向一致。此区域细小韧窝居多，属脆性断裂。
故障件的断口分析 在形形色色的故障分析过程中，人们常会看到一些损坏零件的断口，但是人们缺乏“读懂”它的经验，不能从它的断口处判断其损坏的真正原因而贻误了战机。这里结合整改过程中的一些实例作些介绍，希望能对您有所帮助！ 对于汽车常用碳素钢和合金钢而言，其常见断口有： 1.韧性(塑性)断口:发生明显塑性变形的断裂统称为塑性断 裂。断口形貌为韧性(塑性)断口，断口呈暗灰色没有金属光泽看不到颗粒状形貌，断口上有相当大的延伸边缘。 2.疲劳弯曲断口： 2-1 在抗拉极限范围内的疲劳弯曲断口：出现典型的疲劳裂纹源区、裂纹扩展区和瞬时断裂区特征（下面将详 述）。 2-2 超过抗拉极限范围内的弯曲断口：不具有典型的疲劳断口特征，属于不正常的弯曲断裂。其断口特征：沿
弯曲方向上下呈灰褐色无金属光泽的断层；而内层呈 银灰色白亮条状新断口（见图1）。 图1 3.典型的金属疲劳断口 典型的疲劳断口定会出现疲劳裂纹源区、裂纹扩展区和瞬时断裂区三个特征。断口具有典型的“贝壳状”或称“海滩状”。
3-1 疲劳裂纹源区：是疲劳裂纹萌生的策源地，它处于机件的表面，形状呈平坦、白亮光滑的半圆或椭圆 形，这是因为疲劳裂纹的扩展过程速度缓慢，裂纹 经反复挤压摩擦而形成的。它所占有的面积较其他 两个区要小很多。疲劳裂纹大多是因受交变载荷的 机件表面有缺陷；譬如裂纹、脱碳、硬伤痕、焊点 等缺陷形成应力集中而引起的。疲劳裂纹点在同一 个机件上可能有多处，换句话说可能有多处疲劳裂 纹源区，这需要我们去仔细解读疲劳断口。 3-2 疲劳裂纹扩展区：是形成疲劳裂纹后慢速扩展的区域。它是判断疲劳断裂的最重要的特征区。它以疲 劳源区为中心，与裂纹扩展方向垂直呈半圆形或扇 形的弧线，也称疲劳弧线呈“贝纹状”。疲劳弧
断口金相分析 一、实验目的 1、掌握断口宏观分析的方法，了解断口宏观分析的意义及典型宏观断口的形貌特征。 2、了解扫描电镜在断口分析中的应用，识别几种常见断口的微观形貌。 二、实验设备及试样 1、实验设备：低倍体式显微镜、扫描电子显微镜。 2、试样：铸铁及低碳钢拉伸断口、氢脆断口、疲劳断口、系列冲击断口，过热过烧断口等等。 四、实验内容 钢材或金属构件断裂后，破坏部分的外观形貌通称断口。断裂是金属材料在不同情况下当局部破断发展到临界裂纹尺寸，剩余截面不能承受外界载荷时发生的完全破断现象。由于金属材料中的裂纹扩展方向总是遵循最小阻力路线，因此断口一般也是材料中性能最弱或零件中应力最大的部位。断口型貌十分真实地记录了裂纹的起因、扩展和断裂的过程，因此它不仅是研究断裂过程微观机制的基础，同时也是分析断裂原因的可靠依据。断口分析中分宏观断口分析与微观断口分析两类，它们各有特点，相互补充，是整个断口分析中互相关联的两个阶段。（一）宏观断口分观 宏观断口分析：用肉眼、放大镜、低倍实体显微镜来观察断口形貌特征，断裂源的位置、裂纹扩展方向以及各种因素对断口形貌特征的影响称断口宏观分析。从断裂机理可知，任何断裂过程总是包括裂纹形成，缓慢扩展、快速扩展至瞬时断裂几个阶段。