合金钢缺陷断口(fracture of alloy steel with metallurgical deffect)冶金缺陷可在断口上呈现出来，通过断口检验可以发现钢中冶金缺陷，判定钢材质量，检查出生产和加工工艺中可能存在的问题。合金钢主要缺陷断口有萘状断口、石状断口、层状断口等。

萘状断口 合金结构钢和高速工具钢过热时出现脆性穿晶断口。用肉眼观察，当改变入射光倾角时，可看到断口上呈现出许多具有弱金属光泽的粗大颗粒平面，类似萘晶，故名。

萘状断口的微观形貌是解理或准解理的。即各断裂小平面上存在着精细的河流状花样、舌状花样、撕裂痕等。肉眼看到的粗大颗粒由众多高低不同的同位向断裂小平面构成。在高速工具钢的萘状断口上还可观察到有碳化物和韧窝存在。

萘状断口的特征是晶粒粗大，说明了钢的质量欠佳。萘状断口的出现，表明钢已过热，致使奥氏体晶粒粗化。用具有萘状断口的高速工具钢制成工具，常在达到允许的磨损限度前发生断裂。具有萘状断口的合金结构钢的冲击韧性降低，是由于奥氏体晶粒粗化后，钢的韧性一脆性转化温度升高。钢在室温进行冲击时得到脆性穿晶断口和低的冲击值。

具有萘状断口钢呈现在断口上的奥氏体晶粒比在显微镜下所测定的奥氏体晶粒大得多。

萘状断口的产生与钢中晶内织构的形成有关。在过冷奥氏体转变为马氏体或贝氏体的场合下，新、旧相之间有严格的位向关系。在再次加热过程中，新形成的奥氏体同旧相α之间也要满足取向对应关系，因此，在第2次加热时，在原粗大奥氏体晶粒范围内形成了有择优取向的若干亚晶。冷却后，奥氏体再次转变为与旧相奥氏体有一定位向关系的马氏体或贝氏体。由于在冷却和加热相变时存在新、旧相之间的位向关系，这就使经再次加热淬火后在原粗大奥氏体范围内组织的位向不是任意的，而是具有特定的位向，这些位向与原粗大奥氏体的位向有继承关系。在这种情况下，原始的粗大奥氏体晶粒得以在脆性穿晶断口上反映出来，而在显微镜下所看到的奥氏体晶粒可以是在二次加热时所形成的具有较小晶粒直径的亚晶。

在任何一种结构钢中都能形成萘状断口。这是钢在1250～1350℃或更高温度加热后奥氏体晶粒长大导致的后果。热加工时，加热温度过高，或者形变终止温度过高，或者形变程度太小(接近临界形变程度)，均容易引起萘状断口。

萘状断口常在高速工具钢中出现。这同高速工具钢的淬火温度很高有关。高速工具钢出现萘状断口原因有二：(1)热加工时形变终止温度太高(1050～1100℃)，而且形变终止前所积累的冷变形程度太小。(2)未经中间退火就进行第2次淬火。有人认为，高速工具钢的第1次淬火相当于对钢进行了相变加工硬化，其所折合的形变程度不大，与临界形变程度相近，从而促进了第2次加热淬火时奥氏体发生再结晶，并使所形成的奥氏体晶粒特别粗大。

改正萘状断口的关键在于切断相变过程中晶体学位向遗传：(1)采取重复退火或重复正火，此时新旧相之间虽有位向关系，但不像淬火那样严格。退火或正火时，加热并冷却的每一次循环都将引起新相实际取向相对于给定关系的某种程度破坏，使最后组织与原始粗大奥氏体晶粒之间不存在位向联系，从而消除了萘状断口。(2)通过奥氏体再结晶来切断晶体学位向遗传。例如，对40Cr钢，可将钢加热到稍超过奥氏体再结晶温度，如1000℃。上述改正萘状断口的热处理方法仅对合金结构钢有效，而高速工具钢的萘状断口无法挽救。

石状断口 合金钢过烧或烧毁时出现脆性沿晶断口。过烧时，不仅奥氏体晶粒发生粗化，而且，奥氏体晶界的状态和性质也发生某种变化，如硫化物沿晶界析出，杂质元素的偏聚。烧毁则指钢在热加工时加热温度过高以致奥氏体晶界曾被熔化。具有石状断口的钢，即使在淬火并高温回火的组织状态下，冲击韧性也较低。

石状断口的宏观特征是，在纤维状断口的基体上出现一些沿晶断裂的粗大颗粒，其颜色灰暗，无金属光泽，形如碎石块。石状断口严重时，粗大颗粒可遍及整个断口表面。石状断口的微观形貌的特征是，沿晶界为韧窝断口，这就是说，宏观地从工程角度看，石状断口属于脆性断口，但在微观上，它是塑性断口。

