材料失效分析

材料失效分析 概论 随着现代科学技术的飞跃发展，失效分析已经成为一门综合性学科，在工程上正得到日益广泛的应用和普遍的重视。为了提高机械产品质量及使用寿命，国内外对机械构件的失效(断裂)现象进行了大量的分析和研究，日益完善了失效分析技术及其基本理论。应用失效分析技术——可以指导机械产品规划、、选材、加工、检验及质量管理等方面工作;同时失效分析技术又是制定技术、科学发展规划、法律仲裁等的重要依据之一。大力开展失效分析研究，无论对工业、民生、科技发展，都具有极其重要的作用。 一、失效的概念 所谓失效——主要指机械构件由于尺寸、形状或材料的组织与性能发生变化而引起的机械构件不能完满地完成指定的功能。亦可称为故障或事故。一个机械零部件被认为是失效，应根据是否具有以下三个条件中的一个为判据: (1)零件完全破坏，不能工作; (2) 严重损伤，继续工作不安全; (3) 虽能暂时安全工作，但已不能满意完成指定任务。 上述情况的任何一种发生，都认为零件已经失效。 二、失效的形式 机械零部件最常见的失效形式有以下几种: 1(断裂失效:通常包括塑性(韧性)断裂失效;低应力脆性断裂失效;疲劳断裂失效;蠕变断裂失效;应力腐蚀断裂失效。 (表面损伤失效:通常包括磨损失效;腐蚀失效;表面疲劳失效 2 3(变形失效:包括塑性变形失效;弹性变形失效 同一种零件可有几种不同失效形式。例如，轴的失效，可以是疲劳断裂，也可以是过量弹性变形(弹性失稳)。究竟以什么形式失效，决定于具体条件下，零件的哪种抗力最低。因此，一个零件失效，总是由一种形式起主导作用，很少以两种形式主导失效的。但它们可以组合为更复杂的失效形式，例如腐蚀磨损、腐蚀疲劳等。 三、失效分析 失效分析是指分析研究机械构件的断裂，表面损伤及变形等失效现象的特征及规律，并从中找出产生失效主要原因的一门新的学科或分析技术。也称之为故障分析或事故分析等。 失效分析是门多学科的边缘科学，它不仅包括断口学及材料学，而且它还与力学、化学、腐蚀科学、摩擦学、工艺学及设计基础等学科有关。只掌握一门学科是不行的。失效分析在整个机械产品制造过程中占据重要地位。 失效分析对改进产品设计、选材等提供依据，并可防止或减少断裂事故的发生;通过失效分析还可预测可靠性，特别是利用“失效树”来预测系统的安全可靠性更为有力。所谓“失效树”是指由各种可能引起系统失效的事件和连接这些事件的逻辑门组成的图形，并显示出它们相互之间的关系。失效分析可以提高机械产品的信誉，并能起到技术反馈作用，明显提高经济效益。失效,,》断裂 第一章 金属断裂的基本概念 ?1-1 断裂和断口 金属的完全破断称为断裂.断裂后的自然表面称为断口。断裂一般发生在材料性能最弱的部位或零件中应力最大的部位。 断裂(形态)分类:在国内外，对断裂分类的方法，目前仍很不统一，各自按具体的需要和研究的方便进行分类，下面介绍几种常用的断裂分类方法，这些分类方法是相辅相成的。 按断裂性质分类——韧性断裂和脆性断裂 ?1-2 韧性断裂和脆性断裂 根据材料或构件(金属)完全断裂前所产生的宏观塑性变形量的大小: 显著——韧性 几乎不产生或很小——脆性 例:规定光滑拉伸试样? ,5%为脆性断裂.上述分法，只具有相对意义，例如:同一种材料，应力、温度等条件改变，其变形量也可能发生显著变化。另外也可能出现韧性与脆性的混合断裂，例如金属光滑圆棒拉伸试样，? 大约在5~10%的范围内所形成断口，基本上属于这类断口。 一、韧性(延性、塑性)断裂:(工作应力)σ ,σS 原子平面滑移——位错沿滑移系运动在材料内部夹杂物，析出相，晶界或其他塑性变形不连续处发生位错塞积，产生应力集中，进而开始形成显微孔洞，进而长大，串联,?一条可见的宏观裂纹,?缩颈,?破断。 基本特征:1、断口上形成很多酒杯状微孔坑，称韧窝，故韧性断口又称为“韧窝断口”;2、断口外貌呈杯锥状，杯锥底垂直于主应力;锥面平行于最大切应力，与主应力成45?3、断口表面呈纤维状，颜色灰暗。 二、脆性断裂 基本特征:1、通常σ < S σ “低应力脆断”;2、材料或构件内存在宏观裂纹作为“源”，肉眼0.1mm~1cm(工艺、设计、疲劳或应力腐蚀等引起)难免;3、中、低强度钢的脆断事故，一般发生在较低温度，10~15?以下。高强度钢无明显温度效应。4、断口平齐、光亮且与正应力垂直。断口上常有人字纹或放射花样。 按裂纹扩展路径分类—— ?1-3 穿晶断裂和晶间断裂(多晶金属的断裂路径) 按断裂机制分类—— ?1-4 解理断裂和剪切断裂 一、解理断裂 材料因受拉应力以致晶体沿一定的结晶学平面发生分离，即沿“解理面”分离，是一种在正应力作用下所产生的穿晶断裂(解理面一般是低指数的晶面，如bcc(001)，cph(0001)或(0110))。解理断裂多见于体心立方，密排六方金属及合金。特殊情况下，面心立方金属如Al 等也能解理断裂。低温应力集中、冲击等有利于解理断裂。通常，解理断裂总是脆性断裂。但有时在解理断裂前也呈现很大的塑性变形。所以，不能把解理与脆性断裂二者完全等同起来。 由于解理裂纹，是在一定强度的应力场作用下，依靠弹性应力能的释放，来克服解理面两边原子间的结合力而扩展的，所以裂纹扩展所消耗的能量较小。因此，一旦裂纹长度达到临界尺寸，满足格里菲斯条件,裂纹便迅速扩展，其速度接近声速，而不可抑制，常 造成灾难性的总崩溃，式中σ ——垂直于裂纹面的正应力;γ ——裂纹面单位面积的表面能;2a——裂纹长度;E——杨氏模量。 解理断口的宏观形态: 1.解理断口表面平齐，(断口边缘没有或很少有剪切唇【平面应力条件下断裂】)单晶体典型的解理断裂应该是一个平坦的结晶学平面。但实际多晶体的解理面是由许多的“小刻面”组成的，强光下转动，可见闪闪发光的特征。 2.解理断裂断口另一个宏观特征是“人字条纹”，其指向裂纹源，反指向为裂纹扩展方向. 主要的微观特征:1.河流状花样;2.解理台阶;3.舌状花样;4.鱼骨状花样;5.二次裂纹等 二、剪切断裂 材料在切应力作用下，沿滑移面滑移而造成的断裂。它有二类:一类是由于纯粹的滑移流变所造成的滑断或纯剪断，一般发生于非常纯的单相金属，特别是纯的单晶体中。单轴向拉伸或双轴向拉伸时，最大切应力方向一般与拉伸轴是45?。另一类是微孔聚集型断裂。多见于钢铁等工程结构材料。在外力作用下，因强烈滑移，位错堆积，在局部地方，如缩颈处，产生许多显微空洞;或因夹杂物破碎，夹杂物和基体金属界面的破碎而造成微小空洞。这种空洞在切应力作用下不断长大，聚集连接，并同时产生新的微小空间，最终导致整个材料破断。 按受力状态不同分类——静载断裂(拉伸断裂、扭转断裂等)、冲击断裂、疲劳断裂; 根据环境介质不同分类——又分低温冷脆断裂，以及静载延滞断裂，应力腐蚀断裂，氢脆断裂等。 按服役条件分类—— ?1-5 疲劳断裂和静载延滞断裂 材料在低于抗拉强度的交变应力的反复作用下，缓慢发生和扩展并导致突然破坏的方式，称疲劳破断。所谓“交变载荷”是应力的大小、方向随时间作周期性改变的载荷。 疲劳断裂的特征: 1、疲劳断裂应力σ?1(周期载荷中的最大应力max σ )远比静载荷下材料的抗拉强度σb低，甚至比屈服强度σS 也低得多。 2、不管是脆性材料或延性材料，其疲劳断裂在宏观上均表现为无明显塑性变形的脆性突然断裂，故疲劳断裂一般表现为低应力脆断。 3、疲劳破断是损伤的积累，积累到一定程度，即裂纹扩展到一定程度后才突然断裂。断裂前要经过较长时间的应力循环次数N(,104;105;106„„)才断裂，所以疲劳断裂是与时间有关的断裂。在恒应力或恒应变下，疲劳将由三个过程组成:裂纹的形成(形核);裂纹扩展到临界尺寸;余下断面的不稳定断裂。在宏观上可清楚看到后二个过程。 4、材料抵抗疲劳载荷的抗力比一般静载荷要敏感得多。疲劳抗力不仅决定于材料本身，而且敏感地决定于构件的形状，尺寸、表面状态、服役条件和所处环境等。 5、疲劳断裂一般是穿晶断裂。 所以疲劳断裂与静载破断不同，它比静载破坏的机率高得多。是工程最常见也是危险 的破断。因此，近 100 多年来对疲劳断裂进行了广泛的研究，在实践上和理论上都掌握了一定的规律。 疲劳的研究可归纳为宏观和微观二方面:宏观方面从分析疲劳应力或应变着手，研究疲劳载荷下的力学规律，建立起一系列疲劳抗力指标为正确选材和安全设计提供直接或间接资料;微观方面从微观机制着手研究在疲劳载荷下金属内部的组织结构的改变和断口形态，寻找疲劳裂纹产生的原因和裂纹扩展的机制及影响因素，从而寻找提高疲劳抗力的途径。目前的趋向是把宏观和微观结合起来。综合研究金属疲劳断裂问题。 另一类是静载延滞断裂，或称静载疲劳。它发生于静载条件下，由于环境的作用(如腐蚀、温度、中子辐照等)而引起的一种与时间有关的低应力脆性断裂。属于这类断裂的有应力腐蚀断裂，氢脆、蠕变断裂等。 第二章 断口分析方法 断口分析(破断分析):确定破断原因，提出防止事故的，为设计、选材、冶金质量和工艺研究提出带有方向性的目标。 ?2-1 断口样品的制备和保存 一、断品样品的选择 从断裂构件上选取具有充分代表性的断口样品，并缩小检查断口的尺寸范围。注意昼不要损伤断口，并保持断口干燥。(选样三) 切割方法:火焰切割、锯割、砂轮片切割、线切割等 ?切口与断口应留一定距离，以防断口形貌及微观结构发生变化 ?选择冷却剂时，注意不能腐蚀断口表面。 判别主裂纹的常用方法: 1、T 型法; 2、分枝法 3、变形法 4、氧化法 实际断裂事故，应根据具体条件、裂纹扩展规律、断口形貌特征、断口表面颜色、各部位相对变形量大小，构件散落部位及其分布，进行综合分析，才能够准确无误判断主裂纹与二次裂纹。一般脆性断裂常用 T 型法、分叉法;韧性断裂常用变形法;环境断裂常用氧化法;疲劳断裂常用宏观形貌特征识别裂纹源及其扩展方向。 上述并未包括所有情况，在失效分析时，尤其要注意特殊分析。例如:在柴油机上，联轴节发生故障，可能引起转矩不均匀，从而曲轴损伤，而裂纹却不是出现在联轴节本身。 二、断口样品的保护和清洗 保持断裂时的原样，新鲜断口，立即放在干燥器内清洗——除去灰尘，腐蚀产物，排除假象。方法:?带灰尘或其他附着物的断口:干燥空气吹，然后无水酒精或丙酮等溶液清洗。清除机械附着物，“复型法”用塑料胶带或复型用的醋酸纤维薄膜反复揭几次，即可获得清洁断口。?带油污的断口:汽油清除油腻，再用丙酮、二氯甲烷、三氯乙烷、石油醚或苯等有机液浸泡1~15 秒，也可放在超声波振荡器中“超声洗涤”5 秒，软毛刷擦洗去掉与断口 结合较牢的污染物。(不可用金属刷)?锈蚀较严重的断口:化学清洗，铁锈用10~20%的草酸或模柠檬酸溶液。对合金钢(特别是镍基合金和耐热不锈钢【高温氧化膜】)，化学清洗液成分为:NaOH20g+H2O100ml+KMnO410g加热至沸腾，煮去氧化膜后，再用每公升含亚甲醛四胺2g的6N盐酸溶液浸泡1~15 分，再用无水酒精洗净。煮去氧化膜后，再用 2%盐酸水溶液清洗断口表面。若锈层很厚，可用电解法。?在腐蚀环境下断裂的断口，有一层腐蚀产物，它对分析断裂原因有利，但对断口形态的分析不利。可先对腐蚀产物进行X 射线、电子探针或扫描电镜进行分析，分析其成分、结构和分布情况，再去掉腐蚀产物后对断口形态做电镜观察。经上述方法清洗的样品，应立即放入稀Na2CO3或NaHCO3水溶液中清洗，再用蒸溜水、无水酒精清洗、吹干，干燥罐中保存，为防止生锈或腐蚀可在断口表面涂一层有机保护材料，目前常用三氯乙烯透明塑料。 ?2-2 断口的宏观观察 肉 眼 、 放 大 镜 ， 双 筒 立 体 显 微 镜 或 金 相 显 微 镜(4×~100×，一般,50x)宏观察优点是便捷、迅速，其能观察: ? 破断全貌; ? 裂缝(断口)与零件形状的关系; ? 断口与变形方向的关系; ? 断口与受力状态(主应力或切应力)的关系 初步判断裂源位置、破断性质和原因。可把断口按区域分开，从而缩小进一步分析研究的范围。有很多断口通过宏观观察可判别断口类型和性质。 例:?在疲劳断口上的平滑区可看到“年轮”、“贝壳状”等条纹标记;在未知断口上看到这类标记，可判断该断口为疲劳断口(注意:看不清特征条纹的断口，不能轻易判断)。 ?静载断裂的断口，通常由纤维区——放射区——剪切唇三要素组成。裂纹源一般在纤维部分。根据三要素在断口上所占比例，可粗略评价材料的性能，例纤维区较大，材料韧性好，反之，放射区增加，则脆性增大。 ?对断口表面光泽和颜色的观察，主要是有无氧化色、腐蚀痕迹，夹杂物的特殊色彩等。 例如:断口上有明显深黄和蓝色两种，据此可判断深黄色是先裂的，蓝色是后裂的，并依据两者距离可大致判断裂纹发展速度快慢。水淬时破断，由于粘附水往往产生红锈;油淬时由于油渗入，断口一般具有光泽;若断口发黑，则说明淬火加热前已有裂缝(黑色产物 为加热时高温氧化所致) ?断口粗糙度表现有瓷状、细粒状、粗粒状等，一般穿晶断裂的断口表面较光滑平整，沿晶断裂则表面粗糙凹凸不平。 ?断口上的冶金缺陷，如夹杂、分层、白点、晶粒粗大、白斑、疏松、气孔等，经宏观观察都可发现。宏观观察很难获得断口细微结构资料，它仅仅是一种最初步、最基本方法，单靠它来判断是不全面、不可靠的，且需要丰富的实践经验。 ?2-3 断口的光学显微镜分析 用光镜观察断口的方法有: 1、直接观察法断口样品大小与金相试样相近。由于景深小，放大倍数有限，一般50X，只能观察较平坦的解理断口和疲劳断口，对粗糙不平的断口，不能同时聚焦，图像不清晰，当移动样品时还容易损坏物镜。但现在有激光扫描光学显微镜，可以在大的放大倍数下观察到大景深的图像(成本比扫描电镜低，但比普通光镜有更大的景深)。 2、间接观察法(复型金相法) 用复型把粗糙不平的断口形貌展平，从而有效地利用了光镜的分辨率。此法不受零件大小、观察部位以及断面凹凸不平的限制，对大件由于很难在其上截以小的断口样品，用此法很方便。复型方法:将厚0.1mm 的醋酸纤维薄膜(俗称塑料纸)用丙酮软化，溶解成胶状，贴在断口表面上，用手指或橡皮从中心向边缘逐渐压紧，经灯光或自然干燥后，揭下醋酸纤维薄膜，置于真空喷镀仪上喷镀一层100Å 左右的铝或铬层(也可以是碳或金层)。喷镀层的反射能力强，大大提高了成像亮度及反差，光镜下观察时最好采用倾斜反射光和透射光。 3(镀镍法先在断口表面镀一层镍，以完整地保存断口的形貌特征，然后在垂直于断口的方向制成金相磨面，在光镜上观察。用此法一般观察裂纹(即断口表面)走向与晶界的关系，分析裂纹是沿晶界发展还是穿晶的，以及裂纹处的夹杂物的情况。 镀镍剂: 硫酸镍NiSO4?7H2O 35g+次亚磷酸钠Na2H2PO4 20g+醋酸钠C2H3O2Na?3H2O 20g+柠檬酸钠C6H5O7Na3?2H2O15g+硫酸镁MgSO4?7H2O 15g+水1000ml。药品按顺序溶解，溶液加热到90~95?，放入试样3 小时，镀层厚达0.01mm。 为了研究与断口形貌相对应的材料金相组织之间的关系，需在断口上直接显示金相组织形态，一般采用轻微腐蚀的方法，使断口显示金相组织，这样在断口上既能看到形貌，又能观察到金相组织的形态。 ?2-4 断口的电子显微镜分析 电镜的物理基础: 1(高速运动的电子具有波动特征，其波长随运动速度而定;在目前一般电镜使用范围内，其波长为0.05Å 左右。 2(高速运动的电子流成电子束，可用电或磁场组成的电子透镜使之聚焦。聚焦后的电子束射到试样上时，被散射、反射和吸收，从而形成有一定衬度的像。当电子透过晶体薄膜时将产生衍射现象，利用衍射成像的原理和技术，可得到相当于光镜的暗场象。 电镜的最大(优点)特点:是分辨率高，放大倍数大;另外，电镜的景深长(在景深范围内各部位均可清晰成像)这对分析断口十分有利;电镜还可进行选区电子衍射，把对合金相的形貌观察和晶体结构分析结合起来，便于监定物相;同时，电镜还可直接观察晶体的缺陷(层错、位错等)，以及某些材料中的沉淀过程，这是其他仪器不能代替的。 例如:观察断口表面微区特有的浮雕，根据断口花样(韧窝、河流、条带等)，断裂时裂纹扩展途径(穿晶、沿晶或混晶)、相监定和超显微结构及缺陷，监别断裂微观形态类属及材质情况，结合其他分析数据分析破断原因。 目前，电镜断口金相的研究正从断口的定性分析向定量分析方向发展～(关于电镜断口花样定性解释标准图片已较完全，为断口微观分析提供方便)。但对电镜也应一分为二，就其应用上却存在一定局限性，常用透射式电镜只能对极薄样品进行观察，观察区域极小，获得的金相图像，代表性不及光镜所获得的广泛。试样制备麻烦，某些情况下甚至不能制备出合格的样品或复型。此外，电镜及其附属设备的费用较高，观察一个样品花费的时间也较多。 电镜以透镜的类型不同，分为静电式和电磁式两种，目前世界上大多是电磁式，静电式由于分辨率不高，应用较少。按电镜的工作原理及特性，基本上可分为透射式、扫描、反射和发射四种，应用最广为透射电镜和扫描电镜。 ?2-4-1 透射电镜在断口研究中的应用(TEM) 断口的宏观形貌和微观形态犹如森林与树木，只有同时进行才能既见树木又见森林。 光镜的分辨率只有 2500Å 左右，放大倍数低于2000 倍，焦深约为2 微米。而透射电镜的最大特点是分辨率高，小于5Å，放大倍数可达30 万倍，景深为光镜的数百倍(数百微米)，特别是用透射电镜的选区电子衍射技术还可对断口表面上夹杂物或析出相做物相结构分析。目前用透射电镜在定量方面开展研究工作较多的有以下几方面: ?研究断口形态和断裂韧性值之间的关系; ?研究疲劳断口形态与裂纹扩展速度之间的关系; ?研究疲劳条纹间距与断裂韧性值之间的关系等。 用透射电镜观察断口复型可不受断裂件尺寸大小的限制，对大件很难取样，或有时希望保留实物，这时复型(印膜法)，特别是二次复型技术有很大好处，它既可以进行断口观察，又不破坏试样。 一、透射电镜在断口研究中的应用之一: 形貌观察在透射电镜中，用以成像的电子波，受电子束穿透本领的限制，不能穿透大块金属试样，故不能直接观察断口，必须将断口表面制成电子波能穿透的表面复型(很薄的片)。为防止出现“假象”，制复型前对断口表面加以清洗，排除其他脏物。制取断口复型的方法主要有两种: 1、一次复型:又称直接复型，(萃取复型)。其方法又可分类一次塑料复型和一次碳复型。 ?一次塑料复型:(前面的复型金相法)先在断口上滴几滴醋酸甲酯溶液，并使其在断口上均匀分布，然后根据断口表面凹凸程度不同，选用不同厚度AC 纸(醋酸纤维素塑料薄膜)，贴敷在断口表面上为使塑料薄膜与断口表面完全贴合，可用手指或橡皮泥轻压 在塑料薄膜上，排除汽泡，这时可将贴有AC 纸的试样，在电灯下烘干，揭下，以备检视。 这种方法一般可萃取断口上氧化物或腐蚀产物或第二相。一次塑料复型方法常用于光学显微镜断口分析。若在复型让喷镀碳时，也可供扫描电镜或电子探针断口分析用。 ?一次碳复型:将清洗好的断口放入真空喷涂仪中，真空度达10-4托时，就可进行真空蒸发金属铬和碳。为了增加成像的衬度，常使用重金属铬、金、铂等进行投影。金属铬要倾斜喷涂，以达投影目的。一般控制角度在30~45?之间为宜。碳为垂直断口蒸发，碳源与断口相距100mm为好。这时在断口上形成一层C-Cr复膜。接着采用电解腐蚀的原理，使断口试样表面发生腐蚀，这样可使C-Cr薄膜从断口试样上分离下来。再将分离下来的C-Cr薄膜，经过几次清洗之后，便可用υ3 的铜网捞起，准备电镜检验。 一次碳复型的分辨率可达 20~50Å，也很少产生假象。但在分离C-Cr 复膜时，断口表面受到严重腐蚀损伤，故只能做一次试验。二次复型不破坏断口表面，分辨率也可达100~150Å，因此在断裂分析中应用较为广泛。 2、二次复型:(图P15)所谓二次复型就是做两次复膜，第一次是塑料复型即是中间复型;第二次是C-Cr复膜。第一次的塑料复型为负型，而第二次C-Cr复膜为正型。具体 方法是:断口清洗干净后做一次塑料复型，当塑料复型完全干透时，揭下，用胶带纸将它固定在载物片上，且型面朝上，在塑料复型基础上再做第二复型即C-Cr复型，这样就可以得到塑料—碳铬复合复型，并把它剪成1×2mm2小矩形。将剪好的复合复膜，浸泡在丙酮溶液内1 小时左右，使塑料复膜完全溶解，再经清洗后，捞起待用。 二、透射电镜在断口研究中应用之二:物相分析 钢中或多或少有一些金属夹杂物或析出相存在，它们在受外力作用下，由于和基体间性能上的差异，一般常在界面处产生很大应变，随之形成微裂纹。材料断裂后，它们还保留在断口表面上，这些夹杂物或析出相可利用萃取复型法萃取到断口复型上，在用透射电镜观察断口形貌的同时，可利用选区电子衍射技术对它们进行物相监定，确定出其晶体结构。萃取复型是靠腐蚀剂对基体的浸蚀作用，使嵌入复型的析出相与基体分开。 一次复型或二次复型均可做萃取复型。 电子衍射的基本原理:不同的物质具有不同的晶体结构，在电子束照射下产生各自特有的衍射花样(对多晶体，衍射花样为一些同心圆环;对单晶体，则为按一定规律排 列的斑点)衍射花样是参加衍射物质的晶体结构的特征，因此根据衍射花样可定出参加衍射物质的晶体结构。 三、透射电镜研究断口的优、缺点: 1(优点: ?分辨率高(,5Å)适于研究断口表面形态的细节。 ?可在观察形态的同时，对萃取相进行物相结构分析，判断它们在断裂过程中的作用。 ?利用二次复型观察断口表面形态时，可不损害断件实物。 ?高倍照片质量高，反差好。 2(缺点: ?需制取复型，手续较繁，且易产生假象。 ?不能做低倍观察，难以选择兴趣区。 ?样品面积小，一般只有几平方毫米，且其中为支持网挡住很大一部分，因此工作效率低。 ?低倍下其景深没有扫描电镜大，图象畸变大，立体感没有扫描电镜好。 从发展看，利用扫描电镜研究断裂问题及分析故障将越来越多。为深入研究断口细节，最好两种并用。 ?2-4-2 扫描电镜在断口研究中的应用(SEM) 扫描电镜是利用高能电子束在试样上扫描，激发出各种信号，经过接收、放大和显示成像，以便对试样进行分析。它主要包括电子光学系统;扫描系统;信号接收、放大;显示系统和真空系统等四部分。扫描电镜中各种信号的功能及图像分辨率 信号种类 功能 空间分辨率 二次电子 形貌观察 100Å 电压 1000Å 磁场和电场1μ 背散射电子 成分分析 1000Å 晶体学研究 5μ 阴极发光光子 成分分析 1000Å 试样电流感生电导率 1000Å 吸收试样电流形貌观察 1μ X 射线光子成分分析 1μ 俄歇电子 成分分析 1μ 透射电子 晶体学研究 10~100Å 扫描电镜与其他方式显微镜比较具有以下特点: ?能直接观察大尺寸试样的原始表面，80×50mm，粗糙表面也能观察，形状没限制。 ?试样在样品室内可动自由度非常大，六个:三度平移，旋转工作距离,15mm(其它显微镜只有2~3mm)，景深大(比透射电镜大10 倍)，这对观察不规则形状试样各个区域细节带来很大方便。 ?观察试样的视场大，能同时观察试样的视场范围MF= L ，L——显像管荧光屏尺寸;M——放大倍数。