通过宏观断口分析人们可以看到，由于材质不同，受载情况不同，上述各断裂阶段在断口上留下的痕迹也不相同，因此我们掌握了常见宏观录了裂纹的起因、扩展和断裂的过程，因此它不仅是研究断裂过程微观机制的基断口特征以后，就可在事故分析中根据宏观断口特征来推测断裂过程和断裂原 因，本实验主要观察下列几种断口： a）拉伸试样断口：材料为：低碳钢、铸铁。 断口特征：低碳钢拉伸断口外形呈杯锥状，整个断口可分三个区，中心部位为灰色纤维区，纤维区四周为辐射状裂纹扩展区，边缘是剪切唇区，剪切唇与拉伸应力轴交角为 45°。铸铁拉伸试样断口为结晶状断口，呈光亮的金属光泽，断口平齐。 b）疲劳断口 断口特征：轴类零件多在交变应力下工作，发生疲劳断裂后宏观断口上常可看到光滑区和粗糙区两部分，前者为疲劳裂纹形成和扩展区，有时可见贝纹线，蛤壳状或海滩波纹状花样，这种特征迹线是机器开动和停止时，或应力幅发生突变时疲劳裂纹扩展过程中留下的痕迹，是疲劳宏观断口的重要特征。断口中粗糙区为疲劳裂纹达到临界尺寸后的失稳破断区，它的特征与静载拉伸断口中的放射区及剪切唇相同，对于脆性材料此区为结晶状的脆性断口。 c）氢脆断口 试样：含镍、铬等元素的铸钢断口 断口特征：由于材料中含有过量的氢，沿某些薄弱部位聚集，造成很大压应力从而形成裂纹，断口往往是灰白色基体上显现出白色的亮区，或者呈现以材料内部缺陷为核心的银白色斑点，称为鱼眼型白点。 d）冲击断口 试样：作系列冲击试验后的断口（注意保存于干燥器中） 断口特征：冲击断口上一般也可以观察到三个区，缺口附近为裂纹源，然后是纤维区、放射区、二次纤维区及剪切唇，剪切唇沿缺口的其它三侧分布。温度降低时冲击试样断口上各区的比例
金属断裂机理 1 金属的断裂综述 断裂类型根据断裂的分类方法不同而有很多种，它们是依据一些各不相同的特征来分类的。 根据金属材料断裂前所产生的宏观塑性变形的大小可将断裂分为韧性断裂与脆性断裂。韧性断裂的特征是断裂前发生明显的宏观塑性变形，脆性断裂在断裂前基本上不发生塑性变形，是一种突然发生的断裂，没有明显征兆，因而危害性很大。通常，脆断前也产生微量塑性变形，一般规定光滑拉伸试样的断面收缩率小于5％为脆性断裂；大于5％为韧性断裂。可见，金属材料的韧性与脆性是依据一定条件下的塑性变形量来规定的，随着条件的改变，材料的韧性与脆性行为也将随之变化。 多晶体金属断裂时，裂纹扩展的路径可能是不同的。沿晶断裂一般为脆性断裂，而穿晶断裂既可为脆性断裂（低温下的穿晶断裂），也可以是韧性断裂（如室温下的穿晶断裂）。沿晶断裂是晶界上的一薄层连续或不连续脆性第二相、夹杂物，破坏了晶界的连续性所造成的，也可能是杂质元素向晶界偏聚引起的。应力腐蚀、氢脆、回火脆性、淬火裂纹、磨削裂纹都是沿晶断裂。有时沿晶断裂和穿晶断裂可以混合发生。 按断裂机制又可分为解理断裂与剪切断裂两类。解理断裂是金属材料在一定条件下（如体心立方金属、密排六方金属、合金处于低温或冲击载荷作用），当外加正应力达到一定数值后，以极快速率沿一定晶体学平面的穿晶断裂。解理面一般是低指数或表面能最低的晶面。对于面心立方金属来说（比如铝），在一般情况下不发生解理断裂，但面心立方金属在非常苛刻的环境条件下也可能产生解理破坏。 通常，解理断裂总是脆性断裂，但脆性断裂不一定是解理断裂，两者不是同义词，它们不是一回事。 