随着加热温度升高，钢中将依次出现过热（萘状断口）、过烧和烧毁（石状断口）现象。被过烧和烧毁的钢，在经过一系列正常热处理工序（如正火、淬火和回火）后，断裂时仍然出现石状断口，同时，钢的韧性显著降低。在过烧情况下，钢的室温冲击值降低并不是因为脆性转化温度升高，而是因为过烧钢处于韧性状态下的冲击值水平降低。过烧并不改变钢的脆性转化温度。钢的抗拉强度只在过烧严重时才降低。同过热相比，过烧和烧毁产生的后果更为稳定，几乎无法改正而成为永久性的冶金缺陷。

使用特殊的浸蚀剂（10%浓硫酸 10%浓硝酸水溶液）对具有石状断口的钢磨片进行浸蚀，可将粗大奥氏体晶粒的晶界显示出来；而且借助于这种浸蚀剂能对钢的未过烧、过烧和烧毁三者加以区分和鉴别。

产生过烧的原因，从根本上说，是由于MnS在奥氏体中的溶解度随温度升高而增加。在加热时，硫化锰向奥氏体溶解，冷却时，硫化锰重新沉淀。当加热温度超过某一称作过烧温度的给定温度后，晶内的硫化锰向奥氏体的溶解已达到足够大的程度，与此同时，可作为随后冷却时硫化锰析出核心的残存夹杂物粒子数目大为减少，在这种情况下，钢在随后冷却过程中，硫化锰就更多地改在奥氏体晶界析出，导致晶界弱化和石状断口。若晶界一旦熔化，则在这薄层液相中将吸收大量氧并富集杂质元素，这晶界熔化层，即使在冷却过程中重新凝固，由于晶界成分已发生重大改变，由此所引起的晶界弱化比过烧更大。

必须区别两类不同的石状断口：一类是由过烧和烧毁所引起，另一类是由过热和回火脆性而导致晶间断裂。此时，钢的室温冲击值降低主要是由于韧性一脆性转化温度升高。改正后一类石状断口较容易，只需在1050～1100℃短时间加热使奥氏体发生再结晶，同时注意在回火时避免回火脆性即可。

层状断口 钢中硫、氧含量偏高以及钢液欠纯净时表现在纵向断口上的形貌，区分为层状台阶断口和木纹状断口，仅出现在经过热变形的钢中，而在铸钢中不存在。为检查层状断口，应对试样进行淬火并高温回火，或者在加热状态(60～150℃)将试样折断，保证试佯在韧性状态断裂。

在层状台阶断口上，肉眼可看到许多宽窄不等、较为平坦的小平台，与断口面平行或成一定角度，使平台的某些部分突出或凹陷。木纹状断口呈劈裂的朽木状或凹凸不平的条带。两种层状断口的微观形貌均为韧窝。其特点是，在韧窝中一般存在多个非金属夹杂物颗粒，在断裂面上夹杂物的量相当高。

断口的层状形貌与热变形钢塑性不均匀的带状区域有关。引起断口层状形貌的组织因素有：在钢的热变形过程中被拉长的塑性夹杂物和呈点链状分布的脆性夹杂物：呈带状的偏析区域，他们是树枝状偏析经压延所致；已被拉长或辗平的疏松、气泡，各有不同焊合程度；显微组织带状等。

随钢中合金化程度增加、树枝状偏析程度增大、钢液吸气程度增大、钢液流动性变坏，钢形成层状断口的倾向就加大。铬使钢液流动性降低，非金属夹杂物和气泡的排除困难。铬降低钢液流动性可能与它易氧化，其氧化物熔点高，难于还原并以细小的固态颗粒存在钢液中从而增加钢液的粘度有关。

将酸浸低倍试验和断口检查相结合时发现，层状台阶断口试样断裂时裂纹沿着树枝晶主轴的一侧扩展而形成平台。钢液凝固时，由于枝晶偏析，在枝晶主轴侧旁各垂直于主轴生长的晶轴之间形成大量非金属夹杂物。裂纹沿主轴侧旁扩展，把堆积大量夹杂物的各微区连通，这种裂纹扩展通道阻力最小。由此看来，层状台阶断口与树枝晶有联系，是初生的枝晶偏析未充分“破碎”情况下所出现的断口形态。从根本上说，层状断口的出现是钢中硫、氧含量偏高，钢液欠纯净所致。

层状断口钢的横向塑性和韧性较低，一般来说，出现木纹状断口时，横向塑性和韧性降低更明显，在相同的层状断口条件下，横向塑性的降低可在一个相当范围内变动。生产中按图片评级，当出现严重层状断口时，钢判废。层状断口处于合格和不合格之间时，补充做横向试样的拉伸试验，参考力学性能试验结果再确定钢是否应判废。2100433B