萘狀斷口

合金鋼缺陷斷口(fracture of alloy steel with metallurgical deffect)冶金缺陷可在斷口上呈現(xiàn)出來，通過斷口檢驗可以發(fā)現(xiàn)鋼中冶金缺陷，判定鋼材質(zhì)量，檢查出生產(chǎn)和加工工藝中可能存在的問題。合金鋼主要缺陷斷口有萘狀斷口、石狀斷口、層狀斷口等。

萘狀斷口 合金結(jié)構(gòu)鋼和高速工具鋼過熱時出現(xiàn)脆性穿晶斷口。用肉眼觀察，當(dāng)改變?nèi)肷涔鈨A角時，可看到斷口上呈現(xiàn)出許多具有弱金屬光澤的粗大顆粒平面，類似萘晶，故名。

萘狀斷口的微觀形貌是解理或準(zhǔn)解理的。即各斷裂小平面上存在著精細的河流狀花樣、舌狀花樣、撕裂痕等。肉眼看到的粗大顆粒由眾多高低不同的同位向斷裂小平面構(gòu)成。在高速工具鋼的萘狀斷口上還可觀察到有碳化物和韌窩存在。

萘狀斷口的特征是晶粒粗大，說明了鋼的質(zhì)量欠佳。萘狀斷口的出現(xiàn)，表明鋼已過熱，致使奧氏體晶粒粗化。用具有萘狀斷口的高速工具鋼制成工具，常在達到允許的磨損限度前發(fā)生斷裂。具有萘狀斷口的合金結(jié)構(gòu)鋼的沖擊韌性降低，是由于奧氏體晶粒粗化后，鋼的韌性一脆性轉(zhuǎn)化溫度升高。鋼在室溫進行沖擊時得到脆性穿晶斷口和低的沖擊值。

具有萘狀斷口鋼呈現(xiàn)在斷口上的奧氏體晶粒比在顯微鏡下所測定的奧氏體晶粒大得多。

萘狀斷口的產(chǎn)生與鋼中晶內(nèi)織構(gòu)的形成有關(guān)。在過冷奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體或貝氏體的場合下，新、舊相之間有嚴(yán)格的位向關(guān)系。在再次加熱過程中，新形成的奧氏體同舊相α之間也要滿足取向?qū)?yīng)關(guān)系，因此，在第2次加熱時，在原粗大奧氏體晶粒范圍內(nèi)形成了有擇優(yōu)取向的若干亞晶。冷卻后，奧氏體再次轉(zhuǎn)變?yōu)榕c舊相奧氏體有一定位向關(guān)系的馬氏體或貝氏體。由于在冷卻和加熱相變時存在新、舊相之間的位向關(guān)系，這就使經(jīng)再次加熱淬火后在原粗大奧氏體范圍內(nèi)組織的位向不是任意的，而是具有特定的位向，這些位向與原粗大奧氏體的位向有繼承關(guān)系。在這種情況下，原始的粗大奧氏體晶粒得以在脆性穿晶斷口上反映出來，而在顯微鏡下所看到的奧氏體晶?？梢允窃诙渭訜釙r所形成的具有較小晶粒直徑的亞晶。

在任何一種結(jié)構(gòu)鋼中都能形成萘狀斷口。這是鋼在1250～1350℃或更高溫度加熱后奧氏體晶粒長大導(dǎo)致的后果。熱加工時，加熱溫度過高，或者形變終止溫度過高，或者形變程度太小(接近臨界形變程度)，均容易引起萘狀斷口。

萘狀斷口常在高速工具鋼中出現(xiàn)。這同高速工具鋼的淬火溫度很高有關(guān)。高速工具鋼出現(xiàn)萘狀斷口原因有二：(1)熱加工時形變終止溫度太高(1050～1100℃)，而且形變終止前所積累的冷變形程度太小。(2)未經(jīng)中間退火就進行第2次淬火。有人認(rèn)為，高速工具鋼的第1次淬火相當(dāng)于對鋼進行了相變加工硬化，其所折合的形變程度不大，與臨界形變程度相近，從而促進了第2次加熱淬火時奧氏體發(fā)生再結(jié)晶，并使所形成的奧氏體晶粒特別粗大。

