第四章 金属脆性断裂 4.1 断裂的类型 4.2 脆性断裂失效现象及特征 4.3 脆性断裂的裂纹萌生与扩展 4.4 脆性断裂失效原因分析 第四章 金属脆性断裂 4.1 断裂的类型 4.2 脆性断裂失效现象及特征 4.3 脆性断裂的裂纹萌生与扩展 4.4 脆性断裂失效原因分析 4.5 防止脆性断裂失效的途径

磨损、腐蚀和断裂是机件的三种主要失效形式，其中以断裂的危害最大。 对工程构件或机械零件而言其服役条件下可能受到力学负荷、热负荷或环境介质的作用，有时只受到一种负荷作用，更多的时候将受到两种或三种负荷的同时作用。 为此，我们把在力学负荷作用下（有时兼有热负荷及环境介质的共同作用），金属材料被分成两个或几个部分的现象称为完全断裂；内部存在裂纹则为不完全断裂。

研究金属材料断裂的宏观、微观特征、断裂机理（裂纹萌生与扩展机理），讨论抑制断裂失效的措施和途径，对于材料工作者和设计工作者进行机件的安全设计与选材、分析机件断裂失效事故都是十分必要的。 对大多数金属材料的断裂过程来说，都经历了裂纹的萌生与扩展两个阶段。对不同的断裂类型，其裂纹萌生与扩展机理及特征并不相同。可以说，对断裂的研究，人们主要关注的是断裂过程的机理及其影响因素，其目的在于根据对断裂过程的认识制订合理的措施，实现有效的断裂控制。

金属脆性断裂会造成重大的经济损失，甚至人员伤亡，因此，脆性断裂特别受到人们的关注。为了对断裂有个全面了解，我们首先介绍断裂的类型。 4.1 断裂的类型 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%者为脆性断裂；大于5%者为韧性断裂。 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，以后我们会看到，条件改变，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，穿晶断裂的裂纹穿过晶内，沿晶断裂的裂纹沿晶界扩展。 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，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、密排六方金属与合金处于低温、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。 常见金属的解理面见下表4-1所示。

表4-1 常见金属的解理面 金 属 晶体结构 解理面 α-Fe 体心立方 {001} Mo W Mg 密排六方 {0001} Zn Te 表4-1 常见金属的解理面 金 属 晶体结构 解理面 α-Fe 体心立方 {001} Mo W Mg 密排六方 {0001} Zn Te 六方 {10T0} Bi 菱面体 {111} Sb {11T}

对于面心立方金属来说，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，它又分为两类： 一类为滑断（又称切离或纯剪切断裂），纯金属尤其是单晶体金属常发生这种断裂； 另一类为微孔聚集型断裂，钢铁等工程材料多为这种断裂类型，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。 正断型断裂——若断裂面取向垂直于最大正应力， 切断型断裂——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， 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。

按受力状态、环境介质不同，又可将断裂分为静载断裂（如拉伸断裂、扭转断裂、剪切断裂等）、冲击断裂、疲劳断裂； 根据环境不同又分为低温冷脆断裂、高温蠕变断裂、应力腐蚀和氢脆断裂；而磨损和接触疲劳则为一种不完全断裂。 常用的断裂分类方法及其特征如表4-2所示。 由于脆性断裂是一种“爆发病”，常导致灾难性后果，而绝大多数的断裂又因疲劳而引起，故本章着重介绍脆性断裂与疲劳失效。

4.2 脆性断裂失效现象及特征 4.2.1 脆性断裂失效现象 4. 2. 2 脆性断口宏观形貌特征 4.2.3 脆性断口微观形貌特征

4.2.1 脆性断裂失效现象 近百年来，随着金属材料的广泛应用，曾频繁出现过不少重大的工程断裂事故，包括桥梁、储气和储油罐、管道、转子、轮船、导弹发动机壳体的断裂等，造成严重的后果和重大的经济损失。 下面举一些脆性断裂失效的实例。

1935年左右，比利时在Albert运河上建造的50座焊接桁架桥梁在以后几年内相继脆断，其脆断时大多数是在低温下发生的； 1938年德国柏林附近的一座公路桥在气温为-10℃时产生局部脆断； 美国1949-1963年期间服役的船只，2500吨以上的共10835艘，其中20艘完全断毁，图6-1为1943年1月发生的美国一艘油船断成两段的照片，其甲板的计算应力远低于钢的屈服应力； 1947年，在加拿大魁北克建筑的桥梁通车27个月以后，于1950年2月发生严重开裂，当时更换了局部破坏构件，但该桥仍在1951年1月31日（气温-35℃）完全脆断并坠入河中

1962年7月澳大利亚金斯桥建成仅一年就突然发生四根桥梁的脆性断毁； 1999年重庆綦江彩虹桥因焊接等质量问题突然垮塌，造成40人丧生。 1943年美国纽约的一个大型贮气罐在-12℃时发生脆断； 1944年美国俄亥俄洲煤气公司一台天然气贮罐，在工作温度为-162℃下发生脆断； 1947年苏联几个大型石油贮罐在气温为-43℃时发生脆断； 1972年波斯湾达斯岛的X-65级海底石油输送管道使用几星期后就发生开裂；

1974年沙特阿拉伯的阿美石油公司的石油输送管道，在使用后几星期内在10公里长的管道上发生开裂； 1965-1971年间在英国、西德、日本等国家压力容器脆断事故达10余次之多。 第二次世界大战期间美国的一批焊接“自由轮”在使用进程中有238艘完全报废，19艘船沉没； 1956年英国最大油轮“世界协和”号在爱尔兰海的一次大风暴中断成两段，当时海水温度为10.5℃