例如:对100mm 荧光屏尺寸的显象管，在20 倍时，可观察试样视场范围达5mm。尺寸更大时，F——也更大。 ?景深大，图象富有立体感。 ?放大倍数10~20.000×连续可调，不用重新对焦。 ?电子照射对试样损伤和污染程度很少，且能动态观察，安装加热、冷却、弯曲拉伸等附件，观察相变，破断等动态变化过程。 ?在观察形貌的同时，能进行微区成分分析和晶体学分析。 一、扫描电镜在断口研究中的应用之一——断口表面 形态(貌)分析 由于景深很大，即使断口表面相当粗糙，甚至有较深的二次裂纹，也能显出共内部细节特征，而且具有无影照明特征，像的失真度小。 由于表面凹凸不平，各处所产生和被探测的二次电子数量不同， B 直接暴露在探头面前，几乎可全部收集，为亮区;D 二次电子被阻，收集较少，为暗区;I 电子束扫描不到 用扫描电镜可在低倍下找到所关心的区域，然后逐步放大，观察其细节，对判断断裂性质和发生事故的原因特别适合。如:是脆性还是韧性断裂;是一次瞬时断裂还是重复破坏疲劳断裂;是穿晶还是沿晶断裂;断口上有无析出物或腐蚀产物等。对一般较简单断裂事故，直接可做出正确结论。 扫描电镜因景深大，得到真实的三维图象，使断口形态的立体分析较容易，所谓立体分析技术，是在试样上同对较复杂断裂，还要借助其他手段。(X 射线能谱分析和电子衍射分析等)。扫描电镜观察断口不需要复型，克服了复型技术中的很多限制，如:从粗糙断口上剥型困难，观察复型时，支持网挡住相当一部分复型。制取复型过程中可能引入的假象以及低倍观察的困难等。 二、扫描电镜在断口研究中的应用之二——断口表面的成分分析 用来进行微区成分分析的信号有:俄歇电子(俄歇电子能谱分析法)X 射线(X 射线光谱分析法和X 射线能谱分析法)和背散射电子(背散射电子的成分衬度效应分析法)。 这些信号的能量和强度均与物质的原子序数有关。例如:对不同元素都有不同特征 X 射线谱和特征俄歇电子能谱;另外，对不同的相成分区域，由于背散射电子系数不同，产生相应成分的“衬度效应”。对上述量进行测量分析，可确定合金元素含量或相成分。(受表面粗糙度影响，只能获得半定量数据，一般分析仪能探测到含量下限为0.1%左右)。 三、扫描电镜在断口研究中的应用之三——立体分析技术 一区域拍摄“立体对”照片，(从不同角度拍摄两张同一视野的照片)，从“立体对”照片上确定立体高度或两不平表面间二面角。当利用断口的微观形貌分析位错亚结构、断裂表面能、应力腐蚀断裂的特征角以及断裂力学中张开位移量时，这种测量技术显得十分重要了。 ?2-5 其它测试技术的应用 ?2-5-1 无损探伤法 无损探伤法:应用物理现象，在不改变材料或零件形状、性能的条件下，迅速而可靠地确定其表面或内部裂纹和其它缺陷的大小、数量和位置的方法。根据物理原理大致可分为:放射线探伤;电磁探伤;声试验法探伤;渗透法探伤;热试验法探伤五类。无损探伤在断口分析中应用是发现裂纹及其在破断件上分布情况，尤其在确定断口试样切取位置上有很大用途。 ?2-5-2 X 射线结构分析 X 光技术一般包括三部分内容:X 射线探伤(透视);X 射线光谱学(包括荧光X 射线光谱分析和微区X 射线光谱分析，即电子探针);X 射线晶体结构分析。X 射线结构 分析就是研究晶体和原子、离子、分子的有规则的周期性排列及其破坏情况。可根据X 射线衍射图像判断断裂性质;定量测定断口表面塑性变形量，估计疲劳裂纹扩展速率等。但X 射线衍射图像不像显微镜那样直观，要进行适当变换，才得出晶体结构的数据。 ?2-5-3 电子探针X 射线显微分析 简称“电子探针”(X 射线显微分析仪，微区X 射线光谱分析仪，电子探针X 射线分析仪等)。可分析体积为数立方微米内元素的成分，除氢、氦、锂等个别元素外，都能进行定量分析。其特点是:不必把分析对象从基体中取出，而直接对大块试样的微小区域进行分析。 电子探针的基本原理:利用经过加速聚焦的电子束(υ0.1~1μ)激发试样，从试样发出的“标识X 射线”，对不同元素有不同波长，通过X 射线谱仪，测定“标识X 射线” 的波长和强度，从而达到对微区作定性或定量分析的目的。在断口分析中，电子探针主要用于确定合金中析出相和夹杂物的成分，研究元素分布和显微不均匀性。解释氧化腐蚀的机制和测定薄膜的厚度等。但电子探针只能探测原子序数 5-92 之间各元素(B 硼至U 铀)。对痕量也无法分析。 ?2-5-4 离子探针分析 离子探针质量分析仪，它较电子探针具有以下优点: ?可做全元素分析且灵敏度不受原子序数影响。 ?可做深度分析。 ?可做同位素分析。 ?探测灵敏度较电子探针高几个数量级。 ?图象曝光时间短。 ?可做极薄层表层成分分析。 但离子探针对样品有破坏性，真空度要求要比电子探针高，尤其在定量分析上不成熟。 离子探针的基本原理:真空室中的样品当被加上一个高于蒸发场强的脉冲高压时，该样品中原子被蒸发、电离，穿过观察室小孔到达离子飞行管道终端，而被高灵敏度的离子检测器所检测。根据 t:测得飞行时间;s:样品到检测器距离(通常1-2 米);n:离子价数;U:脉冲高压;可计算离子质量 M，从而达到原子分辨水平的化学成分分析目的。 第三章 断口的宏观分析 ?3-1 静载荷下的断口宏观形貌 实际零件因静载荷而破断的情况不多，但对静载荷破断面的研究有助于了解材料断裂最基本特征。 ?3-1-1 光滑圆试样的拉伸断口。 断口三要素:纤维区;放射区;剪切唇。杯锥状断口(图P22 及照片)。 一、纤维区(F):粗糙纤维状，细小凹凸，属“正断型断裂”一般位于断口中央。在三向应力作用下，晶界、第二相粒子或夹杂物、破裂而形成显微空洞，长大，连接，锯齿状形貌。 二、放射区(R):放射花样;每根放射花样称放射元。放射方向与裂纹扩展方向平行，并逆指向裂源。根据放射花样形态可分为“放射纤维”和“放射剪切”两种。 1(“放射纤维”的放射元，呈纤维状，一般总是很直的，无论裂纹源是否位于断口中央，或放射花样是否粗大，都不会使放射纤维弯曲。 2(“放射剪切”的放射元，是一种典型的剪切脊，若沿放射元的垂直方向作纵截面，形状如(图P22 示意图)。每一条放射剪切元的顶峰有纵向隙裂，通常隙裂面上夹杂物 和缺陷很多。此外，其放射元并不总是直的。(图——照片) 三、剪切唇:光滑圆形拉伸试样的剪切唇是与拉应力方向呈45?倾斜的断口，在表面附近在平面应力条件下断裂的。断裂前，材料塑性变形量很大，属于韧性断裂区。根据剪切唇在断口上所占位置和大小可分二种情况:如(图P23 示意图)。 ?断口上只有纤维区和剪切唇二个区域，这时剪切唇在断面上所占比例较大，甚至可达径向长度的1/2。裂纹从试样中心的纤维区向外扩展时，裂纹外侧面整个区域都有很大 的塑性变形，而剪切唇就在该塑性区内形成(这种情况属于材料塑性较好，变形的约束较小)。 ?断口上同时有三个区，剪切唇所占比例小。因裂纹在放射区中快速扩展时，塑性变形限制在裂纹前端很小区域内，只有当此塑性变形区随裂纹扩展到表面时才形成剪切唇。 组成断口的三要素，对分析断口形式，断裂方式和性质是非常重要的。根据三个区域所占比例，可粗略评价材料的性能。例如:纤维区较大，材料的塑性较好;若放射区增加， 则表示材料塑性降低，脆性增大。三区比例除材料强度外，还取决于: ?试验温度:如温度降低，中央纤维区和剪切唇减少，放射区增大。引起所谓的“低温脆性”。 ?试样尺寸对三区比例影响见图(图P24 示意图)。 ?加载速度。它增加会使放射区增大，纤维区、剪切唇区减少。(同实验温度相似) ?3-1-2 带缺口圆试样的拉伸断口 由于缺口处应力集中，裂纹直接在缺口或缺口附近产生，所以纤维区不再在断口中央，而沿圆周分布，即裂纹源的位置在试样周围，裂纹扩展方向由外向内，若裂纹以对称方式扩展则如示意图。(图P24 示意图)若缺口试样的裂纹以不对称方式由缺口向内部扩展 时，断口形态较复杂，初始阶段可能是纤维状的;第二阶段可能是放射状的。这两阶段交截，它便停止发展。(图P24示意图) ?3-1-3 矩形试样的断口 矩形试样的研究，对板材(如船体、储油罐)的破坏分析有帮助。 一、无缺口矩形拉伸试样的断口，与圆试样类似，也有三个区域。但由于几何形状不同，每个区域的特征均稍有改变。正方形试样，当裂纹源位于正中，与试样表面相对称时，其纤维区呈圆形。但矩形扁平试样的中央纤维区呈椭圆形。放射区出现“人字纹”花样。人字纹的尖端指向裂源。靠近表面的区域也是剪切唇(最后破坏区，平面应力状态)(图P24 示意图)试样厚度对断口形貌有很大影响，厚度减薄时，剪切唇所占面积增大，放射缩小。对薄板试样，断口是全剪切的，这就是在平面应力条件下造成的切断型断口。(图——照片) 二、缺口矩形拉伸试样缺口有开在一侧的单边缺口，(图P25 示意图)也有开在厚度方向，在表面(中央)穿透或不穿透的缺口。(图P25 示意图)由于裂纹源一般位于缺口处，所以三区相对位置也发生相应改变。 影响三区相对比例的因素，主要有: 材料性质、板厚和温度——材料越脆，板厚越大，温度越低，纤维区和剪切唇越小，放射区越大。反之则相反。实际板材断口上人字纹并不是直线状，而是弯曲的，尤其在接近表面处弯曲更明显，使裂纹到达外表面最短。人字纹是一系列从板的中心向外发射的撕裂棱线所组成。 ?3-2 冲击断口的宏观形貌 冲击试样一侧开有 U 或V——型缺口，承受锤击。(图P25 示意图) 一般说，冲击断口中也出现三个区域:首先在缺口附近形成裂纹源，然后是纤维区，放射区和剪切唇。剪切唇沿无切口的其他三侧边分布。纤维区同放射区或剪切唇相连接的边界常呈弧形。(图P25 示意图)冲击断口另一特征是:在摆锤冲击下，缺口一侧承受张应力，不开缺口的另一侧承受压应力，在整个断面上受力方向不同，所以当受张应力的放射区进入受压区时，可能消失而重新出现纤维区。(见图)(图P25 示意图)断口上二次出现纤维区的主要原因是当裂纹进入压应力区时，压缩变形对裂纹扩展起阻滞作用，使裂纹由快速失稳扩展转入缓慢扩展。如材料的塑性足够好，则放射区完全消失，整个截面上只有纤维区和剪切唇两个区域。温度对冲击断口各区所占面积的影响见图(图P26 示意图)。 试验温度降低，纤维区面积陡然下降，而放射区面积陡增，材料由韧性转变为脆性，这个变化区的温度称脆性转化温度。 ?3-3 晶间断裂和解理断裂的断口宏观特征 ?3-4 应力腐蚀及氢脆断口 一般说来，晶间(沿晶)断裂与解理断裂都是脆性断裂。所以随着晶间断裂与解理断裂的发展，放射区扩大，纤维区缩小。放射区中的放射花样也变得很细。纯晶间或纯解理 断裂的断口上不存在纤维区和剪切唇区。放射区将出现与放射花样不同的特征。 晶间断裂的一个明显实例是晶界处存在第二相(图——照片)如不锈钢中的M23C6沿晶界折出，常引起晶界脆断。某些合金钢中的P、Sn(锡)、As(砷)、Sb(锑)等元素沿晶界偏析时，使A晶界发生分离，导致回火脆性，引起晶间断裂(此时晶界上无第二相)。再例如一些具有极粗大晶粒的材料，其晶间断裂的宏观断口呈“冰糖状”(或“石块状”)特征。若晶粒很细小，则肉眼无法分辨出“冰糖状”形貌，此时，断口一般呈结晶状，颜色较纤维断口明亮，但比解理的结晶状解理断口要灰暗些，因为它没有反光能力很强的小平面。一般说断口也较粗糙。高温蠕变断裂的断口，也常是晶间断裂，具有“冰糖状”特征。(图——照片) 对于纯解理断口，则断口呈结晶状，有许多强烈反光的小平面(或称小刻面)，但看不到放射花样。