马氏体沿晶裂纹和断口的观察研究

为了研究马氏体的沿晶断裂机制，采用T8、CrWMn、GCr15、40Cr等工业用钢，并用中频感应电炉冶炼Fe-1.0％C合金，其化学成分为：w_C＝1.0，w_Si＝0.08，w_Mn＝0.49，w_S＝0.004，w_P＝0.015。加工成15mm×15mm×40mm试样，在试样上加工出V形槽，以促使淬裂。

在扫描电镜下观察由冲击试验获得的断口的马氏体组织、断口形貌和裂纹走向。在PHJ-600型Auger谱仪上测定杂质元素沿奥氏体晶界和晶内断面上的分布规律。

测定钢在900～1300℃各温度下的奥氏体实际晶粒度，结果表明，奥氏体晶粒随淬火加热温度的升高而不断粗化。Fe-1.0％C合金的晶粒度测定值见表14-4。

表14-4 晶粒度测定值

图14-14a所示为CrWMn钢经1100℃加热淬火，显微裂纹在奥氏体三角晶界（界棱处）上形成；图14-14b所示为40Cr钢于1200℃加热后水中淬火，由于奥氏体晶粒粗大而造成的马氏体裂纹沿着奥氏体晶界扩展，形成沿晶断裂。

各种淬火钢的沿晶断口在扫描电镜下的观察表明，随着淬火温度升高，沿晶断裂的倾向变大，穿晶准解理的比例逐渐变小。图14-15表明了CrWMn钢断口形貌随淬火温度升高而变化的规律。800℃加热时奥氏体晶粒度为9级，宏观断口为瓷状，微观上以准解理为主，还有少量沿晶断口；温度升高到900℃时，晶粒度为6级，基本上属于沿晶断裂；当淬火温度升高到1200～1300℃时，沿晶断口呈粗大冰糖状。在其他试验钢中均观察到同样的断裂倾向。(www.xing528.com)

图14-14 淬火马氏体的沿晶断裂（OM）

图14-15 不同温度淬火的CrWMn钢的断口形貌（SEM）

a）800℃ b）900℃ c）1000℃ d）1100℃ e）1200℃ f）1300℃

以往认为，沿晶断裂是由于奥氏体晶界上富集杂质和夹杂物所致。为了考查沿晶断裂的成因，在扫描电镜下从数十倍到数万倍连续观察断口的棱面状态，发现断口平滑，未发现任何夹杂物作为断裂源。看来沿晶断裂并非杂质偏聚所致，而与马氏体相变产生的第二类内应力有关。