改正萘狀斷口的關(guān)鍵在于切斷相變過程中晶體學(xué)位向遺傳：(1)采取重復(fù)退火或重復(fù)正火，此時新舊相之間雖有位向關(guān)系，但不像淬火那樣嚴(yán)格。退火或正火時，加熱并冷卻的每一次循環(huán)都將引起新相實際取向相對于給定關(guān)系的某種程度破壞，使最后組織與原始粗大奧氏體晶粒之間不存在位向聯(lián)系，從而消除了萘狀斷口。(2)通過奧氏體再結(jié)晶來切斷晶體學(xué)位向遺傳。例如，對40Cr鋼，可將鋼加熱到稍超過奧氏體再結(jié)晶溫度，如1000℃。上述改正萘狀斷口的熱處理方法僅對合金結(jié)構(gòu)鋼有效，而高速工具鋼的萘狀斷口無法挽救。

石狀斷口 合金鋼過燒或燒毀時出現(xiàn)脆性沿晶斷口。過燒時，不僅奧氏體晶粒發(fā)生粗化，而且，奧氏體晶界的狀態(tài)和性質(zhì)也發(fā)生某種變化，如硫化物沿晶界析出，雜質(zhì)元素的偏聚。燒毀則指鋼在熱加工時加熱溫度過高以致奧氏體晶界曾被熔化。具有石狀斷口的鋼，即使在淬火并高溫回火的組織狀態(tài)下，沖擊韌性也較低。

石狀斷口的宏觀特征是，在纖維狀斷口的基體上出現(xiàn)一些沿晶斷裂的粗大顆粒，其顏色灰暗，無金屬光澤，形如碎石塊。石狀斷口嚴(yán)重時，粗大顆粒可遍及整個斷口表面。石狀斷口的微觀形貌的特征是，沿晶界為韌窩斷口，這就是說，宏觀地從工程角度看，石狀斷口屬于脆性斷口，但在微觀上，它是塑性斷口。

隨著加熱溫度升高，鋼中將依次出現(xiàn)過熱（萘狀斷口）、過燒和燒毀（石狀斷口）現(xiàn)象。被過燒和燒毀的鋼，在經(jīng)過一系列正常熱處理工序（如正火、淬火和回火）后，斷裂時仍然出現(xiàn)石狀斷口，同時，鋼的韌性顯著降低。在過燒情況下，鋼的室溫沖擊值降低并不是因為脆性轉(zhuǎn)化溫度升高，而是因為過燒鋼處于韌性狀態(tài)下的沖擊值水平降低。過燒并不改變鋼的脆性轉(zhuǎn)化溫度。鋼的抗拉強度只在過燒嚴(yán)重時才降低。同過熱相比，過燒和燒毀產(chǎn)生的后果更為穩(wěn)定，幾乎無法改正而成為永久性的冶金缺陷。

使用特殊的浸蝕劑（10%濃硫酸 10%濃硝酸水溶液）對具有石狀斷口的鋼磨片進行浸蝕，可將粗大奧氏體晶粒的晶界顯示出來；而且借助于這種浸蝕劑能對鋼的未過燒、過燒和燒毀三者加以區(qū)分和鑒別。

產(chǎn)生過燒的原因，從根本上說，是由于MnS在奧氏體中的溶解度隨溫度升高而增加。在加熱時，硫化錳向奧氏體溶解，冷卻時，硫化錳重新沉淀。當(dāng)加熱溫度超過某一稱作過燒溫度的給定溫度后，晶內(nèi)的硫化錳向奧氏體的溶解已達到足夠大的程度，與此同時，可作為隨后冷卻時硫化錳析出核心的殘存夾雜物粒子數(shù)目大為減少，在這種情況下，鋼在隨后冷卻過程中，硫化錳就更多地改在奧氏體晶界析出，導(dǎo)致晶界弱化和石狀斷口。若晶界一旦熔化，則在這薄層液相中將吸收大量氧并富集雜質(zhì)元素，這晶界熔化層，即使在冷卻過程中重新凝固，由于晶界成分已發(fā)生重大改變，由此所引起的晶界弱化比過燒更大。