(图——照片)解理断口另一宏观特征是具有“人字条纹”(人字形花 样)或称山脊状花样，松枝状花样。人字条纹指向裂源，相反方向为裂纹扩展方向。其微观形貌将在下一章“断口的微观分析”中介绍。 应力腐蚀断裂:它通常在很低的拉应力及腐蚀介质联合作用下，沿某些冶金、焊接或结构的缺陷(包括尖角、内应力集中处)优先腐蚀而造成裂纹核心，并随着时间的延长，作缓慢的亚临界扩展。经过相当时间后，裂纹达到临界尺寸，便突然脆断。这种在静载荷作用下，随时间的延续而造成的断裂，称为延滞断裂或静载疲劳。应力腐蚀断口的裂纹源及亚临界扩展区因介质的腐蚀作用而呈黑色或灰黑色。突然脆断区的断口常有放射花样 或人字纹。 因材料性质和介质条件的不同，一般认为应力腐蚀裂纹是不连续扩展的，裂纹扩展时消耗了能量，要进一步扩展必须再由电化学过程，即阳极极化过程，直到达到所需的能量时，再引起裂纹的机械开裂。氢脆断裂:由于阴极极化，电化学作用后产生游离态氢和新生态氢[H]，被吸附并扩散到钢中，材料中含有含有过量的氢，在服役过程中，沿某些薄弱地区释放，在该区造成很大的内应力，从而形成裂纹。然后在应力作用下瞬时脆性破断。 氢脆也是一种延滞断列。(即在低于屈服强度的较低的拉应力作用下，经一段时间后发生突然断裂)。氢脆断裂方式可能是穿晶的，也可能是沿晶的。氢的主要作用是其所产生的压力(对附近材料产生拉应力)。一般认为:氢脆本身是不是一种独立的断裂机制，氢往往有助于某种断裂机制(如解理、沿晶)的进行。氢脆往往在体心立方金属中容易发生(如Fe、Ti、Zr)，钢中含碳量增加时易产生氢脆。氢脆造成的裂纹在断口上往往是在灰色基体上显现出银白色的亮区。在大截面锻件的断口上可观察到白点(放大检查为细小裂缝，即发裂)(图——照片,,)。 应力腐蚀断口和氢脆断口在金相磨片上有不同的特征，前者裂纹有很多分枝，后者却很少分枝，几乎是单方向的裂纹扩展。(图P28 示意图) 第四章 断口的微观分析 用电镜分析和研究断口的微观形态，断裂原因和断裂机制之间的关系。通常采用透射电镜和扫描电镜。 4-1 解理断裂的断口微观特征 解理断裂是金属在正应力作用下，由于原子间结合键的破坏而造成的穿(晶(断(裂(。通常沿一定的严格的晶面——解理面断裂，有时也可沿滑移面或孪晶界解理断裂。(解理面一般都是低指数面，因为低指数面一般表面能低，理论断裂强度最低)。 所谓解理断裂是断裂过程的一种机理。一般说，它是脆性断裂，但它并不是脆性断裂的同义语。有时解理断裂也可伴随有很大的韧性。如图表示温度对单晶体断裂过程的影响。(图P29 示意图)解理应力曲线和屈服应力曲线相交于临界温度 Tc 处，低于Tc 时，在滑移变形前晶体已解理断裂是脆性的。但高于Tc 时，应力首先使晶体发生塑性变形，然后解理断裂，故伴随一定的塑性变形量。 4-1-1 解理断裂的电子金相一般特征 1(解理台阶理论上说理想的解理时断裂如果沿某一个解理面断开，则其断口的电子金相应在是一个理想的平坦晶面。但实际上，这种理想的完整晶面是得不到的。实 际为多晶体，由于内部晶粒多，而各晶粒取向不同，所以多晶体解理断口是由很多取向略 有差别的光滑小平面(刻面)组成，每一小平面代表一个晶粒。电镜观察，发现这些小平面并不是一个单一的解理面，而是由一组平行解理面组成。两个平行解理面之间相差一定高度，交接处成台阶。解理台阶形成的途径主要有以下二个: (1)解理裂纹与螺型位错相交截面形成台阶:(图P30示意图)设晶体内存在一个螺型位错。当解理裂纹沿解理面扩展时，与螺位错相交截，便产生了相当于高度为一个布氏 矢量的解理台阶。若把解理裂纹简化成简单的刃型位错(?)AB，当其沿解理面扩展时，与垂直于解理面的螺位错CD 相交割，便产生相当于一个柏氏矢量的割阶，即形成台阶。 设台阶的表面积为S，比表面能为γS，则由于台阶的形成而增加的表面能为E,S?γS，为使形成台阶所增加的表面能最小，台阶S总力图与AB垂直，因为此时S面积最小， 所以台阶S的走向总是大致与裂纹扩展方向相一致。(因为裂纹扩展方向也总是与裂纹前端轮廓线相垂直)。当裂纹继续向前扩展，与越来越多的位错相交割，产生为数众多的台阶。这些极小台阶倾向于汇合起来，如果是异号螺型位错引起的，则相互抵消;如是同号螺型位错引起的台阶则叠加。如示意图(图P31 示意图)。 (2)通过次生解理或撕裂(剪切断裂)的方式形成台阶(图P31 示意图)。 2(河流花样 解理裂纹扩展过程中，众多的台阶相互汇合，便形成河流花样。如示意图(图P31 示意图)。我们“朔流而上”可找到裂源部位。“河流花样”本身就是解理台阶存在的标志，看到河流花样就表明这里发生了解理断裂。对实际金属材料，由于是多晶体，存在着晶界或亚晶界。当解理裂纹穿过晶界时，发生河流的激增或突然终止;也可能河流穿过晶界绵延至相邻晶粒，其具体情况与晶界性质有关。实际金属的晶界可分为扭转晶界、倾斜晶界和普通的大角度晶界。下面分别予以讨论。 (1)解理裂纹穿过扭转晶界，将发生河流的激增。(图P32 示意图)扭转晶界又称孪晶界，晶界二侧的晶体以晶界为其公共面，旋转了一个小角度。当裂纹从晶界的一侧穿过晶界向另一侧扩展时，因解理面的位向与原解理面之间存在小角度位向差，所以裂纹不能简单地越过晶界，而必须重新形核，裂纹将沿若干组新的相互平行的解理面扩展，而使 台阶激增，形成为数众多的河流。(图——照片)穿过扭转晶界使河流激增的另一种解释是根据晶界的位错模型做出的。它认为这种扭转晶界是由一系列相互正交的螺型位错(十字网格)所构成。当裂纹穿过晶界时，与大量密集的螺位错交割而使台阶激增，形成大量河流。二种解释都合理。 (2)裂纹与倾斜晶界相交时，河流连续地穿过晶界(图P32 示意图)小角度倾斜晶界是由刃型位错所组成。晶界二侧的晶体相互倾斜一个小角度。当解理裂纹与倾斜晶界相交截时，由于晶界两侧的解理面相互仅倾斜一个小角度，且保持着公共的交截线，所以裂纹连续地穿过晶界，解理河流也将穿过晶界而绵延至相邻晶粒，并不发生激增。(图——照片) (3)普通大角度晶界——由于晶界上密集大量位错(包括螺位错和刃位错)，相邻晶粒的位向差很大，河流不能通过晶界向相邻晶粒传播，而是在晶界上或离晶界很近的相邻晶粒内产生新的解理裂纹，以扇形方式向外扩张，传遍整个晶粒。故多晶体解理断裂时，在每个晶粒内都以裂纹源为中心，河流花样以扇形向四周扩展，每个晶粒均重复如此，河流花样都不穿过晶粒。(图——照片) 3(舌状花样:舌状花样的形成是由于解理裂纹沿孪晶和基体之间的界面进行的结果。解理裂纹与孪晶相遇时，便沿孪晶面发生二次(局部)解理，发展至一定程度后，二次解理面与主解理面之间的连接部分破断，从而形成舌状花样。在钢铁中，低温、高速形变以及有三向拉应力时，晶体滑移的临界切应力将增大，滑移困难，因此形变就可以孪晶方式进行，形成形变孪晶。所以，在低温及高速变形时容易发生孪晶变形，也就容易出现舌(状(花(样(。(图P33示意图) 体心立方金属解理舌的形成过程如下:平行于纸面的晶面{110}。孪晶与基体的界面是{112}，它与{110}，即纸面垂直。{112}与{110}的交线为[111]。开始，解理主裂纹沿基体解理面{100}和[110]由A 扩展到B，在B 处与孪晶相遇， 这时它将改变方向，沿孪晶界{112}[111]继续向C 扩展，扩展到C 后沿CD 断开。与此同时，主裂纹也从孪晶两侧(垂直于纸面)越过孪晶而沿DE 继续扩展，于是形成解理舌。 理论上舌的BC 面{112}与解理面{100}之间的夹角应为35?16′(α-Fe)。(图——照片) 4(鱼骨状花样(青鱼骨花样):主要发现在体心立方金属中，如W、 Fe、 Fe-Cr-Al 合金等。如430 型不锈钢冲击断口花样，中部为沿{100}<100>方向解理，而两侧为沿{112}<110>或沿{100}<110>方向解理(图——照片)。 5(二次裂纹:几乎在所有的解理断口电子金相图上，均存在二次裂纹。它们是与主裂纹面有一定夹角的裂纹分枝。应注意与二级复型中的皱褶痕区别开来，采用倾斜台，将试样倾转一个角度，可使皱痕消失，而显示出二次裂纹的特征。 4-1-2 准解理断裂的电子金相特征(也是宏观脆断的一种断口) 准解理断裂首先在马氏体回火钢中发现。而且，只有在使用电镜后，才有此种分类。准解理属于解理断裂，但与解理又不完全相同。在某些脆性断口上，通过电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——撕裂棱。准解理断口上一个个小平面不像解理面平整，裂纹源常在晶粒中间，周围小平面上也有解理台阶，裂纹向四周 扩展与周围准解理小平面连接时出现撕裂棱，有形变特征。(图——照片) 宏观上氢脆断口的银白色亮面在微观上就是准解理断口形貌。解理面是可看到闪光小平面，准解理面不闪光。 4-2 剪切断裂的断口微观特征 剪切断裂是一种伴有大量塑性变形的断裂方式，属于韧性断裂。剪切断裂有二类，一类称滑断或纯剪断，一类称为微孔聚集型剪切断裂。 4-2-1 滑断或纯剪断 大的单晶金属材料纯剪断的宏观楔形断面上用肉眼观察便可见到有很多直线状的痕迹，在电镜下也可观察到此种直线状痕迹的微观花样。例如，铜单晶纯剪断断面的电子复型照片，滑移流变所造成的线状花样。对于多晶金属材料，因位向不同晶粒之间的相互约束和牵制，不可能仅仅沿某一滑移面滑移。相反，必然是沿着许多相互交叉的滑移面滑移，其断口特征呈现出“蛇行滑动”花样。(图——照片)若变形程度增加，则“蛇行滑动” 花样因变形而平滑化，形成“涟波”花样。若继续变形，涟波花样也将进一步平坦化，在断口上留下了没有什么特殊形貌可言的平坦面称为“延伸区”或“平直区”。(图 P35 示意图)示意图A、B、C、D 表示:滑移流变将使与最大切应力平面相平行的一组滑移面滑移，而形台阶，呈现蛇形滑动。若进一步变形，则蛇行滑动平坦化，而变成涟波状，同时又形成新的蛇行滑动。继续形变，涟波变得模糊，成为无特征的平坦面，即为延伸区。 4-2-2 微孔聚集型断裂 微孔聚集型剪切断口的电子金相特征是:断口上有大量的微坑，又称为韧窝、孔坑、微孔、迭波等等。微孔的形成是由于异相质点存在(如夹杂物、碳化物等)的情况下，因第二相粒子和基体的弹性，塑性性能的差异，所以在塑性变形过程中两者就要发生形变的不一致性或第二相粒子本身断裂，这样在第二相粒子和基体之间，或第二相本身间，产生了自由表面，即“显微空穴”。当这些自由表面长大时，它们要向外扩展，每一个显微空穴(隙)就是一个断裂面，开始时它们处于相互完全隔离的状态，当塑性流变增加时，显微空隙继续长大，并一直进行到使这些显微空隙互相聚集的那部分材料变薄，最终发生断裂分离为止。 注意:微孔聚集型的韧性断裂一定有韧窝存在，但在微观形态上出现韧窝的断口，其宏观上不一定就是韧性断裂。因为宏观上虽然是脆性断裂，但在局部区域内也可能有塑性变形，故在微观上就显示出韧窝形态。(通常在断口两侧的微观区域内，满足平面应力条件，可发生剪切变形)分析断口时一定要把宏观和微观结合起来，才能得出正确判断。 当塑性变形时，在夹杂物第二相粒子周围塞积着位错环。随变形度增大，粒子前塞积的位错增多，这时位错受两方面力作用: ?在位错源驱动下使位错推向粒子， ?第二相粒子阻塞，粒子将给领先位错以排斥力。(图 P36 示意图) 外加应力不太大时，这两种力平衡，使位错源停止放出位错;当外加力足够大时，或粒子周围有应力集中，可能将领先位错推向基体与第二相粒子的界面上。