五十年代，美国北极星导弹固体发动机试验时发生的爆炸事故以及法国核电站的压力容器、英国核电站的大型锅炉爆炸都是脆性断裂的例子。 海洋石油钻机的低温脆断事故也有发生。如北海油田“海宝”号海洋钻机在1965年12月27日，气温3℃，发生井架倒塌和下沉，造成19人丧生。其事故原因是由于连接杆在低于屈服应力的载荷下，由脆性断裂引起的。 此外，在交通运输方面以及日常生产中也曾报导了有关脆性断裂的实例。如汽车车架、悬挂部件的冬季冷脆；阀门壳体的脆性开裂；无缝钢管燃烧室崩裂；大型轧辊脆性断裂；齿轮的氢脆；医用手术剪的沿晶脆性断裂等。

表4-2 断裂分类及其特征

通过对大量脆性断裂现象的分析与考查，脆性断裂的主要特征可归纳如下： 1. 零件断成两部分或碎成多块； 2. 断裂后的残片能很好地拼揍复原，断口能很好地吻合，在断口附近没 有 宏观的塑性变形迹象； 3. 脆断时承受的工作应力很低，一般低于材料的屈服强度，因此，人们 把脆性断裂又称为“低应力脆性断裂”； 4. 脆断的裂纹源总是从内部的宏观缺陷处开始；

8. 高强度钢可能发生脆性断裂，在比较低的温度下，中、低强度钢也可能发生脆性断裂。 5. 温度降低，脆断倾向增加； 6. 脆断断口宏观上平直，断面与正应力垂直，断口上往往能观察到放射状或人字纹条纹； 7. 一旦发生开裂，裂纹便以极高的速度扩展，其扩展速度可达声速，因此带来的后果常常是灾难性的； 8. 高强度钢可能发生脆性断裂，在比较低的温度下，中、低强度钢也可能发生脆性断裂。 脆性断裂通常在体心立方和密排六方金属材料中出现，而面心立方金属材料只有在特定的条件下才会出现脆性断裂。

4.2.2 脆性断口宏观形貌特征 1. 解理断口 （1）小刻面 （2）人字状条纹、山形条纹或松枝状花样 2. 准解理断口 3. 晶界脆性断口

前面我们在讨论断裂类型时曾广义地把所有断裂分为脆性断裂和韧性断裂两大类。广义的脆性断裂包括有： 单次加载断裂——狭义的脆性断裂； 多次加载断裂——疲劳断裂； 环境促进断裂——氢脆、应力腐蚀开裂等。

后两种脆性断裂将在以后分别讨论，这里只讨论狭义的脆性断裂，脆性断裂断口宏观上比较平齐光亮，常呈放射状、人字纹或结晶状，在光线照射下转动断口，有时可见闪闪发亮的小晶面。脆性断口主要是指解理断口、准解理断口和冰糖状晶界断口， 下面分别予以介绍。 1. 解理断口 脆性断裂大多数是穿晶解理型的，其断口宏观形貌具有两个明显的特征：

（1）小刻面 解理断口上的结晶面，在宏观上呈无规则取向，当断口在强光下转动时，可见到闪闪发光的特征，象存在许多分镜面似的，一般称这些发光的小平面为“小刻面”，即解理断口是由许多“小刻面”所组成的，断口呈结晶状，但看不到放射花样。 根据这个宏观形貌特征，很容易判别解理断口。如冷脆金属的低温脆断即为解理断裂。

（2）人字状条纹、山形条纹或松枝状花样 脆性解理断口有时还具有另一种特殊的宏观形貌特征，呈现出裂纹急速扩展形成的放射状撕裂棱形，即所谓人字形花样、山形条纹或松枝状花样等（图4-2、4-3）人字条纹、山形条纹、松枝状花样的交点均指向裂纹源，即山形条纹汇集的方向和人字条纹所指的最终方向即为断裂的起点，而裂纹的扩展方向则为山形或人字扩大方向。 这个判断方法对寻找脆性断裂源进而正确分析失效原因是有实际意义的。

图4-2 锅炉钢板的解理断口

图4-3 爆炸破坏筒断口上出现的人字形花样

在某些脆性断口上，通过电子显微镜可看到解理断裂的特征形貌，同时又伴随着有一定的塑性变形痕迹，这种断口称为准解理断口。 2. 准解理断口 在某些脆性断口上，通过电子显微镜可看到解理断裂的特征形貌，同时又伴随着有一定的塑性变形痕迹，这种断口称为准解理断口。 断口中塑性变形痕迹所占比例就是划分解理与准解理的大致依据。 准解理断口呈结晶状或细瓷状，断口齐平、呈亮灰色，有强烈的金属光泽和明显的结晶颗粒或类似细瓷碎片的断口。

3. 晶界脆性断口 晶界脆性断口包括回火脆性断口、氢脆断口、应力腐蚀断口、淬裂断口，由脆性析出相在晶界上的析出而形成的晶界断口等。 晶界脆性断口的宏观形貌的基本特征为小刻面状或粗瓷状；断裂前没有明显塑性变形，断口附近没有颈缩现象；断口一般与正应力垂直，断口表面平齐，边缘没有剪切唇。 断口的颜色较灰暗（但比韧性断口要亮），且呈规则的粗糙表面，有时也呈现出晶粒的外形（图4-4）。

