用于各行业的钢材品种达数千种之多。每种钢材都因不同的性能、化学成分或合金种类和含量而具有不同的商品名称。虽然断裂韧性值大大方便了每种钢的选择，然而这些参数很难适用于所有钢材。

     主要原因有：第一，因为在钢的冶炼时需加入一定数量的某种或多种合金元素，成材后再经简单热处理便可获得不同的显微组织，从而改变了钢的原有性能；第二，因为炼钢和浇注过程中产生的缺陷，特别是集中缺陷（如气孔、夹杂等）在轧制时极其敏感，并且在同一化学成分钢的不同炉次之间，甚至在同一钢坯的不同部位发生不同的改变，从而影响钢材的质量。由于钢材韧性主要取决于显微结构和缺陷的分散（严防集中缺陷）度，而不是化学成分。所以，经热处理后韧性会发生很大变化。要深入探究钢材性能及其断裂原因，还需掌握物理冶金学和显微组织与钢材韧性的关系。

铁素体-珠光体钢断裂

     铁素体-珠光体钢占钢总产量的绝大多数。它们通常是含碳量在0.05%～0.20%之间的铁-碳和为提高屈服强度及韧性而加入的其它少量合金元素的合金。

     铁素体-珠光体的显微组织由BBC铁（铁素体）、0.01%C、可溶合金和Fe₃C组成。在碳含量很低的碳钢中，渗碳体颗粒（碳化物）停留在铁素体晶粒边界和晶粒之中。但当碳含量高于0.02%时，绝大多数的Fe₃C形成具有某些铁素体的片状结构，而称为珠光体，同时趋向于作为“晶粒”和球结（晶界析出物）分散在铁素体基体中。含碳量在0.10%～0.20%的低碳钢显微组织中，珠光体含量占10%～25%。

     尽管珠光体颗粒很坚硬，但却能非常广泛地分散在铁素体基体上，并且围绕铁素体轻松地变形。通常，铁素体的晶粒尺寸会随着珠光体含量的增加而减小。因为珠光体球结的形成和转化会妨碍铁素体晶粒长大。因此，珠光体会通过升高d-1/2（d为晶粒平均直径）而间接升高拉伸屈服应力δ_y。

     从断裂分析的观点看，在低碳钢中有两种含碳量范围的钢，其性能令人关注。一是，含碳量在0.03%以下，碳以珠光体球结的形式存在，对钢的韧性影响较小；二是，含碳量较高时，以球光体形式直接影响韧性和夏比曲线。

处理工艺的影响

      实践得知，水淬火钢的冲击性能优于退火或正火钢的冲击性能，原因在于快冷阻止了渗碳体在晶界形成，并促使铁素体晶粒变细。

     许多钢材是在热轧状态下销售，轧制条件对冲击性能有很大影响。较低的终轧温度会降低冲击转变温度，增大冷却速度和促使铁素体晶粒变细，从而提高钢材韧性。厚板因冷却速度比薄板慢，铁素体晶粒比薄板粗大。所以，在同样的热处理条件下厚板比薄板更脆性。因此，热轧后常用正火处理以改善钢板性能。

     热轧也可生产各向异性钢和各种混合组织、珠光体带、夹杂晶界与轧制方向一致的定向韧性钢。珠光体带和拉长后的夹杂粗大分散成鳞片状，对夏比转变温度范围低温处的缺口韧性有很大影响。

 铁素体-可溶合金元素的影响

      绝大多数合金元素加入低碳钢，是为了生产在某些环境温度下的固溶体硬化钢，提高晶格摩擦应力δ_i。但目前还不能仅用公式预测较低屈服应力，除非已知晶粒尺寸。虽然屈服应力的决定因素是正火温度和冷却速度，然而这种研究方法仍很重要，因为可以通过提高δ_i预测单个合金元素可降低韧性的范围。

      铁素体钢的无塑性转变（NDT）温度和夏比转变温度的回归分析至今尚无报导，然而这些也仅限于加入单个合金元素对韧性影响的定性讨论。以下就几种合金元素对钢性能的影响作简要介绍。