当一个或一对位错环被推到界面上后，界面将沿AB面分开而形成微孔。微孔形成使原来存在的排斥力大减，位错源又重新激活，使一个一个位错推向微孔，导致微孔迅速扩大。由于位错可沿不同滑移面开往粒子边界。因此微孔可由几个滑移面开来的位错共同形成。微坑(韧窝)的形状取决于材料断裂时的受力状态， 一般出现三种类型(图P36 示意图): ?等轴或圆形微坑(正交断裂韧窝)正应力垂直于断裂的表面，且分布均匀，使微坑在垂直于正应力的平面上各方向长大的倾向相同，就形成等轴韧窝。 ?剪切断裂微坑(韧窝):在切应力作用下形成的微坑。例如拉伸或冲击断口中的剪切唇的显微特征。即属于此种情况。塑性变形使微坑沿剪切应力方向的长大速度为最大， 而把微坑拉长，形成抛物线韧窝，在两个相匹配的断口表面上剪切微坑的抛物线凸向正好相反。 ?撕裂微坑:是在撕裂应力作用下形成的，微孔的形状呈抛物线状，即形成拉长了的韧窝，常见于尖锐裂纹的前端和三向应力条件下作低能量撕裂的断口。它的形状在相匹配的断口表面上其抛物线凸向是相同的并指向裂纹源。 实际上，断口上经常发现等轴微坑与长形微坑交替出现。其原因是局部地区的应力状态是相当复杂的。 此外，在剪切或撕裂型长形微坑中，还常存在一种卵形微坑。这种卵形微坑实际上是隐藏在该微坑下的另一个微坑与它交截的结果。(图——照片)微坑的大小(尺寸)决定于显微空隙聚集前发生的显微塑性流变量。如果材料的相对塑性较差或微坑的形核位置很多(夹杂物和第二相往往成为显微空隙的核心)，则断裂时断口上形成的微坑尺寸较小;反之，微坑的形核位置较少，如在大晶粒的单相合金或金属中，则形成较大、较深的微坑。既然夹杂物或第二相粒子是微坑的形核位置，则它们的大小和密度，即夹杂物或第二相粒子的间距，决定了微坑的大小。当没有第二相粒子存在时，微坑的形成可能是由于材料中原先存在显微空隙或塑性变形过程中产生较大的显微空隙的结果。 微坑的大小还受基体材料加工硬化率的影响。若材料具有很大的加工硬化指数，则由于提高了屈服到断裂的应力增量，所以将形成更多的显微空隙而使微坑的尺寸变小。温度对微坑尺寸的影响也是通过温度对材料硬化指数的影响而起作用的。温度降低，微坑尺寸变小(见图)微坑尺寸还受应变速率的影响。应变速率提高微坑尺寸变小。还有研究报道过，材料的断裂韧性值越大，微坑也越大。 4-3 晶间断裂的断口微观特征 晶间断裂(沿晶断裂)是多晶体沿晶粒连界面彼此分离。氢脆、应力腐蚀、蠕变、回火脆性及焊缝接头的热裂纹常常是晶间断裂。根据大量金相磨片的实验观察，晶间断口最基本的微观特征是有晶界刻面(即小平面)的冰糖状形貌。产生晶间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)晶界与环境相互作用，优先沿晶界断裂。 一、晶界上存在脆性沉淀相 例如奥氏体 Cr-Ni 钢碳化物沿晶界析出，引起晶界脆化。晶界上存在不连续的碳化物网或颗粒引起晶界断裂。痕量的C、N 或O 在晶界上也能造成脆性的第二相薄膜而导致断裂。 二、晶界弱化 最典型的例子是合金钢的高温回火脆性(350~650?)断裂是沿原奥氏体晶粒的晶界发生。有人用俄歇电子发射分析仪测定了各种合金钢回火脆化的晶间断裂断口表面的薄层成分，发现Sn、Sb、P 等杂质元素在高温回火后缓慢慢冷却过程中向原奥氏体晶界偏聚，它的浓度比钢中的平均浓度高出500~1000 倍，从而降低了晶界上的断裂强度，这是产生回火脆性的主要原因。Ni、Cr 等元素一方面促进杂质元素的偏聚，同时它们本身也向晶界偏聚，从而进一步降低了晶界的断裂强度，增大回火脆性。氢脆所引起的高强度钢脆断，也常是晶间断裂。这种断口的晶界面上看不到第二相粒子，所以也可认为氢起弱化晶界的作用，使钢在很低的应力下断裂。 三、环境引起的晶界断裂 在环境作用下，晶界脆化或沿晶界优先腐蚀等引起的晶间断裂。常见的有应力腐蚀等。蠕变断裂也是常见的晶间断裂。(蠕变断口上有很厚的氧化膜，往往掩盖了断口形貌的细节，所以对它的研究不充分)。总的说来，蠕变断裂是通过晶界上形成空洞，并不断长大，聚集连接而进行的。所以其断口既有晶界小平面晶间断裂特征，又有许多微坑。通常晶间断裂总是脆性断裂。但某些材料如铝合金的晶间断裂以及蠕变晶间断裂却显示出很大的塑性。这时尽管断裂的路线沿晶界，但却通过显微空洞的形成和聚集而进行，它的断口除呈现晶间断裂特征外，还有微坑。这种晶间断裂叫做“韧性晶间断裂”(图——照片)。 晶间断裂的四种典型例子示意图(图P39 示意图): 1(微孔型晶间断裂:显示出很大塑性。尽管断裂的路线沿晶界，但却通过显微空洞的形成和聚集而进行——韧性晶间断裂。 2(非微坑型晶间断裂:冰糖状特征(晶间断裂的最基本的微观特征)。 3((非微坑型)沿连续的第二相网状物质的晶间断裂——当晶界上存在连续的网状第二相物质，而断裂又沿相界面进行时，则断口较为光滑，不呈冰糖状。在断口上可见到网状第二相物质。 4(长晶粒的晶间断裂(非微坑型)——晶粒因压延加二而被拉长，其断裂路线又是沿着这种相当大的扁平的长晶界进行时，断口将没有什么显著特征，仅是显出一些晶界痕迹。晶间断裂有时也在疲劳载荷下发生，它的断口除呈现晶间断裂特征外，还有疲劳花纹存在。 第五章 疲劳断口 金属材料(零件)在低于拉伸强度极限的交变应力作用下，缓慢发生和扩展并导致突然破坏的过程，称为疲劳破坏。(疲劳破断)在机器和设备中，大部分零件的工作应力，其大小和方向都是随时间而变化的，可能呈周期性有规律的变化，也可能随时间任意无规律变化。所以疲劳破坏是一种很普遍现象，长期以来一直引起人们重视。对疲劳破坏过程的观察和分析，积累和归纳了许多规律;直到用断裂金相学和断裂力学来研究疲劳过程，才对此复杂过程有较深刻认识。关于交变应力的特征可用下列参数表示: 最大应力σ max;最小应力σ min，应力幅，平均应力，应力对称系数 疲劳破坏一般表现为无明显塑性变形的宏观脆性断裂，如不用特殊探伤设备，无法预知损坏迹象，因此是十分危险的。 5-1 疲劳断口的宏观分析 典型的疲劳断口中表现为三个区域:疲劳核心区、疲劳裂纹扩展区、瞬时破断区(即最终快速断裂区)。 一、疲劳核心区疲劳破坏的起点，一般发生在表面。裂纹形核后，在初始阶段长大较慢。交变载荷的作用，使裂开的相对两表面互相摩擦，因而疲劳核心区较光亮。仔细观察疲劳核心区是以裂纹源为焦点的非常光滑，非常细洁的裂纹扩展的狭小区域(尽管这区域从本质上看，应属于疲劳裂纹扩展区，但习惯称为“疲劳源区”——裂纹源的宏观位置)。 裂纹也可以在表面下层的内部缺陷、夹杂、空洞、化学成分偏析或应力集中处形成。疲劳源(核心数)可不止一个，特别是低周疲劳，其应变幅值较大，断口上常有几个位于不同位置的疲劳核心。宏观上疲劳核心区包括裂纹形成部位和裂纹进一步扩展的一部份。同时存在几个疲劳源的断裂面，可根据贝纹线的密度和源区光亮度来确定疲劳源的顺序。贝纹线越大，越光亮者，其起源时间就越早。 二、疲劳裂纹扩展区:是疲劳断口上最重要的特征区域。这一部分在断口中占较大面积，且外加载荷越低。它的面积就越大。它最典型的特征是平行的贝壳状花样，又称海滩花样，贝纹状“年轮”。这种贝纹状推进线是疲劳裂纹扩展时前沿线的痕迹，总保持与裂纹前进方向垂直。(但应注意不要与微观断口上的疲劳纹相混～)这种海滩花样有时也称“停歇线”，它标志着载荷的变化，频率的变化，或机器开动或停止时疲劳裂纹扩展过程中所留下的痕迹，它常见于低应力高周期疲劳断口。贝纹弧线的内侧方向是疲劳源的所在位置，而向外凸出侧为疲劳裂纹扩展方向。对于低周期疲劳，则观察不到此种贝纹状推进线。 三、瞬时破断区:也称最终断裂区，过载破断区。当疲劳裂纹逐渐长大至所加载荷下的临界尺寸时，便产生裂纹的失稳扩展，构成最后断裂。瞬断区的宏观特征，根据材料性能不同而各异，若为塑性材料，则此区为纤维状加剪切唇断口，若为脆性材料，则为结晶状或其它脆性类型的断口。 根据瞬断区大小可初步判断材料的韧性好坏。若瞬断区面积小，表示材料韧性较好。若疲劳核心区和疲劳裂纹扩展区光亮度小，粗糙度较大，贝纹线的间隔较大，疲劳源的个数较多，这些可能是较高的过负荷和较高应力集中所致。疲劳断口按其载荷类型可分为:弯曲疲劳断口，扭转疲劳断口，轴向(拉—拉、拉—压或脉动)疲劳断口，以及复合疲劳断口。其中以弯曲疲劳断口最多见，纯粹的轴向疲劳断口较少。导致疲劳断裂的载荷类型不同，其疲劳断口形态也不一样。 1(弯曲疲劳断口受弯曲疲劳载荷时，零件的应力表面最大中心最小，所以疲劳核心总在表面形成，然后沿着与最大正应力相垂直的方向扩展，当裂纹达到临界尺寸时，零件迅速破坏。弯曲疲劳又可分为:单向弯曲、双向弯曲和旋转弯曲疲劳三种。 2(轴向疲劳断口:轴向施加疲劳载荷，其截面上的应力分布是均匀的。疲劳核心往往在内部三向应力状态下的某一缺陷处，如蒸汽锤活塞杆的疲劳断口其断口中央光滑的圆形区域为疲劳区，疲劳核心位于疲劳区中心，外侧为瞬时断裂区。(示意图)此外，疲劳核心也可能在表面应力集中处。 【疲劳极限:在疲劳载荷下，能经受107应力循环而不断裂的最大应力】 (1)高载荷(高应力)轴向拉压疲劳断口:工作应力超过疲劳极限较多时，属于“高应力疲劳”。对光滑试样，由于应力集中较小，裂纹从裂纹源向四周扩展速度基本相同，在高载荷下，疲劳破断区小，瞬时破断区大。，若有缺口，则由于缺口根部应力集中较严重，故二侧裂纹扩展较快，。板状试样，则疲劳核心发生在应力集中较大的棱角处。若二侧有缺口，则如图5 所示。 (2)低应力轴向拉压疲劳断口——工作应力低于或超过疲劳极限不多时，属于“低应力疲劳”。，其断口最大特点是疲劳裂纹扩展充分，故疲劳扩展区大，瞬时破断区小，寿命长，实际零件上常有贝纹推进线，若开有缺口，由于缺口根部应力集中，两侧发展较快. 板状试样，断口与高应力相似，但其疲劳区增大。 3(扭转疲劳断口 承受扭转载荷，其最大拉应力方向与中心线呈 45?。在弯曲或轴向疲劳时，当疲劳核心一旦形成，裂纹一般(但并不必定)便沿与最大拉伸应力相垂直的方向发展。但对 扭转疲劳，除上述情况，还存在另一类断口，即沿最大切应力方向扩展的断口。所以，我们把扭转疲劳断口分为二类，一类称为正断型，另一类称为切断型。 脆性材料常按正断型断裂，而韧性材料，则常呈切断型。也可说存在第三种类型，称为复合型，例如开始为切断型，以后变更为正断型。 对于正断型扭转疲劳，常见有锯齿状断口和星型断口。锯齿状断口——轴在双向扭转应力作用下，轴颈尖角处将产生很多疲劳核心，这些裂纹将同时向与最大拉伸正应力相垂直的方向，即与轴线呈45?交角的方向扩展，结果当这些裂纹相交时，便形成锯齿状断口。星形断口——轴上开有轴向缺口，例如键槽和花键轴，则在凹槽的尖角处产生主尖力集中。裂纹将在尖角处产生并沿与最大拉伸正应力相垂直的方向扩展。特别是花键轴，可能在尖角处都形成疲劳核心，这时，它们各自沿着与正应力相垂直的方向扩展，并在轴的中央汇合，便形成星形断面。切断 以上介绍了应力状态比较简单的情况下出现的典型的疲劳断口，实际构件在服役条件下发生的疲劳破断要复杂得多。但上述这些基本特征对于疲劳断裂的失效分析是很有用的。 5-3 疲劳断口的微观分析 在宏观分析一节中已指出:疲劳断口分成三个区域:疲劳核心区，疲劳裂纹扩展区，瞬时破断区。 5-3-1 疲劳核心区 疲劳核心是疲劳裂纹最初形成的地方，它一般总是起源于零件表面应力集中或存在表面缺陷的位置(如键槽、油孔、过渡圆角、刀槽等。)若材料内部有缺陷，如夹杂、白点、气孔等，则也会在皮下或内部形成疲劳核心。