图4-4

图4-4为中碳钢轴件因锻造加热温度过高造成钢材组织过烧而在使用中发生的脆性断裂。又由于此零件的原始组织中含有较多的夹杂、成分偏析等带状缺陷，造成零件各向异性，致使该脆性断口具有木纹状特征。 对一些具有极粗大晶粒的材料，其沿晶断裂的宏观断口呈“冰糖状”特征，如极粗大晶粒的钛合金冲击断口；当晶粒很细小时，则肉眼无法辨别出冰糖状形貌，此时，断口一般呈结晶状，断口也较粗糙。 高温蠕变断裂的断口，也常是沿晶断裂，具有冰糖状特征。

4.2.3 脆性断口微观形貌特征 1. 解理断口 2. 准解理断口 3. 沿晶断口

1. 解理断口 解理断裂常发生于低温、高应变速率、应力集中（如缺口）及粗大晶粒的条件下，裂纹一经形成，便会迅速扩展。 因为解理的存在取决于晶体 结构，并且它沿着十分确定的原子面扩展，所以人们认为解理断口应是十分平滑的，相邻的区域没有塑性变形，而实际情况并非如此。 实际上，在电镜下观察每一个解理小刻面，发现这些小刻面并不是一个单一的解理面。金属解理断口的微观形貌最主要特征是河流花样（图4-5），图中显示的裂纹萌生于扭转亚晶界。

图4-5 解理断裂

河流花样的形成是解理并非沿单一的结晶学平面进行，而是沿着相互平行的许多平面以不连续的方式开裂的。 不在一个平面上的解理裂纹在向前扩展时，通过二次解理或与螺型位错相交时产生割阶，即解理台阶，解理台阶在裂纹扩展过程中逐渐会合，直至最后断裂。 河流花样就是裂纹扩展中的解理台阶在微观断口上的表现。裂纹源在河流的上游，顺流方向为裂纹扩展方向（图4-6、图4-7）。

图4-6 二次解理和撕裂形成台阶

图4-7 河流花样形成示意图

晶界常使解理断口呈现更复杂的形态。当解理裂纹通过小角度倾斜晶界时，由于小角度晶界由刃型位错组成，其两侧晶体仅相互倾斜一小角度，且有公共交截线，则它们对河流花样的穿过不产生多大影响，裂纹能穿过晶界，“河流”能连续地延伸到相邻晶粒内。 当解理裂纹通过扭转晶界时，因晶界由螺位错组成，其两侧晶体以边界为公共面转动一小角度，使两侧解理面存在位问差，故裂纹不能连续通过晶界而必须重新形核，在晶界处形成新的“河流”，产生河流激增。当裂纹穿过大角度晶界时也形成大量“河流”。

解理断裂的另一微观特征是舌状花样（图4-8、图4-9）。因其在电子显微镜下类似人的舌头而得名。 在体心立方金属中，在主解理面{100}上扩展的裂纹与孪晶面{112}相遇时，裂纹在孪晶处沿{112}面产生二次解理（即二次裂纹），而孪晶以外的裂纹仍沿{100}扩展，二次裂纹沿孪晶面扩展，超过孪晶再沿{100}面继续扩展。 因此，获得形似舌头的特征花样。

图4-8 舌状花样

图4-9 解理舌形成示意图

2. 准解理断口 这种断口常出现在淬火回火的高强度钢中，有时也出现在贝氏体组织的钢中。 准解理断口的微观形貌特征是： 具有河流花样，有小解理刻面，以及由隐蔽裂纹扩展接近产生塑性变形所形成的撕裂棱，有时也有舌状花样。 因此，准解理裂纹即具有解理断口的形貌特征，又具有韧性断口的形貌特征（韧窝、撕裂棱），故其断口的微观形貌是介于解理断口与韧性断口之间的一种断口形貌。

准解理断口与解理断口的区别表现在： （1）准解理裂纹多萌生于晶粒内部的空洞、夹杂物、硬质点处，而解理裂纹则萌生在晶粒的边界或相界面上； （2）裂纹传播的路径不同，准解理是裂纹向四周扩展，裂纹的扩展从解理台阶逐渐过渡向撕裂棱，相对于解理裂纹要不连续得多，而且多是局部扩展。解理裂纹是由晶界向晶内定向扩展，表现出河流走向； （3）准解理小刻面不是晶体学解理面。在调质钢中准解理小刻面的尺寸比回火马氏体的尺寸要大得多，与原奥氏体晶粒尺寸相近。解理与准解理之间的主要区别归于表4-3

表4-3 解理断裂与准解理断裂的区别 解 理 准解理 形核位置 晶界或其它界面 夹杂、空洞、硬质点、晶内 扩展面 标准解理面   解 理 准解理 形核位置 晶界或其它界面 夹杂、空洞、硬质点、晶内 扩展面 标准解理面 不连续、局部扩展、碳化物及质点影响路径、非标准解理面 连接 二次解理面解理、撕裂棱 撕裂棱、韧窝 断口形态尺寸 以晶粒为大小，解理平面 原奥氏体晶粒大小，呈凹盆状

3. 沿晶断口 沿晶脆性断裂是沿晶粒界面所发生的断裂，断口的微观特征是晶界面上相当平滑，整个断面上多面体感很强，没有明显塑性变形，具有晶界刻面（小平面）的冰糖状断口形貌，冰糖块状恰好反映出晶粒这种多面体的特征。

