金属断裂与失效分析报告 刘尚慈.docx

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金属断裂与失效分析报告刘尚慈

金属断裂与失效分析（刘尚慈编）

第一章概述

失效：

机械装备或机械零件丧失其规定功能的现象。

失效类型：

表面损伤、断裂、变形、材质变化失效等。

第二章金属断裂失效分析的基本思路

§2—1断裂失效分析的基本程序

一、现场调查

二、残骸分析

三、实验研究

（一）零件结构、制作工艺及受力状况的分析

（二）无损检测

（三）材质分析，包括成分、性能和微观组织结构分析

（四）断口分析

（五）断裂力学分析

以线弹性理学为基础，分析裂纹前沿附近的受力状态，以应力强度因子K作为应力场的主要参量。

KI＝Yσ（πα）1/2

脆性断裂时，裂纹不发生失稳扩展的条件：

KI＜KIC

对一定尺寸裂纹，其失稳的“临界应力”为：

σc＝KIC/Y（πα）1/2

应力不变，裂纹失稳的“临界裂纹尺寸”为：

αc＝（KIC/Yσ）2/π

中低强度材料，当断裂前发生大范围屈服时，按弹塑性断裂力学提出的裂纹顶端张开位移[COD（δ）]作为材料的断裂韧性参量，当工作应力小于屈服极限时：

δ＝（8σsα/πE）lnsec（πσ/2σs）

不发生断裂的条件为：

δ＜δC（临界张开位移）

J积分判据：

对一定材料在大范围屈服的情况下，裂纹尖端应力应变场强度由形变功差率J来描述。

张开型裂纹不断裂的判据为：

J＜JIC

KIC——断裂韧性；KISCC——应力腐蚀门槛值

（六）模拟试验

四、综合分析

分析报告的内涵：

①失效零部件的描述；②失效零部件的服役条件；③失效前的使用记录；④零部件的制造及处理工艺；⑤零件的力学分析；⑥材料质量的评价；⑦失效的主要原因及其影响因素；⑧预防措施及改进建议等。