剪切断裂是金属材料在切应力作用下，沿滑移面分离而造成的滑移面分离断裂，它又分为滑断（又称切离或纯剪切断裂）和微孔聚集型断裂。纯金属尤其是单晶体金属常发生滑断断裂；钢铁等工程材料多发生微孔聚集型断裂，如低碳钢拉伸所致的断裂即为这种断裂，是一种典型的韧性断裂。 根据断裂面取向又可将断裂分为正断型或切断型两类。若断裂面取向垂直于最大正应力，即为正断型断裂；断裂面取向与最大切应力方向相一致而与最大正应力方向约成45°角，为切断型断裂。前者如解理断裂或塑性变形受较大约束下的断裂，后者如塑性变形不受约束或约束较小情况下的断裂。
断口分析 duankou fenxi 断口分析 fractography 研究金属断裂面的学科，是断裂学科的组成部分。金属破断后获得的一对相互匹配的断裂表面及其外观形貌，称断口。断口总是发生在金属组织中最薄弱的地方，记录着有关断裂全过程的许多珍贵资料，所以在研究断裂时，对断口的观察和研究一直受到重视。通过断口的形态分析去研究一些断裂的基本问题：如断裂起因、断裂性质、断裂方式、断裂机制、断裂韧性、断裂过程的应力状态以及裂纹扩展速率等。如果要求深入地研究材料的冶金因素和环境因素对断裂过程的影响，通常还要进行断口表面的微区成分分析、主体分析、结晶学分析和断口的应力与应变分析等。随着断裂学科的发展，断口分析同断裂力学等所研究的问题更加密切相关，互相渗透，互相配合；断口分析的实验技术和分析问题的深度将会取得新的发展。断口分析现已成为对金属构件进行失效分析的重要手段。 断口的宏观和微观观察断口分析的实验基础是对断口表面的宏观形貌和微观结构特征进行直接观察和分析。通常把低于40倍的观察称为宏观观察，高于40倍的观察称为微观观察。 对断口进行宏观观察的仪器主要是放大镜(约10倍)和体视显微镜（从5～50倍）等。在很多情况下,利用宏观观察就可以判定断裂的性质、起始位置和裂纹扩展路径。但如果要对断裂起点附近进行细致研究，分析断裂原因和断裂机制，还必须进行微观观察。
断口的微观观察经历了光学显微镜（观察断口的实用倍数是在50～500倍间）、透射电子显微镜（观察断口的实用倍数是在1000～40000倍间）和扫描电子显微镜（观察断口的实用倍数是在20～10000倍间）三个阶段。因为断口是一个凹凸不平的粗糙表面，观察断口所用的显微镜要具有最大限度的焦深，尽可能宽的放大倍数范围和高的分辨率。扫描电子显微镜最能满足上述的综合要求，故近年来对断口观察大多用扫描电子显微镜进行（见金属和合金的微观分析）。 脆性断口和延性断口根据断裂的性质，断口大致可以分为几乎不伴随塑性变形而断裂的脆性断口，和伴随着明显塑性变形的延性断口。脆性断口的断裂面通常与拉伸应力垂直，宏观上断口由具有光泽的结晶亮面组成;延性断口的断裂面可能同拉伸应力垂直或倾斜,分别称为正断口和斜断口；从宏观来看，断口上有细小凹凸，呈纤维状。对于单轴拉伸断口和冲击断口，在理想情况下，其断裂面是由三个明显不同的区域（即纤维区、放射区和剪切唇区）所构成（图1[断 口的三要素]）。这三个区域实际上是裂纹形成区、裂纹扩展区和剪切断裂区（对冲击拉伸则有终了断裂区），通常称它们为断口三要素。对于同一种材料，三个区域的面积及其所占整个断口的比例随外界条件的改变而变化。例如：加载速率愈大，温度愈低，则裂纹扩展区（即放射区）所占的比例也愈大。如果定义裂纹扩展区对另外两个区面积的比值为,则通常把=1时的断裂温度称为材料的韧性-脆性转变温度（或延性-脆性转变温度、塑性-脆性转变温度）。如果在同一温度和加载速率下比较两种材料的断裂性质，则值愈小的材料，其延性（塑性）愈好。