     1）锰。绝大多数的锰含量约为0.5%。作为脱氧剂或固硫剂加入可防止钢的热裂，在低碳钢中还有以下作用。

• 含碳量0.05%钢，空冷或炉冷后有降低晶粒边界渗碳体薄膜形成的趋势。

• 可稍减小铁素体晶粒尺寸。

• 可产生大量而细小的珠光体颗粒。

      前两种作用说明NDT温度随着锰量的增加而降低，后两种作用会引起夏比曲线峰值更尖。

      钢含碳量较高时，锰能显著降低约50%转变温度。其原因可能是因珠光体量多，而不是渗碳体在边界的分布。必须注意的是，如果钢的含碳量高于0.15%，高锰含量对正火钢的冲击性能影响起到了决定性作用。因为钢的高淬透性引起奥氏体转变成脆性的上贝氏体，而不是铁素体或珠光体。

      2）镍。加入钢中的作用似锰，可改善铁-碳合金韧性。其作用大小取决于含碳量和热处理。在含碳量（约0.02%）很低的钢中，加入量达到2%就能防止热轧态和正火钢晶界渗碳体的形成，同时实质降低开始转变温度T_S，升高夏比冲击曲线峰值。

      进一步增加镍含量，改善冲击韧性效果则降低。如果这时含碳量低至正火后无碳化物出现时，镍对转变温度的影响将变得很有限。在含碳约0.10%的正火钢中加入镍，最大的好处是细化晶粒和降低游离氮含量，但其机理目前尚不清楚。可能是由于镍作为奥氏体的稳定剂从而降低了奥氏体分解的温度。

     3）磷。在纯净的铁-磷合金中，由于铁素体晶界会发生磷偏析降低了抗拉强度R_m而使晶粒之间脆化。此外，由于磷还是铁素体的稳定剂。所以，加入钢中将大大增加δ_i值和铁素体晶粒尺寸。这些作用的综合将使磷成为极其有害的脆化剂，发生穿晶断裂。

     4）硅。钢中加硅是为了脱氧，同时有益于提高冲击性能。如果钢中同时存在锰和铝，大部分硅在铁素体中溶解，同时通过固溶化硬化作用提高δi。这种作用与加入硅提高冲击性能综合的结果是，在稳定晶粒尺寸的铁-碳合金中按重量百分比加入硅，使50%转变温度升高约44℃。此外，硅与磷相似，是铁素铁的稳定剂，能促进铁素体晶粒长大。按重量百分数计，硅加入正火钢中将提高平均能量转换温度约60℃。

     5）铝。以合金和脱氧剂的作用加入钢中有以下两方面的原因：第一，与溶体中的氮生成AlN，去除游离氮；第二，AlN的形成细化了铁素体晶粒。这两种作用的结果是，每增加0.1%的铝，将使转变温度降低约40℃。然而，当铝的加入量超过了需要，“固化”游离氮的作用将变弱。

     6）氧。钢中的氧会在晶界产生偏析导致铁合金晶间断裂。钢中氧含量高至0.01%，断裂就会沿着脆化晶粒的晶界产生的连续通道发生。即使钢中含氧量很低，也会使裂纹在晶界集中成核，然后穿晶扩散。解决氧脆化问题的方法是，可加入脱氧剂碳、锰、硅、铝和锆，使其和氧结合生成氧化物颗粒，而将氧从晶界去除。

含碳量在0.3%～0.8%的影响

      亚共析钢的含碳量在0.3%～0.8%，先共析铁素体是连续相并首先在奥氏体晶界形成。珠光体在奥氏体晶粒内形成，同时占显微组织的35%～100%。此外，还有多种聚集组织在每一个奥氏体晶粒内形成，使珠光体成为多晶体。

      由于珠光体强度比先共析铁素体高，所以限制了铁素体的流动，从而使钢的屈服强度和应变硬化率随着珠光体含碳量的增加而增加。限制作用随硬化块数量增加，珠光体对先共析晶粒尺寸的细化而增强。

      钢中有大量珠光体时，形变过程中会在低温和/或高应变率时形成微型解理裂纹。虽然也有某些内部聚集组织断面，但断裂通道最初还是沿着解理面穿行。所以，在铁素体片之间、相邻聚集组织中的铁素体晶粒内有某些择优取向。