五、回访与促进建议的贯彻

§2—2实效分析的基本思路

一、强度分析思路

二、断裂失效的统计分析

三、断裂失效分析的故障树技术

第三章金属的裂纹

§3—1裂纹的形态与分类

裂纹：

两侧凹凸不平，偶合自然。

裂纹经变形后，局部磨钝是偶合特征不明显；在氧化或腐蚀环境下，裂缝的两侧耦合特征也可能降低。

发纹：

钢中的夹杂物或带状偏析等在锻压或轧制过程中，沿锻轧方向延伸所形成的细小纹缕。

发纹的两侧没有耦合特征，两侧及尾端常有较多夹杂物。

裂纹一般是以钢中的缺陷（发纹、划痕、折叠等）为源发展起来的。

一、按宏观形态分为：

（1）网状裂纹（龟裂纹），属于表面裂纹。

产生的原因，主要是材料表面的化学成分、金相组织、力学性能、应力状态等与中心不一致；或者在加工过程中发生过热与过烧，晶界性能降低等，导致裂纹沿晶界扩展。

如：

①铸件表面裂纹：

在1250～1450℃形成的裂纹，沿晶界延伸，周围有严重的氧化和脱碳。

②锻造、轧制网状裂纹：

由过烧、渗铜、含硫量高等引起。

锻件加热温度过高、时间过长，引起晶粒粗化，脆性增加。

如过烧晶界氧化使晶界强度降低，锻造时沿晶界开裂出现网状裂纹。

当钢中含铜量过高（＞0.2％）时，在热锻过程中，表面发生选择性氧化（铁先氧化），使铜的含量相对增加，从而使晶界形成富铜相的网络，富铜相熔点低于基体引起开裂。

同样，锻造时如铜附着在表面，借高温沿晶界渗入导致铜脆。

在显微镜下可看到游离的铜沿晶界分布。

当硫量较高时，低熔点的FeS或FeS与Fe的共晶体存在于晶界，高温锻造时，晶界结合强度低，使塑性变形能力下降，导致锻造开裂。

③热处理表面裂纹：

淬火加热温度过高，奥氏体晶粒显著长大，淬火冷却中热应力和组织应力共同作用引起裂纹；如发生过烧现象就更容易引起龟裂。

表面脱碳使工件表里不同含碳量奥氏体的马氏体开始转变温度（MS）不同，冷却先后有差异，扩大了组织转变的不同时性和体积转变的不均匀性。

使得淬火组织应力增加，使表面产生大的多向应力，产生网状裂纹。

④电弧焊起弧电流过大时，局部热量过高，形成“火字形裂纹”。

⑤淬火后或渗碳后的部件在机加工过程中，表面应力可导致表面裂纹；耐热钢受表面热应力作用产生腐蚀性疲劳裂纹；不锈钢发生晶界腐蚀裂纹。

（2）直线型裂纹：

常由发纹或其他非金属夹杂物在后续工序中扩展而形成，沿材料纵向分布。

裂纹两侧和金属基体上，一般有氧化夹杂物和其他非金属夹杂物。

细长零件在淬火中，在表面冷却比较均匀一致，心部淬透时，淬火应力（组织应力和热应力）超过材料抗拉强度极限，产生纵向直裂纹。

由于心部淬透的细长工件的表层切向应力总是大于轴向应力，因此淬火裂纹总是纵向直线型。

高温高压的蒸汽管道弯管中产生的蠕变裂纹是一些平行的直线性裂纹。

（3）树枝型裂纹：

零件中应力腐蚀裂纹；应力集中的焊接结构产生的热裂纹有时也呈树枝型。

（4）其他裂纹：

圆周裂纹：

部件变径处由于热应力和组织应力引起的裂纹。

辐射状裂纹：

有内孔的零件，淬火时，内孔处冷速慢，使内孔表面常处于拉应力状态，产生辐射状裂纹。

锅炉铆钉孔处产生的碱脆裂纹，也是辐射状。

二、按微观形态分为：

（1）沿晶裂纹：

晶界腐蚀裂纹、苛性脆化裂纹、氢脆裂纹、蠕变裂纹、回火脆性开裂、磨削裂纹、焊接热裂纹、铸造裂纹、过烧引起的锻造裂纹、热处理裂纹和热脆裂纹等，热疲劳裂纹和应力腐蚀裂纹有时也是沿晶裂纹。