氢脆的机理、检测与防护 The mechanism of hydrogen embrittlement, detection and protection 材科0803 刘笑语 摘要：本文介绍了氢脆的基本概念，氢脆现象的机理以及避免和消除氢脆的措施和其中应该注意的问题。同时本文还介绍了氢脆和应力腐蚀的区别。 关键词：氢脆 机理 检测 防护措施 1.前言 氢脆是溶于钢中的氢，聚合为氢分子，造成应力集中，超过钢的强度极限，在钢内部形成细小的裂纹，又称白点。氢脆只可防，不可治。氢脆一经产生，就消除不了。在材料的冶炼过程和零件的制造与装配过程(如电镀、焊接)中进入钢材内部的微量氢(10—6量级)在内部残余的或外加的应力作用下导致材料脆化 甚至开裂。在尚未出现开裂的情况下可以通过脱氢处理(例如加热到200℃以上数小时，可使内氢减少)恢复钢材的性能。因此内氢脆是可逆的。 2.氢脆的类型及特征 2.1 氢在金属中的存在形式 氢脆断裂（氢脆）：由于氢和应力的共同作用而导致金属材料产生脆性断裂的现象。 1、氢的来源 可分为内含的和外来的两种。前者是指金属在熔炼过程中及随后的加工制造过程（如焊接、酸洗、电镀等）中吸收的氢；后者是金属机件在服役时环境介质中含有的氢。 2、氢在金属中的存在形式 ①以间隙原子状态固溶在金属中，对大多数工业合金，氢的溶解度随温度的降低而降低。②氢在金属中可通过扩散聚集在较大缺陷（如空洞、气泡、裂纹）处，以氢分子状态存在。③还可能与一些过渡族、稀土或碱土金属元素作用生成氢化物。④与金属中的第二相作用生成气体产物，如钢中的氢可以和渗碳体中的碳原子作用形成甲烷等。 2.2 氢脆类型及其特征 1、氢蚀
备课本
课程名称
金属断口分析
课时数
24
适用班级 材料 091/092/093
授课教师
高建祥
使用时间 2010-2011 学年第 2 学期
冶金工程学院
《金属断口分析》课程授课教案
课程编号： 课程名称：金属断口分析 课程总学时/学分：24/1.5（其中理论 24 学时，实验 0 学时，课程设计 0 周） 适用专业：金属材料
一、课程地位
机械产品失效分析是一门新的跨学科的综合性技术，在一些国家中已将它作为一门 新的独立学科加以研究和发展。本课程的教学目的在于让学生了解失效分析中经常涉及的断 裂力学基本知识，金属材料断裂的分类，断口分析技术及典型断裂：延性断裂、解理断裂、 准解理断裂、疲劳断裂、氢脆断裂、应力腐蚀断裂及其它断裂断口的宏观、微观特征，断裂 失效机理及影响因素。
二、教材及主要参考资料
[1] 崔约贤. 金属断口分析[M]. 哈尔滨：哈尔滨工业大学出版社. 1998. [2] 吴连生. 失效分析技术[M]. 成都：四川科学技术出版社.1985.