4.3 脆性断裂的裂纹萌生与扩展 4.3.1 脆性裂纹的萌生机理 4.3.2 脆性裂纹的扩展 断裂的全过程包括裂纹的萌生与扩展，当材料性质与外加应力配合最不利时，就有可能首先萌生裂纹，裂纹萌生理论很多，但都与位错运动受阻导致应力集中有关。 4.3.1 脆性裂纹的萌生机理 4.3.2 脆性裂纹的扩展

目前公认的理论是： ①stroh位错塞积理论，该理论的核心是位错遇障碍受阻，形成位错塞积群，产生应力集中，当该应力中的正应力达到材料断裂强度时，即萌生裂纹； ②cottrell位错反应理论，该理论认为在体心立方金属中，若沿两相交滑移面上存在有两个全位错，当他们相遇时会发生位错反应形成新的位错，而新合成的位错不在其滑移面上，故为不动位错，并将阻碍后续位错的运动，从而形成位错塞积群，造成应力集中而导致开裂；

③smith碳化物边界形成裂纹理论，该理论认为铁素体内的位错运动于碳化物边界将造成位错受阻，引起应力集中有可能导致碳化物开裂。 有关裂纹扩展的理论则与断裂机制有关，如脆性解理断裂、韧性断裂、疲劳断裂等，它们的裂纹扩展也都与位错有关， 因此，位错理论是研究塑性变形与断裂微观机理的基础，后面我们分别给以讨论。

4.3.1 脆性裂纹的萌生机理 1. 解理裂纹的萌生 1）位错塞积理论（Zener-Stroh理论） 2. 沿晶脆性裂纹的萌生 2）位错反应理论（cottrell理论） 3）脆性第二相开裂理论（Smith理论） 2. 沿晶脆性裂纹的萌生

4.3.1 脆性裂纹的萌生机理 解理裂纹的萌生 如上所述，解理断裂是典型的脆性断裂，然而解理裂纹的产生却与材料的塑性变形有关。我们知道金属的塑性变形是位错在切应力作用下运动的结果。 因此，关于解理裂纹的萌生机制可用位错理论来解释。

（1）位错塞积理论（Zener-Stroh理论）

图4-10 位错塞积形成的裂纹

这种应力集中有两种可能： 一种为激发邻近晶粒的位错源，产生新位错，使屈服从一晶粒传播到另一晶位； 另一种假如不能使邻近晶粒屈服，则在某一方面上（与滑移方向成θ角）因产生的最大拉应力达到理论断裂强度时便会产生解理裂纹。此最大应力发生在θ=70.5°处，其近似值为： 式中 ——滑移面上的有效切应力 d——晶粒直径。从位错源S到塞积头O的距离可视为d/2 r——自位错塞积头到裂纹形成点的距离 （6-1）

完整晶体沿解理面断裂的理论断裂强度为， 式中 为表面能， 为原子晶面间距，E为拉伸杨氏模量。 如此，形成裂纹的力学条件为： （6-2） 式中 ——形成裂纹所需的切应力。

Zener-Stroh理论存在的问题是： 如 与晶面间距 相当，且 ， 为泊松比，则上式可写为 (4-3) 表明解理裂纹形成所需要的应力与晶粒尺寸有关。 Zener-Stroh理论存在的问题是： 大量位错塞积将产生很大应力集中，使相邻晶粒内的位错源开动从而松弛应力集中，使裂纹难以形成； 此外，没有考虑应力状态的影响。

（2）位错反应理论（cottrell理论） + →a[001]

由于反应后位错能量降低，所以参加反应的位错会相互吸引，自动合并。但新形成的位错线在(001)面上，由于(001)不是体心立方金属的固有滑移面，故 [001]为不动位错。 于是在此不动位错后的几个位错塞积便可使晶体沿(001)解理面形成解理裂纹。Cottrell提出的位错反应是降低能量的过程，裂纹的形核是一个自发过程，面心立方金属虽有类似的位错反应，但不是降低能量的过程，因而不存在这一形核机理。

图4-11 位错反应形成裂纹

（3）脆性第二相开裂理论（Smith理论） Cottrell理论强调拉应力的作用，未考虑显微组织不均匀造成的影响。 Smith提出了低碳钢中因铁素体塑性变形导致晶界碳化物开裂形成解理裂纹的理论，其模型如图4-12所示，通常低碳钢中碳化物难以塑性变形，对位错运动起到障碍作用。 因此、铁素体中的位错源在切应力作用下开动，位错运动至晶界碳化物处受阻而形成塞积，在塞积头处拉应力作用下使碳化物开裂。

图4-12 裂纹形成的Smith模型

按Stroh理论，碳化物开裂的力学条件为： 式中 是碳化物开裂时的临界有效切应力； 是碳化物的表面能； 是泊松比； d 是铁素体晶粒直径； E 是杨氏模量。

由于铁素体的表面能远大于碳化物的表面能，因此，碳化物裂纹形成后能否继续扩展进入铁素体中，主要取决于裂纹扩展时的能量变化，只有系统所提供的能量大于 时，碳化物裂纹才能向相邻铁素体中扩展。 所以，碳化物裂纹向铁素体内扩展的条件应为： （4-5）

上述条件一量成立，则当材料一旦屈服时，碳化物裂纹就会形成并扩展至断裂，这是断裂过程被裂纹形成所控制的判据。 如果断裂过程为裂纹扩展所控制，则采用类似Cottrell的能量分析方法并忽略位错的贡献，从而获得裂纹扩展相应的力学条件为： （4-5） 式中： 为断裂应力， 为碳化物厚度