（2）穿晶裂纹：

疲劳裂纹、解理断裂裂纹、韧性断裂裂纹、淬火冷裂纹、焊接冷裂纹等。

热疲劳裂纹、应力腐蚀裂纹等有时也是穿晶的。

（3）混合裂纹：

有沿晶的，也有穿晶的，如淬火裂纹。

三、按形成原因分：

（1）工艺裂纹：

铸造、锻造、热处理、磨削、焊接裂纹等。

（2）使用裂纹：

机械冷应力裂纹、疲劳裂纹、应力腐蚀裂纹、蠕变裂纹等。

四、按断裂力学的观点分：

（1）稳定性裂纹：

零件在服役中裂纹的扩展速率非常缓慢。

（2）过渡性裂纹（亚临界扩展裂纹）：

裂纹产生后，开始发展缓慢，到一定尺寸，发展加速，造成零件断裂失效。

过渡性裂纹和零件的受力条件、裂纹的形状及裂纹处的受力状态有关，其尺寸满足裂纹的强度因子K＜KIC。

对于张开型裂纹有：

KI＝σα1/2Y（α/W）＜KIC

上述σ是特征应力，α是特征裂纹长度，W是特征尺寸，Y（α/W）物体KI的标定函数。

（3）危险性裂纹：

临界扩展前夕的裂纹。

这类裂纹发展甚为迅速，在很短的时间内导致零件失效。

定量：

裂纹应力强度因子K接近材料的断裂韧性KC；或裂纹扩展速度dα/dt超过一定数值。

§3—2裂纹的起源位置

裂纹的起源位置取决于应力集中值的大小及材料强度值的高低。

一、应力集中与破断起源的关系

按位错理论：

对于延性或半脆性材料，形变和破断两个过程的必要条件是使金属发生屈服。

当金属发生屈服后，大量的位错在其运动过程中由于受到障碍物作用而堆积起来，就造成了应力集中。

应力集中被变形松弛，破断过程则被抑制；反之，若裂纹的发生与发展使应力松弛，则材料会发生破断。

服役的零件，形状和材料急剧改变的地方，会产生局部的高应力，其附近的应力状态（分布）也不均匀。

这种局部应力高于平均应力的现象就是应力集中。

应力集中系数K=σmax/σcp（应力集中处的最大应力和平均应力或公称名义应力之比）

应力集中发生在缺口的尾端。

应力集中程度（K）与缺口深度t、缺口尖端半径rH有关。

单边缺口部件应力集中系数：

K＝1+（t/rH）1/2≈（t/rH）1/2

多缺口（缺口间距b）部件：

K＝{（t/rH）•[（b/лt）coth（b/лt）]}1/2

材料的强度愈高、塑性愈低，应力集中系数也愈大。

缺口顶端还会由于形变约束而引起三向应力。

在平面应变条件下，在缺口前端一段距离处，出现最大三向拉应力区。

二、材料缺陷所引起的裂纹

疲劳裂纹起始于驻留滑移带，而材料表面和内部的缺陷常是引起驻留滑移带的原因，因此，有缺陷的金属材料，往往疲劳极限比较低。

三、零件的形状因素引起的裂纹

零件的尖锐的凹角，凸边或缺口部位在制造和使用过程中，产生较大应力集中或开裂。

§3—3裂纹的扩展方向

一、裂纹的走向（由应力原则或强度原则确定）

①应力原则：

在金属脆断、疲劳脆断和应力腐蚀断裂情况下，裂纹的扩展方向一般都垂直于主拉伸应力的方向；而当韧性金属承受扭转载荷或金属在平面应力的作用下，其裂纹的扩展方向一般平行于剪切应力的方向。

上述两种情况可以说明裂纹走向由零件的最大应力确定。

②强度原则：

裂纹总是要沿着最小阻力路线—即材料的薄弱环节或缺陷处—扩展。

缺陷是薄弱点，常引起裂纹的转折扩展。

材质符合要求的条件下，应力原则起主导作用；材质不符合要求时，强度原则起主导作用。

二、裂纹源与裂纹方向的判定

裂纹通常起源于零件的应力集中处；材料缺陷处形成应力集中常引起裂纹。

有时在扩展中裂纹常常会出现分支，称为支裂纹或次生裂纹。

支裂纹源区一定在主裂纹中，且裂纹源的方向通常与支裂纹扩展方向相反，也就是说分叉或分支裂纹，汇合为主裂纹。

随着裂纹的扩展，零件的有效截面不断减少，即有效载荷也随之不断加大。

因此，韧性材料随着裂纹的扩展，破断侧面残留的范性变形也有所增加。

主裂纹产生最早，扩展速度最大。

主裂纹产生后，在裂纹附近，应力得到松弛，因此，二次裂纹扩展速度小，尺寸总小于主裂纹的尺寸。

二次裂纹并不是“主”裂纹的分支，而是产生于“主”裂纹后期，扩展至“主”裂纹后受到其阻止，二者相遇角度近900。

§3—4裂纹周围及裂纹前端情况

金属表面或内部缺陷为裂纹源的，一般能找到作为裂纹源的缺陷；裂纹转折处一般能找到引起转折的缺陷。

高温下产生的裂纹或室温下产生又随加工工序加热至高温的裂纹，其周围将存在氧化和碳化的现象。

碳钢和低合金钢在＜250℃（低温回火的范围）时，裂纹周围的氧化层很薄，从金相上难以看到。

＜650℃时，可看到裂纹内填充着浅灰色的氧化铁，而两侧无显著的氧化脱碳现象。

650℃～AC1时，除裂纹中被氧化物所填充外（氧化物的颜色随加热的介质不同而不同），裂纹两侧还发生脱碳现象，加热以前热处理状态不同，加热后脱碳层中的铁素体状态也不同。

