合金鋼缺陷斷口(fracture of alloy steel with metallurgical deffect)
含有冶金缺陷的合金鋼斷口。冶金缺陷可在斷口上呈現出來，通過斷口檢驗可以發現鋼中冶金缺陷，判定鋼材質量，檢查出生產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 合金結構鋼和高速工具鋼過熱時出現脆性穿晶斷口。用肉眼觀察，當改變入射光傾角時，可看到斷口上呈現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。
萘狀斷口的特徵是晶粒粗大，說明了鋼的質量欠佳。萘狀斷口的出現，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製成工具，常在達到允許的磨損限度前發生斷裂。具有萘狀斷口的合金結構鋼的衝擊韌性降低，是由於奧氏體晶粒粗化後，鋼的韌性一脆性轉化溫度升高。鋼在室溫進行衝擊時得到脆性穿晶斷口和低的衝擊值。
具有萘狀斷口鋼呈現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。
萘狀斷口的產生與鋼中晶內織構的形成有關。在過冷奧氏體轉變為馬氏體或貝氏體的場合下，新、舊相之間有嚴格的位向關係。在再次加熱過程中，新形成的奧氏體同舊相α之間也要滿足取向對應關係，因此，在第2次加熱時，在原粗大奧氏體晶粒範圍內形成了有擇優取向的若干亞晶。冷卻後，奧氏體再次轉變為與舊相奧氏體有一定位向關係的馬氏體或貝氏體。由於在冷卻和加熱相變時存在新、舊相之間的位向關係，這就使經再次加熱淬火後在原粗大奧氏體範圍內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係。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粒可以是在二次加熱時所形成的具有較小晶粒直徑的亞晶。
在任何一種結構鋼中都能形成萘狀斷口。這是鋼在1250～1350℃或更高溫度加熱後奧氏體晶粒長大導致的後果。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。這同高速工具鋼的淬火溫度很高有關。高速工具鋼出現萘狀斷口原因有二：(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)未經中間退火就進行第2次淬火。有人認為，高速工具鋼的第1次淬火相當於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生再結晶，並使所形成的奧氏體晶粒特別粗大。
改正萘狀斷口的關鍵在於切斷相變過程中晶體學位向遺傳：(1)採取重複退火或重複正火，此時新舊相之間雖有位向關係，但不像淬火那樣嚴格。退火或正火時，加熱並冷卻的每一次循環都將引起新相實際取向相對於給定關係的某種程度破壞，使最後組織與原始粗大奧氏體晶粒之間不存在位向聯繫，從而消除了萘狀斷口。(2)通過奧氏體再結晶來切斷晶體學位向遺傳。例如，對40Cr鋼，可將鋼加熱到稍超過奧氏體再結晶溫度，如1000℃。上述改正萘狀斷口的熱處理方法僅對合金結構鋼有效，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脆性沿晶斷口。過燒時，不僅奧氏體晶粒發生粗化，而且，奧氏體晶界的狀態和性質也發生某種變化，如硫化物沿晶界析出，雜質元素的偏聚。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，即使在淬火併高溫回火的組織狀態下，衝擊韌性也較低。
石狀斷口的巨觀特徵是，在纖維狀斷口的基體上出現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徵是，沿晶界為韌窩斷口，這就是說，巨觀地從工程角度看，石狀斷口屬於脆性斷口，但在微觀上，它是塑性斷口。
隨著加熱溫度升高，鋼中將依次出現過熱（萘狀斷口）、過燒和燒毀（石狀斷口）現象。被過燒和燒毀的鋼，在經過一系列正常熱處理工序（如正火、淬火和回火）後，斷裂時仍然出現石狀斷口，同時，鋼的韌性顯著降低。在過燒情況下，鋼的室溫衝擊值降低並不是因為脆性轉化溫度升高，而是因為過燒鋼處於韌性狀態下的衝擊值水平降低。過燒並不改變鋼的脆性轉化溫度。鋼的抗拉強度只在過燒嚴重時才降低。同過熱相比，過燒和燒毀產生的後果更為穩定，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；而且藉助於這種浸蝕劑能對鋼的未過燒、過燒和燒毀三者加以區分和鑑別。
產生過燒的原因，從根本上說，是由於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，硫化錳重新沉澱。當加熱溫度超過某一稱作過燒溫度的給定溫度後，晶內的硫化錳向奧氏體的溶解已達到足夠大的程度，與此同時，可作為隨後冷卻時硫化錳析出核心的殘存夾雜物粒子數目大為減少，在這種情況下，鋼在隨後冷卻過程中，硫化錳就更多地改在奧氏體晶界析出，導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並富集雜質元素，這晶界熔化層，即使在冷卻過程中重新凝固，由於晶界成分已發生重大改變，由此所引起的晶界弱化比過燒更大。
必須區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致晶間斷裂。此時，鋼的室溫衝擊值降低主要是由於韌性一脆性轉化溫度升高。改正後一類石狀斷口較容易，只需在1050～1100℃短時間加熱使奧氏體發生再結晶，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淨時表現在縱向斷口上的形貌，區分為層狀台階斷口和木紋狀斷口，僅出現在經過熱變形的鋼中，而在鑄鋼中不存在。為檢查層狀斷口，應對試樣進行淬火併高溫回火，或者在加熱狀態(60～150℃)將試樣折斷，保證試佯在韌性狀態斷裂。
在層狀台階斷口上，肉眼可看到許多寬窄不等、較為平坦的小平台，與斷口面平行或成一定角度，使平台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高。
斷口的層狀形貌與熱變形鋼塑性不均勻的帶狀區域有關。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：呈帶狀的偏析區域，他們是樹枝狀偏析經壓延所致；已被拉長或輾平的疏鬆、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，難於還原並以細小的固態顆粒存在鋼液中從而增加鋼液的粘度有關。
將酸浸低倍試驗和斷口檢查相結合時發現，層狀台階斷口試樣斷裂時裂紋沿著樹枝晶主軸的一側擴展而形成平台。鋼液凝固時，由於枝晶偏析，在枝晶主軸側旁各垂直於主軸生長的晶軸之間形成大量非金屬夾雜物。裂紋沿主軸側旁擴展，把堆積大量夾雜物的各微區連通，這種裂紋擴展通道阻力最小。由此看來，層狀台階斷口與樹枝晶有聯繫，是初生的枝晶偏析未充分“破碎”情況下所出現的斷口形態。從根本上說，層狀斷口的出現是鋼中硫、氧含量偏高，鋼液欠純淨所致。
層狀斷口鋼的橫向塑性和韌性較低，一般來說，出現木紋狀斷口時，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範圍內變動。生產中按圖片評級，當出現嚴重層狀斷口時，鋼判廢。層狀斷口處於合格和不合格之間時，補充做橫向試樣的拉伸試驗，參考力學性能試驗結果再確定鋼是否應判廢。