综上所述，关于解理裂纹形成，其基本思想都是基于： 当金属材料的塑性变形过程受到严重限制时（如晶界、夹杂或滑移方向改变等），材料以分离的方式而不是以形变的方式来顺应外加的应力，从而产生解理裂纹，所以解理裂纹的萌生总伴有微量塑性变形，其裂纹往往在晶界、亚晶界、孪晶交叉处出现。 此外，脆性析出物和溶质原子等也对促进基体中解理裂纹的萌生有重要影响。 准解理小刻面不是晶体学解理面，因此，准解理裂纹多萌生于晶内硬质点，其裂纹的扩展从解理台阶逐渐过渡向撕裂棱。

2. 沿晶脆性裂纹的萌生 金属学理论通常认为晶界是强化的因素，即晶界键合力高于晶内，只有在晶界被弱化时才会产生沿晶断裂。造成晶界弱化的基本原因通常有两方面， 一方面是材料本身的原因， 另一方面是环境介质或高温的促进作用。 由于晶界及其晶格的不规则性，使晶界的能量比晶内高，因此，晶界处常常是各种杂质或合金元素偏聚之地，容易出现第二相粒子，甚至形成连续的脆性薄膜；

使晶界处的机械、物理和化学性能与晶粒内部存在很大差别，加上环境、温度和机械等外部因素，如应力腐蚀、低温等，导致晶界结合力的下降，从而为破断提供了与穿晶断裂相比消耗较少能量的有利条件。 例如晶界沉淀相造成的沿晶断裂是由晶界的夹杂和第二相所造成的，断裂时裂纹形成机制是通过这些沉淀相周围形成微孔及相互连接而产生裂纹，结构钢的过热断裂即是一个典型例子。 沿晶裂纹的萌生机理可用前述的位错塞积理论解释。

4.3.2 脆性裂纹的扩展 前面我们运用位错理论讨论了解理裂纹的形成，但并不是说解理裂纹一经形成就能立即扩展导致断裂，解理断裂过程经历了塑性变形产生裂纹；裂纹在同一晶粒内初期长大；裂纹越过晶界向相邻晶粒扩展三阶段。Cottrell用能量分析法推导出解理裂纹扩展的临界条件为： （4-7） 式中： —— 外加正应力；n——塞积的位错数； ——位错柏氏矢量的模 即为了产生解理断裂，裂纹扩展时外加正应力所做的功必须等于产生的新裂纹表面的表面能。 1.3.2 脆性裂纹的扩展

在许多情况下，前面讨论的几种裂纹成核机制所能形成的裂纹尺寸远小于其临界值，只有当所形成的裂纹通过一定方式逐渐扩展到临界尺寸时，裂纹才会失稳扩展。 裂纹扩展包括亚稳扩展与失稳扩展。裂纹亚稳扩展是裂纹形成至临界尺寸这一过程，裂纹扩展速度缓慢；当裂纹扩展超过临界尺寸后，裂纹将发生失稳快速扩展。 裂纹形成后，随裂纹尺寸增加，裂尖应力场强度因子也在增加，造成裂纹扩展过程中的应力应变场以及应力状态的变化，同时裂纹扩展阻力也在变化，使裂纹扩展速度减慢或裂纹扩展困难而成为止裂裂纹（非扩展裂纹）。

亚稳扩展时，裂纹总是沿着扩展阻力最小的路径和方式而进行。故条件不同，裂纹亚稳扩展的方式、路径、速度也各不相同。 脆性裂纹形成后能否继续扩展到临界尺寸，取决于应力大小及状态、材料的性质与周围环境介质等诸多因素。如果材料塑性变形能力差，吸收形变功的能力小，裂纹一旦形成，无法通过塑性变形松驰应力集中而使裂纹钝化；也无法松驰裂纹尖端所聚集的弹性应变能。 因此，裂纹便可快速扩展导致材料脆性断裂。但是如果材料相同而应力状态等外因不同时，裂纹的扩展也会出现不同的情况。

晶间断裂和解理断裂都是裂纹作快速的不稳定扩展的断裂。但由于沿晶断裂或解理断裂的剪切变化量很小，只有当裂纹穿过晶界或形成解理台阶时，才有少量的塑性变形，所以此类断裂的放射花样往往是很细的。 若金属材料处于极脆的状态下断裂，即纯粹的晶间或解理断裂，则放射线消失。

4.4 脆性断裂失效原因分析 根据历史上重大脆性断裂事故的记载及其失效分析，发现脆性断裂的主要原因有： 1. 应力分布 2. 温度 3. 尺寸效应 4. 焊接质量 5. 环境 6. 材料化学成分与组织

1. 应力分布 最大拉应力与最大切应力对形变和断裂起不同作用。最大切应力促进塑性变形，是位错移动的推动力，而最大拉应力则只促进脆性裂纹的扩展。当零件存在缺陷（如尖锐缺口、刀痕、预存裂纹、疲劳裂纹等）或零件的截面突然变化，这些部位往往引起应力集中而使应力分布不均匀，即造成三向拉应力状态，极易导致脆性断裂。 因此，应力集中的作用以及除载荷作用方向以外的拉应力分量是造成金属零件在静态低负荷下产生脆性断裂的重要原因。材料的 应力状态越严重，则发生解理断裂的倾向性越大。