核心区一般极微小，其特征与引起裂纹的主要原因有关。 疲劳核心形成的机理目前尚无统一的理论。几乎所有的疲劳裂纹形成过程的实验研究都发现:在低于屈服应力下，疲劳试样的表面有滑移带出现。某些滑移带其形变非常强烈，称为驻留滑移带(虽经电解抛光，仍发现金属表面留下一些未被抛去的滑移带)，而疲劳裂纹往往就在该处产生。疲劳应力越高，驻留滑移带的数目越多，疲劳裂纹也就越早形成。(但许多试验也证明，滑移带的形成，并不一定造成裂纹。)所以，零件在疲劳载荷下，因位错运动而造成的滑移带，是产生疲劳裂纹最根本的原因。 表面缺陷或材料内部缺陷起着尖缺口的作用，使应力集中，促进疲劳裂纹的形成。在实际构件的疲劳断裂分析时，对核心区的研究，主要是寻找是否有这种促进裂纹形成的缺陷并判明它对裂纹形核所起的作用，提出设法消除的途径。Wood 提出往复滑移形成“挤 出脊”(高约1μm)和“挤入沟”的机构。“剂出脊”和“挤入沟”是在交变应力作用下，常在驻留滑移带所在的表面产生。将挤出脊用电解抛光或腐蚀法清除掉，有时便可看到表面上的微裂纹。而挤入沟本身就是一种表面缺口。这些裂纹核心在交变应力作用下逐渐扩展，相互连接，最后发展成宏观疲劳裂纹。 此外，还提出裂纹形成的位错消毁理论。在疲劳过程的初始阶段产生了短而细的滑移线，可认为其两端受阻而造成位错堆积，因而使滑移面上的位错源停止动作，滑移线因而也不能发展。当相当靠近的两滑移线间产生了交叉滑移时，使滑称面上堆积的位错消散掉，则这些面上的位错源继续开动，滑移线也可继续发展成滑移带。在平行的两个滑移面上(相距10-7cm)，两列符号相反的位错相消后，便留下一排空洞，这空洞将吸收更多的位错进入，在空洞的棱角处，将引起应力集中，结果发展成一个疲劳裂纹。 5-3-2 瞬时破断区 瞬断区的微观特征与静载荷下带尖缺口的断口相似，或呈穿晶解理，或呈微坑型剪切断裂，或呈晶间断裂或是它们的混合型断裂。关于它们的形貌已分别作过介绍。 5-3-3 疲劳裂纹扩展区 裂纹核心的形成与裂纹核心的扩展，在机理上是不同的两个过程，但疲劳核心与疲劳裂纹扩展区之间很难划出一个明确界限(仪器灵敏度越高，则所定的核心尺寸越小。) 疲劳裂纹的扩展又可分为二个阶段。 一、第一阶段的裂纹扩展 第一阶段的传播方向与最大切应力一致。当疲劳裂纹核心一旦在表面滑移带或缺陷处(包括夹杂物、刀槽等)、晶界上形成后，立即沿滑移带的主滑移面向金属内部伸展，此滑移面的取向大致与正应力呈45?交角。当裂纹遇到晶界时，其位向稍有偏离，但就裂纹的宏观平面的总体来说，仍保持与应力轴呈45?交角，第一阶段裂纹总是沿着最大切应力方向的滑移面扩展。第一阶段的裂纹深度一般不超过2~5 个晶粒(10-1mm数量级)，裂纹传播的第一阶段在断口面积中所占的比例一般较小。仔细观察这部分断口，没有发现什么显著的特征。是一种表面光滑而又平坦的平断面。有一定的反光能力。当第一阶段裂纹严格地沿晶粒内某一个滑移而扩展，将得到非常平坦光滑的平断面。其电子金相，不同材料，在不同条件下具有不同微观特征。 如铝合金的平断面除有擦伤痕迹外，没什么特殊的特征可言。而β—黄铜等的平断面，有时出现作为第二阶段扩展的微观特征——疲劳纹。镍基高温合金，不仅有平断面，而且发现有类似解理断裂的河流、台阶、舌状等花样，当第一阶段裂纹是沿着二组互不平行的{111}滑移面扩展时，如铝合金中可观察到平行锯齿状断面。(P47 图)其电子金相特征是呈平行片层状，其位向在晶界将发生改变，有时还可看到擦伤痕迹和疲劳条纹。 第一阶段疲劳裂纹扩展机理(概述) 许多材料的第一阶段疲劳断面，除擦伤痕迹外，几乎没什么特征。根据此种现象，曾提出过多种理论解释，大多数人赞同下列二种: (1)塑性钝化模型——此种模型首先在解释第二阶段扩展时提出，而移用到第一阶段。 它的基本观点是裂纹在交变应力作用下(如拉压交变应力)，裂纹尖端通过塑性流变而钝化，产生新的表面，使裂纹向前扩展。当裂纹在受张应力而张开时，裂纹尖端通过塑性流变(箭头所示)而钝化异产生新的表面，使裂纹向前扩展;第二次压缩时，裂纹尖端重新变得尖锐，即裂纹重新闭合，于是裂纹便前进了ΔC 的距离。如此，拉压反复交替，裂纹便不断向前扩展。 由于裂纹第一阶段扩展时，每一拉压周期的扩展量非常小，所以，在断面上除擦伤痕迹外，未留下其他特征。这个模型要求裂纹前端沿箭头方向的二组滑移面流变，所以，它适用于那些容易交错滑移(即波状滑移)的材料。 (2)“不滑移”模型由于大多数材料的第一阶段断面上，并未见到“疲劳条纹”，所以有人认为:裂纹的扩展是严格沿着一个滑移面进行的，它是由一种纯粹的切变的过程所控制(没有交错滑移)。首先裂纹的一侧金属因切变而发生位移，使另一侧金属的表面到裂纹尖端的距离从C1增至C2，然后在压缩载荷下，试样表面又重新恢复原状。这时裂纹长度由C1增加到2 C1+ C2，而22 C1 ?ΔC = C 。 从本质上看，上述两种模型没有根本区别。因为裂纹的扩展都是通过相同的塑性位移产生新的表面来实现的。但“不滑移”模型适用于那些平面滑移材料。但上述二种模型不 能解释高温合金的断口特征。因此，产生了“结合力弱化”模型。 二、第二阶段的裂纹扩展 裂纹依第一阶段方式扩展一定距离后，遇到晶界将逐渐改变方向，转到与最大正应力垂直的方向扩展，过渡到裂纹扩展的第二阶段。此时，正应力对裂纹的扩展产生重大影响。一般试件的疲劳断口中，第二阶段占了裂纹扩展面积的绝大部分，它的典型特征就是所谓疲劳条纹(又称疲劳纹、辉纹、平行条纹等)。在裂纹扩展速率>10?5mm/次dNda 时，辉纹特征特别明显。辉纹是裂纹向前推进所留下的痕迹。(图——照片)断口上的疲劳条纹是在电镜下观察到的许多平行的条带(条带较狭窄，肉眼观察不到)，其宽度约2.5~2.5×10-5mm。(应与宏观断口上的海滩花样区分)。 (一)疲劳条纹的一般特点: (1)它是一系列基本上相互平行的条纹，略带弯曲呈波浪形。 (2)疲劳条纹与裂纹扩展方向相垂直，并微微凸向裂纹前进方向。 (3)每一条纹代表一次载荷循环，每条疲劳纹表示该循环下裂纹前端位置，疲劳纹在数量上与循环次数相等。 (4)疲劳断面在微观范围内通常是由许多大小不同，高低不同的小断块所组成。每一小断快上的疲劳条纹连续而平行，但相邻小断块上的疲劳条纹不连续、不平行。(图 ——照片) (5)断口二侧断面上的疲劳条纹基本对应。(实际断口中也不一定完全对应，只有当断面与疲劳拉伸应力相垂直，或裂纹前端的变形集中于完全对称的滑移系上时，疲劳条纹才一一对应)。 (二)疲劳条纹存在的条件是什么呢, 疲劳条纹存在的必要条件是:疲劳条纹前端必须处于张开型的平面应变(即三向拉 应力)状态。所以，只有当疲劳断面与疲劳载荷张应力相垂直(即正断型)时，才观察到疲劳条纹。(完全切断型的断面，是微坑花样，疲劳条纹仅限于张开型附近的断面)。但张开型平面应变条件，仅仅是疲劳条纹形成的必要条件，还不是充分条件。如满足此条件后是否形成疲劳条纹还需考虑下面二个因素: ?材料性质——该因素较复杂，材料的成分，组织和机械性能的不同将产生很大影响，它们之中何者是主要因素还不清楚。一般说，韧性材料形成疲劳条纹较容易，脆性材料较困难。看来，可认为是裂纹前端塑性变形难易的结果。同时，材料的晶体结构和滑移方式对疲劳条纹的形成也有很大影响。 例如堆垛层错能低，不易交错滑移，则有利于疲劳条纹的形成。(钢的疲劳条纹不好铝合金的清晰而规则，这是因为铝是面心立方晶格，滑移系多，而而钢是体心立方晶格，滑移系较少)。材料如经受较大的加工硬化，则看不到疲劳条纹。(*面心立方金属以及一些单相合金的疲劳辉纹较明显，而且较规则，因为这些金属可资利用的滑移系较多。组织状态较复杂的合金如钢铁，其条纹往往短窄而紊乱，原因是晶粒取向不适应，以及相与相之间干扰，使裂纹无法发育成连续完整的一条条形态。所以对这类材料，疲劳条纹的研究较困难。) ?环境影响——疲劳条纹的形成过程中气氛起着重要作用，但由于比较复杂，研究得还不够。曾发现在真空中形成的疲劳断口，没有疲劳条纹，而在空气中形成的，则可看到明显的条纹，例如对铝合金疲劳断口的观察。但在钛合金中，真空中也观察到条纹。 (三)疲劳条纹的类型及其形态:通常分成韧性疲劳和脆性疲劳二类。后者很少发生。 脆性疲劳:到目前为止仅在高强度铝合金等少数材料中观察到。脆性疲劳断口的特征是，断裂路径呈放射状扇形，疲劳条纹被放射状台阶割成短而平坦的小段。(脆性疲劳条纹，因疲劳裂纹沿解理平面扩展，尖端滑有或很少有塑性变形，故亦称“解理条纹”。微观形态是断口既有条纹，还有与裂纹扩展方向一致的河流花样，断口上有细小的小晶面)。 韧性疲劳:韧性疲劳条纹指韧性材料疲劳扩展时裂纹尖端发生了较大塑性变形。韧性疲劳条纹是最常见的一种疲劳条纹花样。其形态是连续的，并向一个方向弯曲成波浪形。通常条纹间存在有滑移带(线)，条纹向外弯曲的方向就是疲劳裂纹扩展的方向。开始扩展部位的条纹间距较小，而在疲劳后期条纹间距变宽，根据这些可判断疲劳裂纹产生的位向。 韧性疲劳条纹可分为: ?非晶体学的韧性疲劳条纹:非晶体学韧性疲劳条纹——指疲劳条纹的形态与金属晶体结构组织无关。在疲劳条纹花样中看不到晶界，显微组织特征的任何痕迹。在高应力强度因子幅(ΔK)下形成的韧性疲劳条纹，大多是非晶体学的韧性疲劳条纹。它可分为光滑部分和皱纹部分;皱纹部分表示曾发生过极大的变形，而光滑部分则由于拉伸而造成弯曲的表面，并在其上存在撕裂型微坑和长形微坑，这都说明断面是非晶体学的。 ?晶体学的韧性疲劳条纹:——它具有晶体学特征，金属内部组织(第二相、晶界、结晶学位向、孪晶等)对疲劳条纹的形态有很大影响。如铝合金疲劳断口中，相邻疲劳 条纹的位向差很大，而在二相邻区域中有的有，有的没有疲劳条纹，这说明疲劳条纹的形成与金属内部的晶粒位向有关，疲劳条纹的扩展，在晶体的不同方向上是不同的。 (四)疲劳条纹的形成机理: 目前广泛流行的一种模型是“塑性纯化模型”。如图:? 没有受应力(未加载荷)时裂纹形态。?在加载阶段拉应力作用下，裂纹张开，裂纹前端二个小切口(即耳朵)使滑移集中于与裂纹平面成45º角的滑移带上，二个滑移带互相垂直。?当拉应力达到最大值时，滑移区扩大，使裂纹尖端形成了半圆形，即裂纹尖端由锐变钝(塑性钝化)，这时裂纹尖端的应力集中减小，滑移便停止。在此过程中产生新的表面并使裂纹向前扩展。?此后转入受压应力，使滑移方向相反，即沿滑移带向相反方向滑移，在裂纹顶端处被弯折成另一耳朵状切口。?当应力达到最大压应力时，裂纹尖端又由钝变锐。裂纹前端相互挤压，在加载半周期中形成的新表面被压向裂纹平面，其中一部分发生折叠而形成新的切口(耳朵)，结果造成一个新的疲劳条纹，其间距为γ，即裂纹向前扩展一条条纹。如此循环往复，(钝锐交替变化)，裂纹为断向前扩展，不断形成疲劳条纹。〔注意:第二阶段塑性钝化是由二个新的相对称的滑移面滑移造成的，而第一阶段塑性钝化则是同一滑移带内交叉滑移提供的。〕 塑性钝化过程中，拉应力和切应力都起作用，拉应力造成裂纹表面分开，并使裂纹尖端产生塑性钝化，切应力使裂纹尖端产生滑移，造成新的表面。按这个模型，裂纹是连续地向前扩展的，而且从本质上看，这是非晶体学的，它并不要求按一定的晶体学平面扩展。另一方面，在多晶体中由于存在晶界和夹杂物，上述裂纹前端滑移带的对称性可能难以满足，同时由于结晶学位向的关系，那些有可能滑移的滑移系处于与裂纹前端不相对称的角度上，这时便按稍不同于上述理想的机构扩展。 