第三章-断裂的微观机制
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纯铝在透射电镜中原位拉伸至裂尖发射位错后保持恒位移（载荷基 本不变），裂尖前方形成无位错区，在30分钟内，通过空位的扩散和富 集逐渐形成三个纳米量级的微空洞，它们不断长大，最后互相连通。
纯铝恒位移加载时空位聚集空洞的TEM原位观察
第3章 断裂的微观机制
3.1 微裂纹形核方式
第3章 断裂的微观机制
Cottrel 认 为 , 断 裂 的 控 制 过程是裂纹的扩展，而不 是萌生。据此他提出一种 裂纹形成的位错反应模型 ：
第3章 断裂的微观机制
3.1 微裂纹形核方式
3.1.5 Cottrell位错反应形成微裂纹
新形成的位错 在体心立方解理面(001)插入一个多余的半原子面。 滑移面上的两个领先位错A和B通过反应后就成为不动位错C。 领先位错不断反应生成C位错，当合并在一起的C位错数目增大到等于某
CV(T=900℃)/ CV(T=25℃)=1014。
因此，从900℃淬火下来的试样中的过饱和空位有可能聚集成微空 洞。但在低温热平衡条件下，空位很难聚集成空洞。
位错交割或交滑移时会形成割阶，当割阶位错作非保守运动时就会 发生过饱和空位。
当应变量从5%增至15%时，空位浓度升高5倍。当过饱和空位聚集成 球形气团时，即微空洞，自由能下降最大，故最稳定。
一临界值时，所产生的应力集中达到解理面(001)的解理强度，它就会成
为一个微裂纹。
第3章 断裂的微观机制
3.1 微裂纹形核方式
3.1.5 Cottrell位错反应形成微裂纹
裂纹扩展条件：
2G
kd1/ 2
特点： 把解理裂纹的裂纹形核与扩展区分开来，并 认为裂纹扩展是控制因素，因而拉应力起重要的作用，比 较符合实际的情况。
本章从原子尺寸角度讨论微裂纹的形成和扩展。
第3章 断裂的微观机制
3.1 微裂纹形核方式
3.1.1 位错滑移形成微裂纹
单晶体的断裂方式可划分为正断和切断。
在切应力作用下，晶体发生切断，导致晶体沿滑移面分离，这种断裂 从微观上是由位错沿滑移面滑移形成微裂纹。
第3章 断裂的微观机制
3.1 微裂纹形核方式
当试样中存在大量过饱和空位时(辐照或急冷),在金属中形成非热 平衡的空位，它们有可能聚集而形成小空洞,在外力作用下形成微裂纹。 辐照时这种小空洞密度可能很高，从而引起构件体积膨胀，称为辐照肿 胀。
第3章 断裂的微观机制
3.1 微裂纹形核方式
3.1.3 空位聚合成空洞形成微裂纹
设空位形成能为UV，其值约1.6×10-19J，则空位在温度T的平衡浓 度为：CV Aexp(UV / kT)
3.2 位错发射和无位错区
3.2.1 裂纹和位错的交互作用
3) 裂尖位错引起的应力强度因子
处在裂尖前方的位错存在一个内应力场，它和外加应力使裂尖存在 应力强度因子一样，内应力场也会产生一个附加的应力强度因子 .