2. 温度 温度降低会引起材质本身的性能变化，如钢的屈服应力随温度降低而增加，韧性下降，解理应力也随着下降。对某些体心立方金属及合金，由于位错中心区螺位错非共面扩展为三叶位错或两叶位错，特别在低温下，这种结构的螺位错难以交滑移，使得派-纳力（在理想晶体中克服点阵阻力移动单位位错所需的临界切应力）随温度的降低迅速升高，这是这类材料的屈服强度或流变应力随温度降低而急剧升高即对温度产生强烈依赖关系，并因此导致材料脆化的主要原因。

金属零件发生低温脆断的基本条件是： （1）所用材料属于冷脆金属； （2）环境温度较低，即零件处在脆性转变温度Tc以下的环境中工作； （3）零件的几何尺寸较大，即处在平面应变状态。 此外，当零件上存在显微裂纹、缺口或大块非金属夹杂物等缺陷时，会使Tc提高，从而促使零件在较高温度下发生脆化。 普通铸铁件，硬度不高，其基体为塑性很好的铁素体或珠光体，但由于晶粒粗大，加之含有大量缺陷使Tc显著升高，所以室温条件下即可发生宏观脆性的解理断裂。

3. 尺寸效应 众所周知，钢板厚度对脆性断裂有较大的影响，厚钢板的缺口韧性差已由实验所证明，即随钢板厚度的增加，脆性转变温度升高，钢材的缺口脆性增加，其脆化原因一般认为： （1）冶金质量。厚钢板的冶金质量比薄钢板差，如厚板晶粒粗大，偏析程度增加，冶炼质量及组织不均匀，使得厚板脆化倾向提高； （2）应力状态。钢板厚度增加，即处于平面应 变状态，从而使脆化倾向提高。如在给定温度下，带缺口的厚板可能是脆性的，而材料相同的带缺口的薄板却可能是韧性的。

4. 焊接质量 历史上许多脆性断裂事故往往出现在焊接构件中。影响焊接构件的脆断因素主要有工作温度、应力状态、缺陷尺寸、材料本身的韧性及焊接条件等。当焊接质量不好，如存在气泡、非金属夹杂、偏析、组织粗大及焊接裂纹时，这种缺陷的焊缝往往成为构件破坏的薄弱点。 焊接接头是由焊缝和热影响区构成，其交界区域称为熔合线。焊接接头处常见的裂纹有；热裂纹、冷裂纹以及焊接后热处理所引起的再生热裂纹。

焊接时，由于热循环作用使焊接接头区显微组织发生变化，出现高碳马氏体、贝氏体、粗大晶粒，甚至魏氏组织等，将使焊接接头脆化；此外，焊接接头区微量有害元素的偏聚以及氢含量的增加也使其韧性降低。 因此，焊接接头处在焊接过程通常引起两种脆化： ①焊接接头区组织变化引起的韧性降低。如粗晶脆化、氢脆、石墨脆化等； ②焊接热循环过程中发生的塑性应变所引起的热应变时效脆化。 由它们二者引起的脆化必将影响到焊接构件的脆性断裂行为。

5. 环境 某种环境可明显增大材料对脆性断裂的敏感性。当金属零件承受拉应力作用，在腐蚀介质中，同时又存在电化学腐蚀时，极易导致早期脆性断裂（应力腐蚀开裂）。 零件在加工或成形过程中，如铸造、焊接、锻造、压力加工、机加工、热处理等工序中会产生残余应力，当其中有较大的残余拉应力时，就可能在适当的腐蚀环境中引起破坏，特别是在碱性介质下工作的金属构件极易产生应力腐蚀而导致脆性断裂。

例如： 蒸汽锅炉上铆钉的断裂，不锈钢在海水、硫化氢、盐水溶液、苛性钠溶液产生的应力腐蚀断裂；铜合金在氨蒸汽、水蒸汽、氨的水溶液中产生的断裂；铝合金在氯化钠水溶液、水蒸汽、海水等介质中的断裂；镁合金在氯化钠-铬酸钾溶液中的断裂；特别是高强度铁素体钢的氢脆以及高强度钢构件如果在较低的静负荷下发生突然脆性断裂，就应考虑是否发生了应力腐蚀而造成的破坏。

6. 材料化学成分与组织 低温状态下使用的低碳钢或低合金钢中，增加含碳量将增加钢的脆性。磷强烈增加钢的脆性，特别是低温脆性。某些淬火的合金钢（如Cr-Ni钢、Si-Mn钢等）在450～650℃回火后缓冷，韧性显著下降的高温回火脆性。钢的组织中出现石墨以后，使钢的强度及塑性降低，引起石墨化脆性。 大部分碳钢加热到约300℃冷加工时，由于加工硬化和应变时效的同时作用使钢塑性下降和强度升高的蓝脆现象。

渗碳层中渗碳体沿晶界分布形成网状骨架时，调质钢中沿晶界析出氮化铝薄片，钢材料过热及过烧后，铬镍奥氏体不锈钢的相析出时，都使冲击韧性急剧下降，增大钢的脆性。某些杂质元素沿晶界富集引起的沿晶断裂等。 产生这种晶间断的原因通常是由于： ①晶界上存在脆性沉淀相； ②晶间弱化； ③晶界与环境相互作用，导致晶界脆化或沿晶界优先腐蚀等。