如加热前是淬火状态，脱碳层中的铁素体仍保持原马氏体的针状方向；如加热前是退火或其他状态，则脱碳层中铁素体成多边形或块状。

裂纹前端的情况：

一般机械冷应力裂纹、淬火裂纹、铸造冷应力裂纹、锻后冷却不当裂纹等前端是尖锐的。

使用裂纹的疲劳、应力腐蚀裂纹前端是尖锐的。

各种热裂纹的前端是圆钝的。

蠕变裂纹、热疲劳裂纹等的前端也是圆钝的。

尖锐的裂纹经过高温加热（如回火），其前端也是圆钝的。

第四章金属的断口分析技术

§4—1金属断口的基本类型

按断裂微观形貌分类：

①沿晶脆性断裂，②解理断裂，③准解理断裂，④疲劳断裂，⑤应力腐蚀断裂，⑥氢脆断裂，⑦韧窝断裂，⑧滑移面分离，⑨蠕变断裂。

断口的形貌是由断裂机理所决定的。

不同的断裂机理，断口的微观形貌也不同。

按断口微观形态分类中，韧窝断裂、滑移面分离和蠕变断裂属于延性断裂，其余属于脆性断裂。

§4—2断口试样的制备和保存

铁、钢、合金钢清洗断口可用的溶剂：

丙酮、氯仿、1％碱溶液等。

断口保存，可在表面涂一层保护材料，如醋酸纤维（10％的醋酸纤维丙酮或醋酸甲脂），也可放在真空干燥器里。

§4—3断口的宏观分析试样的制备和保存

×1～×100

§4—4断裂源区宏观位置的确定

光滑圆柱试样的拉伸断口由纤维区、放射区、剪切唇三个区域组成。

在通常情况下，金属材料的断口均出现断口三要素形貌特征，只是它们的区域大小、分部位置、出现的形状不同而已；但有时在断口上只出现一种或二种要素。

一、纤维状区域中心处为裂源

如果断口的三要素齐全，裂源一定位于纤维区域中心处。

如果纤维状区域的形状是圆形或椭圆形时，则它们的圆心为裂源部位。

如果纤维状区的形状是半圆（例如冲击断口）或弧形条带（如缺口圆柱拉伸试样断口）时，裂源在试样表面处萌生。

二、放射条纹或人字条纹的收敛处为裂源。

（无缺口件）

放射条纹或人字条纹是裂纹在平面应变条件下，发生低能量快速断裂时形成的。

如果试样上原来开始缺口，则由于裂纹首先在缺口处形成，且由于应力集中的原因，裂纹沿缺口处的扩展速度较快，而中心较慢，故形成的人字条纹收敛方向与无缺口时相反。

三、裂源位于零件表面的无剪切唇部位：

一些机械构件如厚板、容器、轴类等。

四、裂源位于断口的平坦区域

断裂件的宏观断口形貌，通常呈现平坦区和凹凸区两部分，后者通常是裂纹失稳扩展的形貌特征。

平坦区是裂纹亚稳态缓慢扩展区。

裂源也位于平坦区内。

五、疲劳前沿线曲率半径最小处为裂源

当断口上具有明显的疲劳断裂宏观形貌特征，即贝壳状条纹时，则疲劳源位于疲劳前沿曲率半径最小处，如断口上有与贝壳条纹相垂直的放射状条纹，则疲劳源在放射状条纹的汇集处。