贝氏体钢断裂

     在含碳量为0.10%的低碳钢中加入0.05%钼和硼可优化通常发生在700～850℃奥氏体-铁素体转变，且不影响其后在450℃和675℃时奥氏体-贝氏体转变的动力学条件。

     在大约525～675℃之间形成的贝氏体，通常称为“上贝氏体”；在450～525℃之间形成的称为“下贝氏体”。两种组织均由针状铁素体和分散的碳化物组成。当转变温度从675℃降至450℃时，未回火贝氏体的抗拉强度会从585MPa升高至1170MPa。

    因为转变温度由合金元素含量决定，并间接影响屈服和抗拉强度。这些钢获得的高强度是以下两种作用的结果：

     1）当转变温度降低时，贝氏体铁素体片尺寸不断细化。

     2）在下贝氏体内精细的碳化物不断分散。这些钢的断口特征在很大程度上取决于抗拉强度和转变温度。

      有两种作用要注意：第一，一定的抗拉强度级别，回火下贝氏体的夏比冲击性能远远优于未回火的上贝氏体。原因是在上贝氏体中，球光体内的解理小平面切割了若干贝氏体晶粒，决定断裂的主要尺寸是奥氏体晶粒尺寸。

     在下贝氏体中，针状铁素体内的解理面未排成一直线，因此决定准解理断裂面是否断裂的主要特征是针状铁素体晶粒尺寸。因为这里的针状铁素体晶粒尺寸仅为上贝氏体中的奥氏体晶粒尺寸的1/2。所以，在同一强度级别，下贝氏体转变温度比上贝氏体低许多。

      除了上面的原因之外是碳化物分布。在上贝氏体中碳化物位于晶界沿线，并通过降低抗拉强度R_m增加脆性。在回火的下贝氏体中，碳化物非常均匀地分布的铁素体中，同时通过限制解理裂纹以提高抗拉强度并促进球化珠光体细化。

     第二，要注意的是未回火合金中转变温度与抗拉强度的变化。在上贝氏体中，转变温度的降低会使针状铁素体尺寸细化同时升高延伸强度R_p0.2。

      在下贝氏体中，为获得830MPa或更高的抗拉强度，也可通过降低转变温度提高强度的方法实现。然而，因为上贝氏体的断口应力取决于奥氏体晶粒尺寸，而此时的碳化物颗粒尺寸已经很大，因此通过回火提高抗拉强度的作用很小。

马氏体钢断裂

     碳或其它元素加入钢中可延迟奥氏体转变成铁素体和珠光体或贝氏体，同时奥氏体化后如果冷却速度足够快，通过剪切工艺奥氏体会变成马氏体而不需进行原子扩散。

     理想的马氏体断裂应具有以下特征：

• 因为转变温度很低（200℃或更低），四面体铁素体或针状马氏体非常细。

• 因为通过剪切发生转变，奥氏体中的碳原子来不及扩散出晶体，使铁素体中的碳原子饱和从而使马氏体晶粒拉长导致晶格膨胀。

• 发生马氏体转变要超过一定的温度范围，因为初始生成的马氏体片给以后的奥氏体转变成马氏体增加阻力。所以，转变后的结构是马氏体和残余奥氏体的混合结构。

     为了保证钢的性能稳定，必须进行回火。高碳（0.3%以上）马氏体，在以下范围内回火约1h，经历以下三个阶段。

     1）温度达到约100℃时，马氏体某些过饱和碳沉淀并形成非常细小的ε-碳化物颗粒，分散于马氏体中而降低碳含量。

      2）温度在100～300℃之间，任何残余奥氏体都可能转变成贝氏体和ε-碳化物。

      3）在第3阶段回火中，大约200℃起取决于碳含量和合金成分。当回火温度升至共析温度，碳化物沉淀变粗同时R_p0.2降低。

中强度钢断裂

     中强度钢（620MPa<R_p0.2<1240Mpa），除了消除应力提高冲击韧性之外，回火还有以下两种作用：

      第一，转变残余奥氏体。残留奥氏体将在低温约30℃转变成韧性针状下贝氏体。在较高的温度如600℃，残余奥氏体会转变成脆性的珠光体。因此，钢在550～600℃进行第一次回火，在300℃进行第二次回火，以避免形成脆性珠光体，称这种回火制度为“二次回火”。

