沿晶断裂 在很多情况下，不论是冲击载荷还是缓慢加载，不论是低温还是高温，金属都会沿晶界发生断裂。生成的断口称为沿晶断口。

在一般情况下，晶界的结合力高于晶内结合力，晶界是强化因素。但如果热处理不当或环境、应力状态等因素使晶界被弱化成裂纹扩展的优先通道，材料就会发生沿晶断裂。按断口表面的形态，沿晶断口分为两类：一种是常见的沿晶分离，断口呈现出不同程度的晶粒多面体外形的岩石状花样或冰糖状花样，晶粒明显，且立体感强，晶界面上多显示光滑无特征形貌；另一种是沿晶韧窝断口，断口表面的晶界上有大量的小韧窝（有时显示为滑移特征），这是晶界显微空洞生核、长大、连接的结果。沿晶断口的形貌取决于材料本身晶粒的形状。

按产生晶间脆性的原因，一般可将沿晶断口分为四类：一是由于特殊的晶间脆性造成的沿晶断口（如纯铁和针状马氏体组织的晶间脆性）；二是和热偏析有关的沿晶断口；三是由晶间沉淀相诱发的沿晶断口；四是由于环境介质作用造成的沿晶断口，包括应力腐蚀沿晶断口、氢脆沿晶断口、低熔点金属脆性沿晶断口、蠕变沿晶断口等。这几种情况可以单独起作用，也可以共同起作用。

在这里只讨论前三种原因造成的脆性沿晶断裂。

1）由于特殊的晶间脆性造成的沿晶断口。纯铁的沿晶断口，在低于韧脆转变温度时，冲击韧性试验得到的断口是脆性的。断口形貌也由韧脆转变温度以上的韧性（由韧窝组成）转变为脆性（由解理组成）。

马氏体组织的晶间脆性以及由此造成的沿晶断口。在中、高碳钢的淬火状态会出现马氏体组织晶间脆性。奥氏体化后，马氏体钢在淬火状态可能出现裂纹，通常可看到两种类型的裂纹：粗大的马氏体片中的穿晶显微裂纹和沿原奥氏体晶界分离形成的沿晶裂纹。淬火后的试样在室温下断裂时会得到解理和沿原奥氏体晶界分离形成的混合断口，且后者所占比例可能非常大。

2）热偏析引起的沿晶断口。晶间脆性的大量事例都与偏析有关。在某一温度范围内长期保温后，固溶体会分解并把溶质抛向晶界，这样就会出现偏析。钢的回火脆性与元素偏析有着密切的关系。

回火脆性可分为两类：一类是淬火钢在300～350℃温度范围回火后，不论冷速快慢都会出现冲击韧度或断裂韧度下降，称为不可逆回火脆性或“第一类”回火脆；另一类是在450～650℃温度范围回火，回火后慢冷出现的可逆回火脆性或“第二类”回火脆，主要是由于在原奥氏体晶界上磷偏聚引起，在铬镍合金结构钢中最显著。高温回火脆是可逆的，如果对存在高温回火脆的工件重新回火再水冷，可使这类回火脆性现象消失。

回火脆的断口基本上都是沿晶脆性断口。对于“第二类”回火脆，不仅是原奥氏体晶界，所有铁素体边界（实际晶界、板条以及板条束边界）也都发生偏析。根据处理条件的不同，可以沿铁素体边界断裂（如再结晶铁素体），也可能在块状铁素体与板条贝氏体之间的边界断裂。

3）晶间沉淀相引起的沿晶断口。沉淀相引起的晶间脆性取决于沉淀相在晶界上所占的面积百分数、沉淀相与基体界面的特性及沉淀相的相貌和它的力学性质。在低温下断裂时，由于沉淀相一般情况下比基体硬，除非把它们弄碎或从基体上撕下来，否则不会变形；这会导致裂纹的萌生，且有利于晶间裂纹的扩展。由于裂纹尖端处处于三向应力状态，因此显微空洞会在晶界上形成，出现沿晶韧窝断口。

这类断口的形貌与晶界上沉淀相的大小及分布有关：沉淀相密度越高，韧窝的密度就越大，裂纹沿晶界扩展引起的变形区宽度就越小。当沉淀相的尺寸增加到在晶界上已占相当比重时，裂纹扩展就不需要更多的变形，断口形貌逐渐变脆。

金属在热加工或使用过程中，如果在过热、过烧温度区间内停留，就会引起局部或整体过热、过烧，在应力的作用下也会导致沿晶脆性断裂。钢的过热是其加热到奥氏体范围的高温区，然后缓慢冷却到一定温度（仍在奥氏体范围的低温区），在淬火或其他热处理之前发生的。在开始的高温奥氏体化过程中，基体中许多沉淀相溶解；在缓慢冷却过程中，这些元素向晶界偏析，并在晶界上沉淀出来。这些沉淀相使钢的冲击吸收功降低，引起沿晶韧性断裂，形成沿晶韧窝断口。

过热、过烧断口宏观上呈粗大的颗粒状，断口附近无明显变形，过烧断口无金属光泽。过热断口晶粒粗大，晶界分离面上有细小的韧窝；过烧断口晶粒粗大，晶界粗而深，晶界分离面上有氧化膜、熔化的孔洞等特征。