六、环境断裂件腐蚀或氧化最明显处为裂源

由于环境因素引起的断裂有：

腐蚀疲劳、热疲劳、氢脆、蠕变断裂等。

其断裂源部位受环境介质、温度等条件的影响最大。

因此这类断口的裂源区被腐蚀或氧化也最明显。

七、断裂源处往往有缺陷

断裂源往往在零件的自由表面（铸件例外）。

断裂萌生的部位有产生应力集中作用的缺陷（材料缺陷和加工缺陷）和结构因素。

§4—5光学显微镜断口分析技术

光学显微镜的有效放大倍数低，焦点深度浅（物镜的垂直鉴别率—景深），不适于作断口观察。

一、直接观察

二、断口剖面观察

§4—6电子显微镜断口分析技术

透射电镜（TEM）

扫描电镜（SEM）

§4—7断口腐蚀坑技术

金属材料的腐蚀坑，通常可分为位错腐蚀坑与位向腐蚀坑，失效分析中的腐蚀坑技术就是利用不同的晶体在一定的浸蚀介质下产生的位向腐蚀坑来分析和判断断裂的晶体取向。

金属材料在一定的腐蚀介质作用下，晶体会发生溶解，这种溶解一般是不均匀的，有些晶面的溶解速度大，这些易溶晶面一般为晶体的低晶面指数面。

同时，腐蚀溶解不是各向同性，而是各向异性。

如是各向同性，蚀坑将呈现一个圆锥体；如是各向异性，蚀坑将呈现一个角锥体。

这个角锥体是多面体几何形状的一部分。

蚀坑在特定的晶面上产生，具有特定的形状。

利用蚀坑的几何参数与晶面指数之间的关系，十分析研究断裂面晶体取向的一种简单的测试技术。

一、多面体蚀坑

二、多边形腐蚀坑：

是在不同的晶面上（失效分析时被研究的断面）浸蚀低晶面指数晶面得到的腐蚀坑。

§4—8断口定量分析

定量分析主要是断口的特征花样的定量分析。

第五章金属的延性和脆性破坏断口特征

§5—1延性破坏的断口特征

一、延性破坏的断口宏观特征

延性断裂的表现形式：

一种是切变断裂。

对于单晶体，某一滑移面在做大量滑移后断裂，断裂是沿滑移面发生，断裂面就是滑移面。

另一种是试样经塑性变形后产生缩颈，其断面收缩率为100％。

一般金属断裂断面收缩率达不到100％。

断裂过程中在缩颈区中心部位形成大量空洞且不断长大和联结，最后发生断裂，断裂的断口由纤维区、放射区和剪切唇组成。

一般情况，延性断口宏观形态的基本特征是：

断口有明显的纤维区，断口颜色灰暗，边缘有剪切唇，断口附近有明显的塑性变形。

另一种延性断口的宏观特征是：

切断韧性断口（又称倾斜断口），断口平面与拉伸轴线成450角，附近有明显的宏观塑性变形。

形成这种断口，是当材料（如镁合金、变形铝合金、冷加工钢、材料在高温下）抗剪强度极限较低或断口分离过程是在平面应力状态作用下发生的，是由切应力引起的延性断裂。

利用断口的剪切唇估计KIC：

平面应变条件下，小范围屈服的断裂，断裂的剪切唇宽（S）与断裂韧性（KIC）的关系

S＝f（n）（KIC/σs）2

σs—屈服强度

f（n）—与硬化指数n有关的函数，20Cr2MoV为0.18，30Cr2MoV为0.16，试件厚度B应满足B≥KS（对中强度钢K＝5，高强度钢K＝6）。

二、延性破坏断口的微观特征

延性破坏断口的纤维状区和剪切唇区的电镜相貌上，有大量韧窝。

大多数材料，韧窝内有夹杂物或第二相粒子。

由于工程金属材料中存在大量的夹杂物和第二相粒子，因此只能发生不完全延性断裂。

断裂过程中，在第二相粒子周围产生空洞，这个过程在缩颈开始形成后更加明显，通过空洞长大，联接，发生韧窝断裂。

韧窝的存在，说明材料至少在局部微小区域内曾发生过强烈的塑性变形。

但宏观是否出现很大的延性还不能确定。

如宏观判断是延性破坏，其微观形貌一定有韧窝。

此时材料是在普遍屈服的情况下发生断裂的。

如果材料满足平面应变条件作快速的不稳定低能量扩展，就整个构件来说，宏观塑性变形不大，破坏是脆性的，材料未曾发生过普遍屈服，但在断口两侧的微观区域内，仍然发生过很大的剪切变形，其断裂是微孔型的的能量撕裂（假定此时不发生解理），断口也是韧窝花样。