钢中的显微组织不同，解理断裂的倾向也不同。晶粒粗大，解理断裂倾向增大，因为粗晶粒滑移距离长，位错塞积数目多，产生的应力集中更大，容易萌生裂纹。 奥氏体高温转变产物中的片状珠光体和上贝氏体的冲击韧性值低于低温转变产物的下贝氏体和回火马氏体，就是因为在原奥氏体晶粒内珠光体或上贝氏体中，铁素体的解理面的取向近于一致，有利于解理断裂；而下贝氏体或回火马氏体针叶中的铁素体的取向不一，它们的间界即成为解理裂扩展的障碍。 在腐蚀气氛环境中，活性介质的吸附等也有利于解理断裂发生。如氢脆大多为解理断裂或晶间断裂。

在低碳合金钢中，经不完全等温处理获得贝氏体（低温上贝氏体或下贝氏体）和马氏体混合组织，其韧性比单一马氏体或单一贝氏体组织好。 这是由于贝氏体先于马氏体形成，事先将奥氏体分割成几个部分，使随后形成的马氏体限制在较小范围内，获得了组织单元极为细小的混合组织，当裂纹在此种组织中扩展时需消耗较大能量，故钢的韧性较高。 钢中合金元素的作用见表4-4

元素 合 金 元 素 的 作 用 碳 钢中主要强化元素、具有间隙固溶强化或形成碳化物造成弥散强化，但大颗粒碳化物也可成为裂纹源，若成网状分布时将会导致脆断，含碳量增加脆性转变温度提高，增0.01%C，约使Tc增高4℃ 镍 主要韧化元素，降低相变温度，增加淬透性，稳定奥氏体 铬 碳化物形成元素，在结构钢中增加淬透性，保证不锈钢抗腐蚀性能，有固溶强化作用 钼 强碳化物形成元素，增加结构钢淬透性，抑制回火脆性，有固溶强化作用 硅 脱氧剂。固溶强化元素，同时提高脆性转变温度，在结构钢淬火回火时提高ε-碳化物转化温度 锰 脱氧剂。固定硫形成MnS，可防止FeS形成热脆，增加结构钢淬透性，Mn/C比增高可降低脆性转变温度 钴 在马氏体时效钢中钴有细化时效沉淀相的强化作用 钛 结构钢中加钛形成TiN或TiCN，抑制奥氏体晶粒长大。在马氏体时效钢中作为沉淀相元元Ni3(TiAl)起强化作用，在硼钢中起定氮保硼作用 铝 强脱氧剂，也可形成AlN，钉扎奥氏体晶界抑制晶粒长大（直到980℃），由于能减少固溶体中N量，故可降低脆性转变温度，在马氏体时效钢中作沉淀相元素形成Ni3(TiAl)起强化作用

4.5 防止脆性断裂失效的途径 1. 材料的设计和制造 2. 调整化学成分 3. 细化晶粒 4. 形变热处理 5. 亚温淬火 6. 低碳马氏体强化

从上述可知，每个金属构件发生脆性断裂都有其特定的原因。 必须依据具体金属构件失效分析所判明的原因，有针对性地采取有效的防止脆性断裂的措施。 防止脆性断裂，涉及到以什么指标作脆性断裂判据的问题。广泛使用的韧脆转变温度（Tc），冲击韧性（ ），缺口冲击试验（CVN），落锤试验确定无塑性转变温度（NDT）等已不能反映断裂发生和发展的详细情况，也不能显示钢板厚度和构件尺寸效应、缺口尖锐度的影响。

目前在工程上常用断裂力学的概念，来解决带裂纹构件的安全性问题，断裂力学在解决带裂纹构件的安全性方面较经典的材料力学更为可靠，它对选材、设计、构件的安全寿命的估计等提供了可靠的依据。 断裂力学在防止突然脆性断裂，并具有实际应用价值的断裂判据有： 断裂韧性Kic、Gic、裂纹嘴张开位移COD和J积分Jic等。

1. 材料的设计和制造 影响脆性断裂的因素很多，下面主要从设计、制造及材料因素的角度说明防止脆性断裂的途径。 防止脆性断裂应控制影响脆断的下列因素来进行合理结构设计。如材料的断裂韧性水平，构件的工作温度和应力状态，载荷类型及环境因素。

温度是引起构件脆断的重要因素之一，设计者必须考虑使构件的工作温度高于材料的韧脆转变温度（Tc）。 若所设计的构件工作温度低于Tc时，则必须降低设计应力水平，使应力低于不会发生裂纹扩展的水平；若其设计应力不能降低，则应更换材料，选择韧性更高，Tc更低的材料。 在选择材料时，应保证材料具有良好的强韧性，良好的工艺性能，如果材料有较高的断裂韧性时，则构件中允许有较大的缺陷存在。

从减少构件脆性断裂上，在进行构件设计时，应使得缺陷所产生的应力集中减少到最低限度，如减少尖角及结构尺寸的不连续性，合理布置焊缝的位置。 冶金生产方面要减少钢中的夹杂物、气孔及钢材的表面缺陷。 机构加工后不应存在缺口、凹槽、过深的刀痕等缺陷。 焊接时要防止裂纹、焊瘤、未焊透等缺陷，减小和消除钢结构中的残余应力，尤其在条件允许的情况下焊接结构应尽量消除焊接残余应力，这对于防止低温脆断具有非常重要的意义。

2. 调整化学成分 如上述已知，钢的化学成分中的有益元素含量在合金设计中应给以重视，而C、N、H、O、P等有害夹杂含量增加均提高韧脆转变温度，且冲击韧性下降，应减少其含量。 要对脆断事故进行分析，首先应该要看是否含量超标，不超标时也要考虑合金配比是否合适，因为成分落在牌号规范内，但配比不合适（如Mn/C比），其工艺性能或使用性能上达不到要求并引起失效的事例是很多的，