螺位错相当于一个Ⅲ型裂纹，利用断裂力学可知，
KIII
lim (2r )1 /
r 0
2
3.1 微裂纹形核方式
3.1.4 位错塞积形成微裂纹
在障碍物前端处的应力集中可达到很高的程度。在这种情况下，如 果塞积的位错不可能借交滑移或攀移越过障碍物或导致相邻晶粒位错源 启动使应力松弛下来，则会导致沿结晶面开裂，形成微裂纹。
第3章 断裂的微观机制
3.1 微裂纹形核方式
3.1.5 Cottrell位错反应形成微裂纹
第3章 断裂的微观机制
3.1 微裂纹形核方式
3.1.3 空位聚合成空洞形成微裂纹
Hale Waihona Puke 计算表明，如果认为空位能通过位错中心而快速扩散，则在裂纹顶 端的高变形区内，由空位团长大成宏观空洞所需的时间约为1分钟，故 在慢拉伸过程中有可能通过过饱和空位聚集而形成空洞。
外应力作功，使空位形成能降为，从而空位浓度变为：
同时，材料所受的应力大，促使塑性变形进一步发展，材料产生形 变硬化而强化。
因此，基体材料的形变强化指数越高，形变强化的作用越大，则微 孔长大的过程就越慢，材料的塑性和韧性就越好。
第3章 断裂的微观机制
3.1 微裂纹形核方式
3.1.3 空位聚合成空洞形成微裂纹
对高纯度的金属材料或单相合金，在拉伸断裂也呈现韧窝断口，材 料不存在第二相，也几乎不存在夹杂物，则可能是空位聚合成空洞形成 微裂纹。
第3章 断裂的微观机制
3.1 微裂纹形核方式
3.1.2 微孔聚合形成微裂纹
微孔成核与长大的位错模型：第二相的强度高不可变形
第3章 断裂的微观机制
3.1 微裂纹形核方式
3.1.2 微孔聚合形成微裂纹
微孔形成并逐渐长大后，微孔与微孔之间的横截面面积减小，使得 材料所受的应力增大。
这将促进变形的进一步发展，加快微孔的长大，直至聚合。
第3章 断裂的微观机制
3.2 位错发射和无位错区
3.2.1 裂纹和位错的交互作用
2）裂尖位错的应力场
由于位错像力的存在，如果裂纹前方存在一个位错时，位错的应力 场和无裂纹时位错的应力场是不同的。
设离裂尖x处存在一个螺位错，利用保角交换，在复平面中求位移
再求应力，可求出其应力场
第3章 断裂的微观机制
金属材料中的夹杂物大多属于脆性相，在比较低应力下便与基体脱 开或本身开裂而形成微孔。
金属中的第二相是起强化作用的，通常称为强化相，如钢中的碳化 物、铝合金中时效强化相。
在外应力作用下，外应力足够大时启动位错，位错沿滑移面运动， 与第二相离子相遇，一方面对位错运动产生阻力，即强化作用，另一方 面位错在强化相处塞集引起应力集中，或在高应变条件下，第二相与基 体变形不协调而萌生微裂纹。
第三章
第3章 断裂的微观机制
断裂的微观机制
3.1 微裂纹形核方式 3.2 位错发射和无位错区 3.3 韧脆判据及韧脆转变的位错理论
第3章 断裂的微观机制
3.1 微裂纹形核方式
在绝大多数情况下，材料的断裂是由微裂纹的形成 和发展引起的。
微裂纹的形核以位错的发射、增值和运动（局部塑 性变形）为先导，是局部塑性变形发展到临界状态的必 然结构。
裂尖无位错区中应力集中形成微裂纹适合于各种断裂方式，而且很 容易有透射电镜原位拉伸来证实。
第3章 断裂的微观机制
3.2 位错发射和无位错区
3.2.1 裂纹和位错的交互作用
1) 位错像力
当晶体中存在位错时，不但在位错 中心区产生严重的畸变，而且在位错周 围点阵中产生弹性应变和应变场。
由于位错存在应力场，当位错靠近晶体表面时，位错趋向于移动到 晶体表面而消失，则晶体的自由表面会吸引位错。
它仍小于原子键合力 σth。 对于金属材料，按宏观断裂力学算出的宏观应力集中不可能使原子
键断裂从而形成微裂纹。
但是金属材料也存在解理断裂的问题, 其基本原因是是金属发生塑 性变形时产生应力集中。
第3章 断裂的微观机制
3.1 微裂纹形核方式
3.1.6 应力集中使原子键断裂形成微裂纹
塞积群：
一旦发生局部塑性变形，则位错增值和运动有可 能使它们塞积于障碍处（晶界、第二相或不动位错）， 当塞积位错的数目足够大时，塞积群前端的应力集中 就有可能等于原子键合力。