必須區(qū)別兩類不同的石狀斷口：一類是由過燒和燒毀所引起，另一類是由過熱和回火脆性而導(dǎo)致晶間斷裂。此時，鋼的室溫沖擊值降低主要是由于韌性一脆性轉(zhuǎn)化溫度升高。改正后一類石狀斷口較容易，只需在1050～1100℃短時間加熱使奧氏體發(fā)生再結(jié)晶，同時注意在回火時避免回火脆性即可。

層狀斷口 鋼中硫、氧含量偏高以及鋼液欠純凈時表現(xiàn)在縱向斷口上的形貌，區(qū)分為層狀臺階斷口和木紋狀斷口，僅出現(xiàn)在經(jīng)過熱變形的鋼中，而在鑄鋼中不存在。為檢查層狀斷口，應(yīng)對試樣進行淬火并高溫回火，或者在加熱狀態(tài)(60～150℃)將試樣折斷，保證試佯在韌性狀態(tài)斷裂。

在層狀臺階斷口上，肉眼可看到許多寬窄不等、較為平坦的小平臺，與斷口面平行或成一定角度，使平臺的某些部分突出或凹陷。木紋狀斷口呈劈裂的朽木狀或凹凸不平的條帶。兩種層狀斷口的微觀形貌均為韌窩。其特點是，在韌窩中一般存在多個非金屬夾雜物顆粒，在斷裂面上夾雜物的量相當(dāng)高。

斷口的層狀形貌與熱變形鋼塑性不均勻的帶狀區(qū)域有關(guān)。引起斷口層狀形貌的組織因素有：在鋼的熱變形過程中被拉長的塑性夾雜物和呈點鏈狀分布的脆性夾雜物：呈帶狀的偏析區(qū)域，他們是樹枝狀偏析經(jīng)壓延所致；已被拉長或輾平的疏松、氣泡，各有不同焊合程度；顯微組織帶狀等。

隨鋼中合金化程度增加、樹枝狀偏析程度增大、鋼液吸氣程度增大、鋼液流動性變壞，鋼形成層狀斷口的傾向就加大。鉻使鋼液流動性降低，非金屬夾雜物和氣泡的排除困難。鉻降低鋼液流動性可能與它易氧化，其氧化物熔點高，難于還原并以細小的固態(tài)顆粒存在鋼液中從而增加鋼液的粘度有關(guān)。

將酸浸低倍試驗和斷口檢查相結(jié)合時發(fā)現(xiàn)，層狀臺階斷口試樣斷裂時裂紋沿著樹枝晶主軸的一側(cè)擴展而形成平臺。鋼液凝固時，由于枝晶偏析，在枝晶主軸側(cè)旁各垂直于主軸生長的晶軸之間形成大量非金屬夾雜物。裂紋沿主軸側(cè)旁擴展，把堆積大量夾雜物的各微區(qū)連通，這種裂紋擴展通道阻力最小。由此看來，層狀臺階斷口與樹枝晶有聯(lián)系，是初生的枝晶偏析未充分“破碎”情況下所出現(xiàn)的斷口形態(tài)。從根本上說，層狀斷口的出現(xiàn)是鋼中硫、氧含量偏高，鋼液欠純凈所致。

層狀斷口鋼的橫向塑性和韌性較低，一般來說，出現(xiàn)木紋狀斷口時，橫向塑性和韌性降低更明顯，在相同的層狀斷口條件下，橫向塑性的降低可在一個相當(dāng)范圍內(nèi)變動。生產(chǎn)中按圖片評級，當(dāng)出現(xiàn)嚴(yán)重層狀斷口時，鋼判廢。層狀斷口處于合格和不合格之間時，補充做橫向試樣的拉伸試驗，參考力學(xué)性能試驗結(jié)果再確定鋼是否應(yīng)判廢。2100433B

如圖1為斷口形貌

2100433B