在低周高应力疲劳中，由于高的裂纹扩展速率，几乎不呈现疲劳辉纹，而有时却观察到轮胎痕迹花样照片。Beachem 认为:作为低周疲劳微观特征的轮胎花样的形成机理，是在高的交变应力下，有硬质点从基体中拖出来，刻伤相配断口表面。另外由于高的裂纹扩展速率，在裂纹张合过程中有大变形量的位移，因而错位刻伤位置必然也会增多，从而刻出一连串痕迹。 第六章 磨损失效分析 磨损是机械零件之间相互接触并存在相对运动时，所经常发生的一类表面损伤而导致失效的形式。 6-1 磨擦和磨损的基本概念 一、磨擦 当两种材料接触时，它们有相对滑动的趋势，但被其间的磨擦力所阻止，开始使其滑动的磨擦力Fs和接触面上的法向力P有关 Fs =μ s ? p 式中， 为静磨擦系数。一旦开始滑动后，其磨擦力稍有降低，仍可写成以下形式 s μFK =μ k ? p，μ k动磨擦系数，μ k,μ s。 无论材料表面加工得如何平整光滑，经放大来看，表面总是凹凸不平的。随负荷的增加，当应力超过材料压缩屈服强度后，突起部分发生塑性变形，将使接触面积增大。(P53 图)设微观突起部分接触面积的总和为σ yα ，随着压力P 增大，α 也增大， = [=σ ? σ ?为正压应力, 与接触面积无关]ασ py 。磨擦力的产生，是由于一种材料表面企图滑过另一材料表面时，接触的突起部分产生的切应力阻碍滑动，阻碍滑动的力F =α ?τ ，切应力τ 可大到近似等于材料的剪切屈服应力K，因此，开始滑动磨擦， 2yF s Kσ? α ? ? α ? ，由于, 所以 P =α ?σ yFs P 2? 1 开始滑动的磨擦力约为接触面上法向力的 1/2，实际上这是磨擦 定律的简单陈述。 解释:动磨擦系数 较低的原因是，一旦相对滑动开始后，突起部分能保持原子——原子间的良好接触机会减少了。因此克服相对滑动的切应力也在减小。当滑动停止时，μ K 蠕变使接触稍有增长;扩散使原子间的结合也增强，μ 又逐渐升高到μ s。假如金属表面完全干净且在真空中，它们几乎不能相对滑动。此时接触面上保持着良好的原子—原子接触，导致两个表面粘结在一起，不能相对滑动，μ,5。太空中就会出现这种问题。然而当金属表面形成氧化膜后，就不是金属原子—原子之间的结合，这样就可大大减小磨擦系数μ。如示意图由于氧化物层间的结合弱，表面就容易相互滑动。 磨擦吸收了机器中的大量功，这部分功大多在滑动表面上转化为热，它可以损伤甚至熔化材料表面。为使磨擦力最小，需使接触表面尽可能容易地相对滑过。要做到这点，就是采用润滑剂，它既能承受表面压力，以防止原子—原子间的接触，又应该容易切过自身，从而减小磨擦阻力。最好的润滑剂是油中含有悬浮的聚四氟乙烯(PTEF)，使用温度可到320?，用石墨可到600?，MoS2则可达800?。 6-2 材料的磨损 即使固体表面有氧化膜保护和润滑条件，在机械载荷下氧化膜也可能破坏，当吸附润滑剂的能力较差时，将会导致两种材料的直接接触而产生磨损。磨损粗略地可分为粘着磨损和磨料磨损两大类型。 一、粘着磨损 A、如示意图，(P55 图)当氧化膜被破坏以及不能很好维持界面润滑时，两种金属 B 的显微突起部分便会穿过润滑层，而直接接触。实际的接触区域已发生塑性变形， 随着外加载荷的增大，一方面塑性变形自接触界面向内部延伸，另一方面更加大了接 触面积。在这些接触的局部区域中，由于磨擦热使局部达到很高温度，并使某些位置 焊合起来，这种焊接叫显微焊接或磨擦焊。当焊合处的切应力F =ατ 较大时，将使 此区剪断。剪断下的碎片就是磨屑。在焊合处附近被剪断的通常是在较软的金属一方， 如图中的金属A，而且剪断的部位不在接触界面上，因为界面上发生较大的塑性变形， 从而引起较强的加工硬化，K 值(剪切屈服应力)增高。加工硬化区延伸越大，剪 切部位离界面就越远，产生的碎片也越大。 为了减少粘着磨损，采取的办法可能有: ?减小接触面积。因为 ypσα = 可以通过减小载荷P 或增加材料的屈服强度以减小磨损。 ?保持润滑剂的循环冷却，使接触界面温度降低。 ?选两种不易焊接在一起的金属，不易产生粘着磨损，例在一些高速齿轮上常镀上一层银，就起这种作用。 ?提高零件表面光洁度，以减少表面显微突起穿透润滑薄膜。 ?表面磷化或用特殊的润滑油。 二、磨料磨损:一般定义为:由于一个表面硬的凸起部分和另一表面接触，或者在两个磨擦面间存在着硬颗粒(沙粒或硬金属碎片)，在发生相对运动之后，使两个表面中某一面发生材料去除的现象，称为磨料磨损。磨损过程中磨屑的形成和脱落是很复杂的。大体上说，作用到硬颗粒上的力，其垂直于表面的分力，把磨粒压入材料表面，对塑性较好的材料，引起塑性变形，在滑动磨擦时形成沟槽，但并没有把材料直接磨去;而平行于表面的分力，则形成表面的剪切犁皱和切削，形成磨屑，在表面上留下细槽。对于脆性材料，表面的塑性变形很小，就以脆断方式形成磨屑和脱落。 按照作用力的大小，可产生不同类型的磨料磨损。 ?当作用力小时，只有金属表面造成擦伤，例如犁铧与泥砂间的磨损。 ?作用力再增大时，可使金属表面大块的脱落，被磨损表面上有严重的凿槽称为凿削磨损。例如挖掘机的斗齿的磨损。 ?如果施加到磨料上的应力大到超过它的断裂强度，磨料都被碾碎，称为碾碎磨料磨损。例如球磨机中磨球的磨损。提高材料表面的硬度对增强抗粘着磨损和磨料磨损都是有利的。为此，对钢材进行感应加热表面淬火，激光或电子束表面淬火;渗碳、氮化、表面喷镀与堆焊硬质材料等，都是行之有效的办法。此外，对摩擦副采取密封，润滑油过滤或其它防止砂尘、污物的措施，亦可提高耐磨料磨损性能。 6-3 磨损失效举例 一、内燃机中的活塞环和缸套衬是一对运动的摩擦副，如不考虑燃气介质的腐蚀性，主要表现为粘着磨损。通常情况下摩擦表面只有轻微的擦伤。但如果灰口铸铁的活塞环在运行时由于润滑失效，活塞环局部横向开裂，进而形成很硬的磨粒，将出现磨料磨损。造成表面胶合(也叫拉伤)。其后果是活塞环密封作用破坏，出现漏气和功率不足，影响机器的正常运转。当活塞的运动速度增加和缸套衬内孔的镗孔精度和光洁度减小时，会加剧胶合的产生。 二、轴在滑动轴承中运转，正常情况下，轴颈和轴承间被一楔形油膜隔开，这时其摩擦和磨损是很小的。但当机器启动或停车，换向以及载荷转速不稳定时，或者润滑条件不好，几何结构参数不恰当而不能建立起可靠的油膜时，轴和轴互之间就不可避免发生局部的直接接触，处于边界摩擦或干摩擦的工作状态，这时，轴瓦就会发生粘着磨损。见柴油机高锡铝基轴瓦的深层剥落照片。 三、18CrMnTi 钢汽车从动齿轮因摩擦热发生回火及二次淬火现象，而造成齿面局部刮伤照片。 四、汽车变速箱齿轮因渗碳浓度过高，渗碳层中有大块状碳化物，在换档时，齿轮端部受到冲击摩擦作用，使只有通过合理的设计，良好的制造措施并采用适当的齿端产生“加工硬化”而逐渐剥落碎裂。 五、轧钢机上 35CrNiB 钢推床齿轮，使用五年，因严重磨损而退役。 六、矿渣泵壳，由于液流中夹杂泥砂及矿渣造成冲恻式磨料磨损。 七、电铲凿条，受力较大，被磨损表面上有严重的凿槽，下面一个是使用一年后严重磨料磨损而退役。 6-4 表面疲劳磨损 当机械零件的两表面在滚动接触下工作时，其磨损现象与上述讨论过的滑动表面磨损大不相同。滚动接触表面所产生的交变接触应力，在表面下很近的地方产生最大切应力。见图当滚动接触区域移过表面上某个位置时，则次表面的最大切应力从零变化到最大值，再从最大值返回到零，从而产生一个循环应力场。显然，这种情况可以产生次表面下的疲劳裂纹。这种次表面裂纹在反复的循环载荷下扩展，并且最终扩展到表面，剥落出肉眼可见的表面微粒，而形成磨损麻坑。这种作用，称职为表面疲劳磨损，它在滚动轴承、齿轮、凸轮以及有滚动接触面的其它所有零件中都是一种常见的失效形式。 确定齿轮齿面疲劳性能及轮齿磨损载荷指标时，都必须考虑表面疲劳磨损现象。在某些类型的齿轮传动，例如蜗轮传动和准双曲面齿轮传动中，存在着滚动与滑动的组合情况，于是粘着磨损、磨料磨损表面疲劳磨损以及在介质中的腐蚀磨损，都是潜在的失效形式。 润滑剂，才能达到所要求的设计寿命。假设对具有固定曲率的一对圆筒施以不变推压力，它们在一定宽度2b 上作弹性接触。 第七章 蠕变失效分析 7-1 蠕变现象及其本质 到目前为止，我们只是讨论材料在常温下的失效形式，但是有些构件如锅炉、汽轮机以及化工反应器等是在高温下工作的。高温下材料的力学行为与常温下比较，它们的主要差别是: ? 材料强度随温度升高而逐渐下降; ? 高温下受载件的应变量表现出对时间的强烈依赖性，就是说:机器零件在高温下 受工作应力作用，会随时间的延长，发生缓慢而连续的塑性变形，这种变形称为 蠕(变(。当累积的蠕变使零件变形量超过设计极限时，就发生蠕变失效(变形、 翘曲、断裂)。当蠕变过程延伸到极限状态，使受力构件实际上分裂为两部分， 则称为蠕(变(断(裂(。蠕变变形和蠕变断裂是机器零件在高温下工作最重要 的失效形式。在日常生活中也可观察到蠕变现象，如:白炽灯灯丝在炽热状态下 由于自重作用渐渐地蠕变而下垂，最后导致线圈间接触而烧毁。工程中的蠕变失 效更是屡见不鲜，将在蠕变实例中简要介绍。 材料究竞在什么温度下才发生明显的蠕变呢, 对于晶体材料，如金属及陶瓷，这一温度与熔点有关，一般来说，蠕变发生在T, (0.3~0.4)TM金属，T,(0.4~0.5)TM陶瓷。TM为熔点。这里的温度以K 计。由此可见，相当于材料的再结晶温度以上，就发生明显蠕变。根据这一关系，铝(在室温下就会产生蠕变，钨(则要在1000?以上才发生明显蠕变。陶(瓷(具有高熔点，抗蠕变性能最佳。高分子材料没有确定的熔点，故不存在上述简单关系，其抗蠕变性能很差，多数在宝温下就发生蠕变。 材料为什么在高温国下发生蠕变呢, 以金属材料为例分析这一问题。金属学中介绍过，塑性变形的本质是位错的滑移，随塑性变形的进行，位错密度逐渐增加，位错相互缠结，相互阻碍，使位错继续运动变得困难。因而产生了加工硬化。但在高温下，情况就不同了，高温下原子扩散能力明显增大，这使位错的运动能力有所增强，可以缓慢地分解各种障碍物，使加工硬化逐渐消失，位错从而获得了重新运动的可能性，因此，在工作应力下会出现缓慢的变形，这种蠕变称为位错蠕变。 此外，在高温下变形时各晶粒之间还会发生相对流动。其本质是在外力作用下，晶界附近原子发生快速扩散，从而产生晶粒之间缓慢的粘滞性流动，它导致材料附加的蠕变效应，这种由于直接的原子扩散所产生的蠕变称为扩散蠕变。 不论是位错蠕变还是扩散蠕变，起决定作用的都是原子的扩散能力。扩散能力越强，越容易发生蠕变。而扩散能力又与原子间的结合力或者熔点有关，材料熔点越高，意味着原子间结合力越强，原子扩散所需的激活能就越高，扩散速度就慢，因而抗蠕变性能越好。 蠕变断裂常沿着晶界限发生，如示意图。 在蠕变过程中，会在晶界逐渐形成局部空穴，这类损伤往往是由于晶粒之间不均匀的粘滞流动而引起的。它们的产生，减小了有效截面，使实际应力升高，这加速了蠕变，使之很快断裂。蠕变断裂是晶间断裂。在很多高强度合金中，在蠕变早期就出现损伤，以至在只发生很小的蠕变应变时(约1%)，没有颈缩，几乎没有什么预兆的情况下就突然断裂。 7-2 工程材料的蠕变试验及性能指标 蠕变试验时将试样置于恒定温度的炉子中，并施加恒定的载荷，然后记录下试样的伸长量随时间的变化曲线。一根试棒的蠕变试验要经历几周乃至几月的时间 金属材料典型的蠕变曲线，图中oa 为加载后的起始弹性变形，但这一应变几乎在加载后立即发生，所以可作为结构件中允许的弹性变形来处理。