如在设计钢的成分时应尽可能地控制一些对钢的回火脆性影响较大的元素的配比，使钢的回火脆性不致过大，以及向回火脆性敏感性较大的钢中添加钼和钨，象对回火脆性敏感性较大的铬镍钢、铬锰钢、硅锰钢、铬钒钢等加钼便是如此。 镍元素被认为是降低钢的韧脆转变温度作用最大的元素。低碳钢的韧脆转变温度因镍量增加而降低，淬火后低温回火的镍钢含4.5%镍，高温回火的钢含2.5%镍时，韧脆转变温度可降到最低的温度。在合金结构钢中，铜的作用与镍相似。

锰对钢的韧脆转变温度的影响因含量不同而异。低碳钢含锰在1 锰对钢的韧脆转变温度的影响因含量不同而异。低碳钢含锰在1.5%以下时可使韧脆转变温度降低，所以，降碳增锰可以减少钢中的碳化物、细化晶粒，有利于低碳钢获得较高的低温冲击韧性，但含锰高时又使钢的韧脆转变温度提高。 此外，钢中偏析、夹杂物、白点、微裂纹等缺陷越多，韧性越低。 综上所述，碳、氮、磷、硅等元素增大钢的冷脆性倾向、镍、少量锰、铜等元素有利于钢获得较高的低温冲击韧性。由于合金元素对钢的冷脆性的影响很复杂，加之还要受其他方面因素的影响，还需具体分析为好。 总之，调整合金元素，降低杂质含量，提高钢的纯净度是降低材料脆断的有效途径。

3. 细化晶粒 细化晶粒一直是控制材料韧性避免脆断的重要手段。粗晶粒的钢韧脆转变温度较细晶粒的为高，如粗晶粒的中碳钢的韧脆转变温度，可较细晶粒的钢高40℃。 关于细晶强化因为它符合Hall-Petch关系，当晶粒越细，晶界面积就越大，晶界对位错运动的阻碍也越大，从而强度升高； 此外，因为晶粒越细，在一定体积内的晶粒数目越多，在同样变形量下，变形分散在更多的晶粒内进行，晶粒内部和晶界附近的应变度相差较小，变形较均匀，相对来说引起应力集中减小，使材料在断裂之前能承受较大的变形量。

因而有较好的塑性，又因为晶粒越细，晶界的曲折越多，越不利于裂纹的传播，从而在断裂过程中吸收了更多的能量，表现出较高的韧性，当晶粒细小时，晶界面积增加，又使晶界杂质浓度减少，避免产生沿晶脆性断裂。在铸造生产中可通过加大过冷度，在铸铁中加入硅铁或硅钙合金，在铝合金中加入钛、锆、钒等或在合金钢中加入强碳化物形成元素（Ti、V等）来阻止加热时对晶粒长大，从而细化晶粒提高韧性。

4. 形变热处理 形变热处理是形变强化与热处理淬火强化相结合的一种复合强化工艺。 高温形变热处理可细化奥化体的亚结构，因而细化淬火马氏体，使强度和韧性提高。 低温形变热处理除了细化奥氏体亚结构外，还可增加位错密度，促进合金碳化物弥散沉淀，降低奥氏体含碳量和增加细小板条马氏体的数量，因而提高强度和韧性。 有用形变热处理还可消除钢的回火脆性，即使钢加热至Ac3温度以上进行变形并立即淬火回火，这样可使某些钢的回火脆性消除，并得到纤维状断口。

5. 亚温淬火 亚温淬火可以提高低温韧性和抑制高温回火脆性，并显著降低韧脆转变温度，这与改善晶粒度密切相关。 亚温淬火时因温度处理两相区，可以形成很细的奥氏体和未溶铁素体两相组织，铁素体-奥氏体相界面比一般淬火的奥氏体晶界面积大许多倍，因而单位相界面上杂质浓度减少。 此外，亚温淬火的未溶铁素体比奥氏体能溶解较多的杂质含量，进一步降低奥氏体晶界的杂质偏聚浓度，因而以提高钢的韧性，抑制高温回火脆性。

6. 低碳马氏体强化 在相同强度水平下，低碳马氏体（板条马氏体）比高碳马氏体的韧性好得多，即在具有较高强度、硬度的同时，还具有相当高的塑性和韧性。这是由于板条马氏体中含碳量低，可以发生“自回火”，且碳化物分布均匀。 其次是板条马氏体的胞状位错亚结构中位错分布不均匀，存在低密度位错区，为位错提供了活动余地，由于位错运动降低局部应力集中，可延缓裂纹萌生而对韧性有利。

此外，含碳量低，晶格畸变小，淬火应力小，不存在显微裂纹，裂纹通过马氏体条也不易扩展，因此，低碳马氏体具有很高的强度和良好的韧性，同时还具有韧脆转变温度低，缺口敏感性小等优点。 通过热处理可以改变马氏体的形态，增加板条马氏体的相对数量，从而可显著提高钢的强韧性，如选用低碳或中碳，通过高温加热淬火和低温回火来获得板条马氏体组织，这是一条充分发挥钢材潜力的有效途径。

综上所述，要在提高强度的同时，又能改善韧性，降低脆性，可从以下几方面着手： （1）改善合金的化学成分和冶炼生产方法，却除或固定对韧性不利的有 害因素； （2）获得可达到最佳韧性的显微组织和相分布； （3）细化显微组织，细化晶粒。