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。
3）由于AlN在奥氏体区析出峰值的温度约为900℃，其析出相随保温时间的延长而增加。
因此，采取降低待料温度，增加一次过冷工艺，则能加快锻后冷却速度，减少锻件在奥氏体区AlN析出峰值温度的停留时间，因而就能抑制AlN沿粗大奥氏体晶界的析出。
生产实践证明，这是避免Cr—Ni—Mo—V钢锻件产生棱面断口的有效措施。