从a 点开始，可把蠕变 变形分成三个阶段:?ab 段为减速蠕变阶段，蠕变速度随时间延长而下降;?直线段bc，以恒定的速度进行蠕变，又称稳态蠕变阶段;?cd 段为加速蠕变阶段，一旦进入该阶段，意味着蠕变断裂即将发生。 各类工程材料的蠕变曲线与示意图基本相似，也可以分为三个阶段，只是各个阶段相对长短及变形量不同而已，即使是同一材料在不同应力或不同温度下三个阶段的比例也各不相同，当应力较小或温度较低时，其稳态蠕变阶段可持续很久，甚至不出现第三阶段，相反在温度较高或者说应力较大时，第二阶段可能很短，甚至完全消失，这时试样在很短时间内即发生断裂，如图b。 对设计者来说，最有意义的是稳态蠕变阶段，必须保证构件是在该阶段工作，而不是处于加速蠕变阶段。可以根据稳态蠕变阶段的蠕变速率确定材料的蠕变极限。 材料的蠕变极限是指材料在一定的工作温度下，引起规定变形速度(或在规定时间内的变形量)的应力值。例如对于电站锅炉、汽轮机中的构件，它们的工作温度取决于设备的热力参数，假设为600?，设计寿命是105h，而允许的规定变形量为1%，即规定的变形速度为1×10-5%/h。达到这一要求的应力值为该条件下的蠕变极限，可表示为0C5600 1×10? % σ 或0 C56001/10? σ 。选材时应保证材料的蠕变极限高于工作应力。 上述蠕变极限以考虑变形为主，对一些变形量要求较高的情况，如汽轮机叶片设计时必须考虑蠕变极限，但有些构件，如锅炉管道，蠕变的许可量较大，必须保证使用时不发生断裂。此时可采用另一个与断裂有关的性能指标——高温持久强度，以免于选材浪费。高温持久强度是指试样在一定温度T 和规定的使时间t 内引起断裂的应力值，以符号Tt σ表示。它的测定方法比蠕变极限简单。显然同样材料的高温持久强度要比蠕变极限高得多。 7-3 蠕变实例分析 早期的蠕变研究成果是一位法国工程师发表的。他注意到吊桥的钢索随着时间的推移而伸长，其伸长量超过了按钢索弹性的预测量。直到第一次世界大战之后，蠕变失效才真正被重视起来。人们注意到在动力厂、炼油厂和化工厂里，许多承载构件是在1000~1600?(约540~870?)的温度范围内工作的。燃烧室的各部件经常受到1600~2200?(870~1200?) 的温度。燃气轮机的转子叶片要受到1200~2200?(约650~1200?)温度，而且还同时承受很高的离心应力。为了提高效率，汽轮机叶片与汽缸体的间隙很小，仅为0.25mm 左右。如叶片在高温下发生过量的蠕变伸长，就要和汽缸相碰，而打断叶片造成毁机事故。马赫数为7(是声速的7 倍)的飞机的蒙皮温度估计在5000?(2760?)左右。火箭喷咀和宇宙飞般的头锥所经受的短时温度甚至更高。 再如:锅炉蒸汽管道或阀门法兰上的紧固螺柱在安装时都施加一个预紧力以防止泄漏，但是在高温下，由于预紧力的作用使螺栓逐渐发生蠕变而伸长，结果使预紧力逐 渐被松驰而失运河密封作用。因此，在高温下工作的零构件，由于蠕变变形，蠕变翘曲和蠕变断裂所引起的失效是人们在设计、选材中必须认真对待的问题。 第八章 失效原因及分析方法概论 一、失效的原因 零件失效的原因大体在于设计、材料、加工和安装使用等四个方面。 1(设计不合理 最常见的情况是，零件尺寸和几何结构不正确。例如，过渡圆角太小，存在尖角、尖锐切口等，造成了较大的应力集中。另外，设计中对零件工作条件估计错误。例如，对工作中可能的过载估计不足，因而设计的零件承载能力不够。或者对环境的恶劣程度估计不足，忽略或低估了温度，介质等因素的影响，造成零件实际工作能力的降低。现在，由于应力分析水平的提高和对环境条件的重视，由于设计不合理造成的事故已大大减少。 2(选材错误 设计中对零件失效的形式判断错误，使所选用的材料的性能不能满足工作条件的要求;或者选材所根据的性能指标，不能反映材料对实际失效形式的抗力，错误地选择了材料。另外，所用材料的冶金质量太差。例如夹杂物多，杂质元素过多，存在夹层等。它们常常是零件断裂的策源地。所以原材料的检验很重要。 3(加工工艺不当 零件在加工和成形过程中，由于采用的工艺不正确，可能造成种种缺陷。冷加工中常出现的缺陷是:表面光洁度太低，存在较深的刀痕，磨削裂纹等。热成形中最容易产生的缺陷是过烧、过热和带状组织等。而热处理中，工序的遗漏、淬火冷却速度不够，表面脱碳，淬火变形、开裂等，都是造成零件失效的重要原子核因。尤其当零件厚度不均，截面变化急剧，结构不对称时(这些都是设计的问题)，热处理工艺对零件失效的影响，更应特别注意。 4(安装使用不良 ?安装时配合过紧，过松，对中不好、固定不紧等，都可能使零件不能正常地工作，或工作不安全。?使用维护不良，不按工艺规程操作，也可使零件在不正常的条件下运转。例如，零件磨损后未及时调整间隙或进行更换，会造成过量弹性变形和冲击受载;?环境介质的污染会加速磨损和腐蚀进程，等等。 所有这些情况对失效的影响都是不可轻视的。 以上只讨论了导致零件失效的四个方面的原因，但实际的情况是很复杂的，还存在其它方面的原因。另外，失效往往不是单一原因造成的，而可能是多种原因共同作用的结果。在这种情况下，必须逐一考查设计、材料、加工和安装使用等方面的问题，排除种种可能性，找到真正的原因，特别是起决定作用的主要原因。 四、失效分析的方法 现在，失效分析已成为一门科学。它包括逻辑推理和实验研究两个方面，在实际应用中应把它们结合起来。这里主要谈实验研究方面。 失效的原因主要在设计、材料、加工工艺、安装使用等四个方面，所以失效分析中的实验研究也应该主要集中在这些方面。要充分地利用各种宏观测试和微观观察手段，有系统、有步骤地实验和研究失效零件中的变化，以便从蛛丝马迹中找到零件失效的根源。影响失效的因素很多，失效与诸多因素之间关系网如图示，可见失效的系统分析是非常复杂的。 下面简介大致分析步骤。失效分析技术 机械性能测试 化学分析 金相分析 断 口分析 无损探伤 应力分析 服役条件 失效零件 失效类型 变形 断裂 磨损 力学分析 应力分析失效原因 设计 材料 工艺 装配使用 主要抗力指标 改进设计抗力指标与内外因素关系 改进工艺 加强管理指标与寿命关系，提高零件失效抗力的途径 实验室试验 使用考验工业试验 失效分析的基本环节示意图 1(收集失效零件的残体，观测并记录损坏的部位、尺寸变化和断口宏观特征;收集表面剥落物和腐蚀产物，必要时照相留据。 2(了解零件的工作环境和失效经过，观察相邻零件的损坏情况，判断损坏的顺序。 3(审查有关零件的设计、材料、加工、安装、使用、维护等方面的资料(。 4(试验研究，取得数据。一般根据需要选择以下项目试验。 (1)化学分析 检验材料成分与设计要求是否相符。有时需要采用剥层法，查明化学热处理零件截面上的化学成分变化情况;必要时还应采用电子探针等方法，了解局部区域的化学成分。 (2)断口分析 对断口做宏观(肉眼或立体显微镜)及微观(高倍光学显而易见微镜或电子显微镜)观察，确定裂纹的发源地，扩展区和最终断裂区的断裂性质。 (3)宏观健全性检查 检查零件的材料及其在加工过程中产生的缺陷，如与冶金质量有关的疏松、缩孔、气泡、白点、夹杂物等;与锻造有关的流线分布、锻造裂纹等;与热处理有关的氧化、脱碳、淬火裂纹等。为此，应对失效部位的表面和纵横剖面作低倍检验。有时还要用无损探伤法检测内部缺陷及其分布。对于表面强化零件，还应检查强化层厚度。 (4)显微分析 判明显微组织，观察组织组成物的形状、大小、数量、分布及均匀性，鉴别各种组织缺陷，判断组织是否正常。特别注意失效源周围组织的变化，这对清查裂纹的性质，找出失效的原因非常重要。 5)应力分析 采用实验应力分析方法，检查失效零件的应力分布，确定损害部位是( 否为主应力最大的地方，找出产生裂纹的平面与最大主应力方向之间的关系，以便判定零件几何形状与结构受力位置的安排是否合理。 (6)机械性能测试 根据硬度能大致判定材料的机械性能;对于大截面零件，还应在适当部位取样，测定其它机械性能。 (7)断裂力学分析 对于某些零件，要进行断裂韧性的测定。为此，用无损探伤测出失效部位的最大裂纹尺寸，按照最大工作应力，计算出断裂韧性值，由此判断发生低 应力脆断的可能性。KI =σ πa a—裂纹半长 σ—工作应力(无限宽板穿透裂纹) 5(综合以上各种资料，判断失效的原因，提出改进措施，写出分析报告。 一、失效的概念 每种机另都有自己一定的功能，或完成规定的运动，或传递力、力矩或能量。当零件由于某种原因丧失预定的功能时，即发生了失效，所谓失效是批:?零件完全破坏，不能继续工作;?严重损伤，继续工作不安全;?虽能安全工作，但不能满意地起到预期的作用。上述情况的任何一种发生，都认为零件已经失效。 零件的失效，特别是那些事先没有明显征兆的失效，往往会带来巨大的损失，甚至 导致重大事故。因此，对零件的失效进行分析，找出失效的原因，并提出防止或推迟失效的措施，具有十分重要的意义。另外，失效分析的结果，对于零件的设计选材、加工以及使用等也都是完全必要的，它为这些工作提供了实践基础。 二、失效的形式 机另最常见的失效形或是以下几种: 1.塑性变形 受静载的零件产生过量的塑性(屈服)变形，位置相对于其它零件发生变化，致使整个机器运转不良，导致失效。 2(弹性失稳 细长件或薄壁筒受轴向压缩时，发生弹性失稳，即产生很大的侧向弹性弯曲变形，丧失工作能力，甚至引起大的塑性弯曲或断裂。 3(蠕变断裂 受长期固定载荷的零件，特别是在高温下工作时，蠕变量超出规定范围，因而处于不安全状态，严重时可能与其它零件相碰，造成断裂。 4(磨损 两相互接触的零件相对运动时，表面发生磨损。磨损使零件尺寸变化，精度降低，甚至发生咬合，剥落，而不能继续工作。 5(快速断裂 受单调载荷的零件可发生韧性断裂或脆性断裂，韧性断裂是屈服变形的 结果;脆性断裂无明显塑性变形，常在低应力下突然发生，它的情况比较复杂。在高温、低温下能发生;在静载、冲击载荷时可发生;光滑、缺口构件也可以发生。但最多的是有尖锐缺口或裂级的构件，在低温或受冲击载荷时发生的低应力断裂。 6(疲劳断裂 零件受交变应力作用时，在比静载屈服应力低得多的应力下发生突然断裂，断裂前往往没有明显征兆。 7(应力腐蚀断裂 零件在某种环境中受载时，由于应力和腐蚀介质的联合作用，发生低应力脆性断裂。在以上各种失效中，弹性失稳，塑性变形，蠕变和磨损等，在失效前一般都有尺寸的变化，有较明显的征兆，所以失效可以预防断裂可以避免;而低应力脆断，疲劳断裂和应力腐蚀断裂往往事前无明显征兆，断裂是突发的，因陋就简此特别危险，会带来灾难性后果。它们是当今工程断裂事故的三大主要缘由。 同一种零件可有几种不同的失效形式。对应于不同的失效形式，零件具有不同的抗力。例如，轴的失效可以是疲劳断裂，也可以是过量弹性变形。究竞以什么形式失效，决定于具体条件下零件的哪种抗力最低。 因此，一个零件失效，总是由一种形式起主导作用，很少同时以两种形式主导失效的。但它们可以组合为更复杂的失效形式，例如，腐蚀疲劳、蠕变疲劳、腐蚀磨损等。 根据零件破坏的特点，所受载荷的类型以及外在条件，机另失效的形式，可以归纳和区分为三大类型:变形失效、断裂失效和表面损伤失效，见图: 零件失效 变形失效 断裂失效 表面损伤失效 弹性变形失效 塑性变形失效 塑性断裂失效 低应力 脆断失效 疲劳断裂失效 蠕变断裂失效 介质加速 断裂失效 磨损失效 表面疲劳失效 腐蚀失效