      第二，增加弥散性碳化物含量（抗拉强度R_m增加），降低屈服强度。如果升高回火温度，两者都将会引起冲击，转变回火范围降低。因为显微组织变精细，在同样强度级别，将提高抗拉塑性。

      回火脆性是可逆的。如果回火温度高到超过了临界范围而降低了转变温度，可将材料再加热后在临界范围处理，回火温度才可以再升高。如果出现微量元素，表明脆性将得到改善。最重要的微量元素是锑、磷、锡、砷，加上锰和硅都有去脆作用。如果其它合金元素存在，钼也能降低回火脆性，同时镍和铬也有一定的作用。

高强度钢断裂

     高强钢（R_p0.2>1240MPa）可通过以下方法进行生产：淬火和回火；淬火和回火前奥氏体变形；退火和时效生产沉淀硬化钢。此外，还可通过应变和再回火或回火期应变，都可进一步提高钢的强度。

不锈钢断裂

     不锈钢主要由铁-铬、铁-铬-镍合金和其它改善力学性能与抗蚀能力的元素组成。不锈钢防蚀是因为在金属表面生成了可防止进一步氧化的铬氧化物—不可渗透层。

     因此，不锈钢在氧化气氛中能防止腐蚀并使铬氧化物层得到强化。但在还原气氛中，铬氧化层受到损害。抗蚀性随着铬、镍含量增加而增加，镍可全面提升铁的钝化性。

     增加碳是为了改善力学性能和保证奥氏体不锈钢性能的稳定。一般说来，不锈钢利用显微组织进行分类。

• 马氏体不锈钢。属于铁-铬合金，可进行奥氏体化和后序热处理生成马氏体。通常含铬12%，含碳0.15%。

• 铁素体不锈钢。含铬约14%～18%，碳0.12%。因为铬是铁素体的稳定剂，奥氏体相被超过13%的铬彻底抑制，因而是完全的铁素体相。

• 奥氏体不锈钢。镍是奥氏体的强稳定剂，因此，在室温、低于室温或高温状态下，镍含量为8%，铬含量为18%（300型）能使奥氏体相非常稳定。奥氏体不锈钢类似于铁素体型，不能通过马氏体转变而硬化。

     铁素体和马氏体不锈钢特征，如晶粒尺寸等与同级别的其它铁素体钢和马氏体钢相似。奥氏体不锈系FCC结构，在冷冻温度下都不可能解理断裂。大型件冷轧80%后，310型不锈钢有极高的屈服强度和缺口敏感性，甚至在温度低至-253℃还具有1.0的缺口敏感性比。因此，可用于导弹系统的液氢贮存箱。相似的301型不锈钢可用于温度低至183℃的液氧贮存箱。但在这些温度以下是不稳定的，如发生任何塑性变形，不稳定的奥氏体都会变成脆性的非回火马氏体。绝大多数奥氏体钢用于防腐环境，被加热至500～900℃温度范围，铬碳化物会沉淀在奥氏体晶界，结果使晶界附近范围内的铬层被完全耗尽。该部位非常容易受到腐蚀和局部腐蚀，如果存在应力，还可导致晶脆性断裂。

     为了减轻上述危害，可加入少量性能强于铬碳化物的元素，例如钛或铌，与碳形成合金碳化物，防止铬被耗尽和随之而致的应力腐蚀裂纹。常称这种处理为“稳定化处理”。

     奥氏体不锈钢也常用于高温，如压力容器，防止和满足抗腐蚀和抗蠕变。某些钢种因为在焊后热处理和高温环境下对热影响区及其附近的裂纹十分敏感。所以，当焊接再加热时，受高温作用，铌或钛碳化物会在晶粒内和晶界沉淀，导致裂纹产生而影响使用寿命，这必须给予高度重视。