yy 2K I /( 0 )1/ 2 2(a / 0 )1/ 2
当σyy>σth=(Eγ/b)1/2，裂尖原子键就断裂，微裂纹从原裂尖形核（原 来的裂纹向前扩展）。
构件断裂的外应力为： c (E0 / 5ab)1/ 2
在这种情况下，不需要局部塑性变形的协助，宏观应力集中就可导 致原子键断裂从而使微裂纹形核。
间距为2r的 A，B位错间的互作
用力就是自由表面对A位错的吸引力， 称像力
第3章 断裂的微观机制
3.2 位错发射和无位错区
3.2.1 裂纹和位错的交互作用
1) 位错像力
Fe
Gb 2
2 (1 )(2r)
Gb 2
4 (1 )r
, 刃型位错
Fs
Gb 2
4r
，螺型位错
像力在数值上等于位错本身应力的一半。
C
Aexp( UV kT
)
exp(b3
kT
)
CV
exp(b3 )
kT
例如1500MPa，代入上式可得 C / CV 150 。故在一般情况下，由 应力引起的空位过饱和度很低（102），不可能聚集成空洞。
第3章 断裂的微观机制
3.1 微裂纹形核方式
3.1.3 空位聚合成空洞形成微裂纹
3.1.1 位错滑移形成微裂纹
位错的性质可用柏氏矢量描述。 柏氏矢量的物理意义是晶体在切应力作用位错沿滑移面运动到晶体
表面形成一个柏氏矢量大小的滑移台阶。 很多的滑移后，沿滑移面形成微裂纹，并导致沿滑移面分离，断裂
面为晶体的滑移面，理论上是平坦的平面。
第3章 断裂的微观机制
3.1 微裂纹形核方式
▶裂尖发射位错形成无位错区后，无位错区内会存在很高的应力集中。
▶在条件合适时，这些应力集中可能使原子键断裂，从而形成微裂纹。
第3章 断裂的微观机制
3.1 微裂纹形核方式
3.1.6 应力集中使原子键断裂形成微裂纹
对于脆性材料（玻璃、陶瓷），加载时裂尖不发射位错，也就不发 生局部塑性变形，加载时裂尖尖端半径可认为约等于原子间距，因而裂 纹尖端的应力很大
yz
故螺位错引起的附加应力强度因子为:
K
IIID
lim[
r 0
2
Gb (x
r)
](
x r
)1
/
2
2r
Gb
2x
第3章 断裂的微观机制
3.2 位错发射和无位错区
3.2.2 发射位错的临界应力强度因子
实际上，位错滑移除满足力学条件外，即滑移发生在最大切应 力的方向，还要满足结构条件，即滑移面是晶体中特定的晶面和晶向。
第3章 断裂的微观机制
3.1 微裂纹形核方式
3.1.6 应力集中使原子键断裂形成微裂纹
金属材料（金属间化合物）拉伸时裂尖首先发射位错，即裂尖前方 存在一个屈服区，其中最大应力（它就等于有效屈服应力σys ）:
max ys Qs
考虑加工硬化，Q也不会大于5，故可认为: max 5s
对面心立方晶体，滑移系为{111}<110>；
对体心立方晶体，滑移系为{110}<111>；
对密排六方晶体，滑移系为{0001}<110>。
对实际的裂纹体来说，裂纹尖端最大切应力的方向和滑移面不 可能完全一致，则而者之间存在一定的夹角。
第3章 断裂的微观机制
自由表面吸引位错的力，称为位错的像力。
第3章 断裂的微观机制
3.2 位错发射和无位错区
3.2.1 裂纹和位错的交互作用
1) 位错像力
求出距离表面为r位错A的像力:
在自由表面的另一边距表面为r的位置 处放置一个反号的像位错B，两者呈镜 面对称关系它们在表面C处的合应力为 零，从而满足A位错的边界条件。
3.1 微裂纹形核方式
3.1.6 应力集中使原子键断裂形成微裂纹
对金属材料乃至金属间化合物，
均是先发生塑性变形（可能局限于裂
纹前端），然后微裂纹形核。
除了特殊的位错组合所形成的微裂纹外，微裂纹的形核都是局部应 力集中等于原子键合力的结果。
位错塞积应力等于原子键合力从而形成微裂纹是可能的，但实验上 很难观察到。
第3章 断裂的微观机制
3.1 微裂纹形核方式
3.1.6 应力集中使原子键断裂形成微裂纹
局部应力集中等于理论断裂强度时，该处的原子键就会断裂从而 形成微裂纹。
这是微裂纹形核最普遍的方式，适合于各种断裂方式。
▶加载裂纹前端会产生宏观应力集中；