所以，韧窝花样只说明断裂过程是按微孔聚集型的方式进行的，而不一定说明是延性的。

韧窝不仅在晶内，而且在晶界也能形成。

晶界韧窝，不一定以第二相粒子为核心。

耐热钢高温低应力蠕变断裂是微孔聚集型的沿晶断裂。

沿晶型的韧窝断裂，无明显的宏观塑性变形，属脆性断口。

蠕变断裂一般是延性的？

韧窝的形态受应力状态的影响较大。

韧窝密度与第二相质点近似为线性关系；韧窝大小也与第二相质点的间距有关。

韧窝的深浅可以判断材料的塑性变形能力。

三、蛇形滑移花样

一般纯金属或韧性较好的合金或材料缺口的底部，都在较大的塑性变形后以滑移面分离形式断裂。

金属的完全延性断裂也是一种沿滑移面不断滑移造成的断裂。

大多数工程材料滑移不是在单一的滑移面上进行；但由于晶粒位向不同，相互约束牵制，不能只沿一个滑移面滑移而分离，而形成起伏弯曲的条纹形貌，一般称之为蛇形滑移花样。

一些高延性金属，滑移可不断进行下去形成涟波状花样，或拉伸痕迹区，或者无特征的平滑区域。

（无特征区宽度与KIC有关）

§5—2解理断裂的断口特征

解理断裂是脆性的穿晶断裂，通常发生在非面心立方晶格中，沿特定的低晶面指数的原子面进行，发生原子尺度范围的拉伸分离，几乎不发生塑性变形。

一、解理断口的宏观特征

解理断口通常呈脆性断口特征，没有明显塑性变形；断口与正应力垂直，断口表面平齐，断口的颜色比较光亮。

其最突出的宏观特征是有小刻画面放射状条纹（或人字条纹）。

小刻画面在强光下转动时可以看到很亮的反光小平面。

小刻面即为解理刻面，许多小刻面组成解理断口。

二、解理断口的微观特征

解理断裂的微观特征：

有解理台阶与河流花样，解理舌，解理扇以及鱼骨装花样等。

最常见的微观特征是河流花样。

河流花样通过晶界时，形貌发生变化。

解理舌是其典型特征之一。

§5—3准解理断裂的断口特征

一、准解理断裂断口的宏观特征

准解理断口是一种脆性断口，其宏观特征与解理断口类似，也具有小刻面与放射装花样等特征。

二、准解理断裂的微观特征

准解理断裂是一种穿晶断裂，断口有解理断裂的形貌，又伴随很多的局部塑性变形痕迹。

其小断面尺度相当于淬火前原奥氏体晶粒度大小，不像解理断口那么平整并稍有凹陷；河流起源于晶内，形状短而弯曲，支流少，形成大量高密度撕裂棱；有时也有舌状花样；常发生在回火马市体或贝氏体组织中。

准解理小断面位向与铁素体基本的解理面{100}并不严格对应。

§5—4沿晶断裂的断口特征（主要讨论沿晶脆性断裂）

一、沿晶断裂通常是脆性断口蠕变是吗

沿晶断裂通常是脆性断口，断裂前无明显塑变；断口一般与正应力垂直；断口表面平齐，断口边缘往往没有剪切唇；表面呈颗粒状，通常呈现出晶粒的外形；断口的颜色有时比较光亮，有时却比较灰暗；有时也有放射装花纹或人字花条纹。