三、课时分配
序号
授课内容提要
0 第一章 金属的断裂
1 第二章 断口分析技术
2 第三章 延性断裂
3 第四章 解理断裂
4 第五章 疲劳断裂
5 第六章 氢脆断裂
6 第七章 应力腐蚀断裂 7 第八章 其他断裂 8 合计
讲课 6 4 2 2 2 2
2
4
习题课 实验 24
四、考核方式与成绩核定办法
1. 考核方式：闭卷考试 2. 成绩核定办法：总分＝70％×考试成绩＋30％×平时成绩
五、授课方案
断口分析
1.弹性不匹配的裂纹形核：晶粒间由于取向，化学成分不同，弹性模量是不一样的，外部施加的应力或内部产生的应力在两个经理内产生不同的弹性应变，从而可能导致局部的高应力，并通过形成裂纹加以释放。 2.结晶固体中的塑性形变引起的裂纹形核：低温下的结晶材料，如金属和陶瓷，会发生剪切形变。从微观结构的层次来看，这是由单个位错的滑动(滑移)或大批的位错协调移动(局部形变孪生)引起的晶体内或晶粒内的剪切形变。由此产生的剪切应力可能局限在一个窄带内。当剪切带遇到障碍，例如晶界或者第二相粒子，在剪切带尖上会产生 很大的局部应力，这就引起了裂纹形核。材料的晶体结构及外加应力的方向决定了滑移面或孪生面的方向以及剪切发生的方向。裂纹形核的平面与材料的晶体结构和“障碍”界面的强度密切相关。由于结晶解理，裂纹产生在同一晶粒的剪切带中。当然裂纹也可能会产生在“障碍”处，或者在材料中弱界面处，沿界面形成。高应力集中也可能会通过普通的塑性形变而不是裂纹形核释放出来。裂纹是否产生取决于多个不同变量，包括剪切应力大小、障碍的强度、形变动力学以及滑移系的几何性质等。有些材料比较易碎，容易产生裂纹，是因为无法释放由于塑性形变所产生的高的应力集中。 3.塑性孔洞聚合引起的裂纹形核：这种机制多发生于很多含有刚性颗粒的延性固体中，具体细节取决于固体的微观结构。当受力变形时，延性基体通过两种方式产生形变:晶体材料的滑移，或者在非晶和半
结晶体材料中更为普遍的剪切过程，但其中的坚硬颗粒不会发生形变。因此，随着颗粒周围产生的许多塑性孔洞，颗粒和基体开始分离。而一旦形核，由于基体的进一步剪切或高温下的扩散过程，塑性孔洞会不断扩大。最终，不断变大的塑性孔洞的应力场会彼此交互作用，基体剪切应力逐渐集中到颗粒之间的区域，导致其与基体的分离而形成裂纹。裂纹是由不规则排列的多个聚集的塑性孔洞构成的。这说明，裂纹可能是由许多较小的裂纹形成的，在本例中指的就是刚性颗粒与基体界面间的小裂纹。 4.界面滑移产生的裂纹形核：在足够高的温度下，多晶材料，或者更准确地说，球状半结晶聚合物的形变原因是这些相对来说呈刚性的晶体之间的滑移。由于热活化过程的作用，材料在发生形变前，晶粒或者球晶会发生晶界弛豫，所以整个滑移过程就成为形变的主要模式。当三相点的晶粒棱角导致滑移过程中断时，材料上就会出现楔形裂纹。在滑移过程中，位于晶界上的刚性颗粒可能会导致塑性孔洞的形核。这些塑性孔洞不断扩展和聚集，在晶界上形成裂纹，这个原理和的塑性孔洞的道理类似。 5.交变应力(机械疲劳)产生的裂纹形核：以上所述的裂纹形核的示例都是由单调加载引起的。在单调加载条件下，当施加循环应力时，尽管应力尚未达到裂纹产生和扩展的临界水平，也会导致机械疲劳。循环应力导致较小的形变，逐渐累积并最终产生裂纹。一般来说，滑动或滑移是在一个主滑移面上进行的，而循环应力则会导致其在几个相互紧邻的平行平面的狭窄区域或窄带内来回滑动，该区域被称为永久