暗灰色的脆性断口大多是钢的热脆、回火脆性、时效脆性、过热、应力腐蚀、热疲劳断裂、焊接热裂、蠕变断裂等沿晶脆断断口。

氢脆断裂的断口颜色比较光亮。

二、沿晶断裂断口的微观特征

晶粒是多面体，沿晶断裂的微观形貌反映出这种多面体的特征。

沿晶断裂的原因通常有三种情况：

①晶界上存在脆性沉淀相，②晶间弱化，③晶界受环境因素作用。

沿晶断裂按断裂的性质可分为：

①沿晶脆性断裂，②沿晶延性断裂（沿晶蠕变断裂），③沿晶疲劳断裂（高温疲劳断裂）。

1．晶界沉淀相引起的沿晶脆断

一类是沉淀相连续，当晶界上的沉淀相粒子覆盖率为100％，形成脆性网状薄膜时，以脆性薄膜分裂发生断裂。

奥氏体Cr—Ni钢中碳化物沿晶界呈网状分布，就引起沿晶脆断。

另一类是沉淀相不连续，但有相当的晶界覆盖率。

当外力作用于沉淀相位置时，围绕晶界沉淀相首先形成显微孔洞，这些空洞长大，最后连续起来，引起沿晶裂纹，导致沿晶断裂。

2．晶界上杂物引起的晶界脆断

某些固溶杂质的晶界偏聚，是沿晶脆断的主要原因之一。

高强度低合金钢中的第一类回火脆性，又称350℃脆性，不但是伴随马氏体回火的显微组织转变所引起的，碳化物或氮化物的沉淀也是第一类回火脆性的原因。

杂质的存在，是第一类回火脆性发生的必要条件。

杂质元素向晶界偏聚引起第二类回火脆性和沿晶断裂已为大量事实所证明。

这类脆性常是当合金钢在375～560℃温度范围等温时效时被观察到，也可能在回火后缓慢冷却时产生。

晶界的杂质偏聚也对结构钢的延性—脆性转变温度有影响。

第六章疲劳断裂特征

§6—1疲劳断口的宏观形貌特征

疲劳断裂在宏观上是垂至于最大拉应力方向发生的，在具有各种缺口的构件中，断裂方向可能有局部变化；表面部显示塑性变形，除了低循环强度范围的断裂以外，都是脆性断口。

其断口由平滑的疲劳断裂区和凹凸不平的最终断裂区所组成。

疲劳断裂区有时呈现一种发亮的平滑区；最终断裂区在韧性金属中为纤维状断口，而脆性金属中则为人字花样或结晶状等。

平滑区主要为疲劳裂纹的稳定扩展区域，通常呈脆性断口特征。

在平滑区中可观察到“年轮”，这是疲劳断口突出的宏观特征。

年轮是裂纹前沿线扩展时留下的痕迹，是裂纹前沿间歇扩展的依次位置。

年轮的间距反映零件所收应力的变化规律。

韧性材料疲劳裂纹扩展缓慢，年轮间距小；硬的材料往往不出现年轮。

疲劳断裂过程中，先发生微裂纹，然后一些微裂纹合并导致主裂纹扩展。

疲劳裂纹扩展区常与外界相通，断口表面受到各种介质的氧化或腐蚀，常呈黑色或褐色。

疲劳断口的瞬断区由纤维状、放射状及剪切唇三部分所组成。

§6—2疲劳断口的微观形貌特征

一、疲劳裂纹第一阶段的微观形貌

在疲劳断裂的初始阶段，显微裂纹的扩展主要以滑移方式进行，只有2～5个晶粒范围，与拉伸方向成450角。

二、疲劳裂纹扩展第二阶段的微观特征

1．疲劳纹的一般特点与存在条件

第二阶段其断口主要特征是疲劳纹（辉纹、平行条纹）的存在。

在疲劳断口的微观范围内，通常由许多大小不同、高低不同的小断块组成。

疲劳纹是一系列基本上互相平行的条纹，略带弯曲呈波浪形，并与裂纹局部扩展方向垂直。

每一条辉纹代表一次载荷循环。

形成疲劳条纹的条件之一是至少1000次以上的循环寿命，必要条件是疲劳裂纹前端必须处于张开型的平面应变状态。

2．疲劳纹的类型及其形态

通常把疲劳分成延性疲劳和脆性疲劳。

延性疲劳纹可分为：

非晶体学的延性疲劳裂纹，其形态与金属的晶体结构、组织无关。

在疲劳纹花样中，看不到晶界、显微组织的痕迹。

在高应力强度因子幅△K下形成的延性疲劳纹大多是非晶体学的延性疲劳纹。

高分子聚合物、体心立方金属等材料，即使在低应力强度因子幅下也形成非晶体学的延性疲劳纹。

晶体学延性疲劳纹，具有晶体学特性。

§6—3疲劳断口的定量分析（略）

第七章应力腐蚀破裂

金属在拉应力和特定的腐蚀环境的共同作用下发生的脆性断裂称为应力腐蚀破裂（SCC）。

§7—1应力腐蚀破裂的特征

一、应力特征

1．拉应力引起的SCC

残余应力的影响大于工作应力。

缝隙中的腐蚀产物体积大于生成他的金属，可以产生很高的应力，足以引起SCC。

2．存在一临界应力σSCC。

当工作应力低于σSCC时将不产生SCC。

二、环境因素

1.“合金—环境”组合的特性

2．溶液的温度和浓度

3．能使金属钝化：

合金的均匀腐蚀率超过0.12～0.25mm/a便很少发生SCC。

三、SCC裂纹扩展的速度

§7—2应力腐蚀破裂的机理

活性通路—电化