▶局部塑性变形产生的位错塞积群前端会存在很高的微观应力集中；
考虑到裂尖前方是无位错区，其中的应力可以接近原子键合力，例 如σ =0.043E=9×103MPa，代入式可算出;
C / CV 1014
这样高的过饱和空位有可能聚集成空位团。如保持恒载荷，让空位 有充分的时间扩散，则有可能聚集成微空洞。
第3章 断裂的微观机制
3.1 微裂纹形核方式
3.1.3 空位聚合成空洞形成微裂纹
裂尖无位错区：
另一方面，当裂尖发射位错后如果保持恒载荷，则裂尖会形成一个无位错区，它是 一个弹性区，从而可以用断裂力学来计算无位错区中的应力，当外加应力足够大时，无 位错区中的应力有可能等于原子键合力，从而导致微裂纹在无位错区中形核，这两类高 应力集中的形成都要以局部塑性变形为先导。
第3章 断裂的微观机制
3.1.2 微孔聚合形成微裂纹
韧窝断口是韧性断裂的典型微观形貌，大多数材料在断裂 时具有这种形貌。
韧窝是通过微孔聚合形成微裂纹，并和金属中存在的夹杂 物和第二相离子有关。
实际金属总是存在夹杂物和第二相离子，它们是微孔形核 的源。
第3章 断裂的微观机制
3.1 微裂纹形核方式
3.1.2 微孔聚合形成微裂纹
纯铝恒位移加载时空位聚集空洞的TEM原位观察
第3章 断裂的微观机制
3.1 微裂纹形核方式
第3章 断裂的微观机制
Cottrel 认 为 , 断 裂 的 控 制 过程是裂纹的扩展，而不 是萌生。据此他提出一种 裂纹形成的位错反应模型 ：
第3章 断裂的微观机制
3.1 微裂纹形核方式
3.1.5 Cottrell位错反应形成微裂纹
新形成的位错 在体心立方解理面(001)插入一个多余的半原子面。 滑移面上的两个领先位错A和B通过反应后就成为不动位错C。 领先位错不断反应生成C位错，当合并在一起的C位错数目增大到等于某
CV(T=900℃)/ CV(T=25℃)=1014。
因此，从900℃淬火下来的试样中的过饱和空位有可能聚集成微空 洞。但在低温热平衡条件下，空位很难聚集成空洞。
位错交割或交滑移时会形成割阶，当割阶位错作非保守运动时就会 发生过饱和空位。
当应变量从5%增至15%时，空位浓度升高5倍。当过饱和空位聚集成 球形气团时，即微空洞，自由能下降最大，故最稳定。
一临界值时，所产生的应力集中达到解理面(001)的解理强度，它就会成
为一个微裂纹。
第3章 断裂的微观机制
3.1 微裂纹形核方式
3.1.5 Cottrell位错反应形成微裂纹
裂纹扩展条件：
2G
kd1/ 2
特点： 把解理裂纹的裂纹形核与扩展区分开来，并 认为裂纹扩展是控制因素，因而拉应力起重要的作用，比 较符合实际的情况。
本章从原子尺寸角度讨论微裂纹的形成和扩展。
第3章 断裂的微观机制
3.1 微裂纹形核方式
3.1.1 位错滑移形成微裂纹
单晶体的断裂方式可划分为正断和切断。
在切应力作用下，晶体发生切断，导致晶体沿滑移面分离，这种断裂 从微观上是由位错沿滑移面滑移形成微裂纹。
第3章 断裂的微观机制
3.1 微裂纹形核方式
当试样中存在大量过饱和空位时(辐照或急冷),在金属中形成非热 平衡的空位，它们有可能聚集而形成小空洞,在外力作用下形成微裂纹。 辐照时这种小空洞密度可能很高，从而引起构件体积膨胀，称为辐照肿 胀。
第3章 断裂的微观机制
3.1 微裂纹形核方式
3.1.3 空位聚合成空洞形成微裂纹
设空位形成能为UV，其值约1.6×10-19J，则空位在温度T的平衡浓 度为：CV Aexp(UV / kT)
3.2 位错发射和无位错区
3.2.1 裂纹和位错的交互作用
3) 裂尖位错引起的应力强度因子
处在裂尖前方的位错存在一个内应力场，它和外加应力使裂尖存在 应力强度因子一样，内应力场也会产生一个附加的应力强度因子 .
螺位错相当于一个Ⅲ型裂纹，利用断裂力学可知，
KIII
lim (2r )1 /
r 0
2
3.1 微裂纹形核方式
3.1.4 位错塞积形成微裂纹
在障碍物前端处的应力集中可达到很高的程度。在这种情况下，如 果塞积的位错不可能借交滑移或攀移越过障碍物或导致相邻晶粒位错源 启动使应力松弛下来，则会导致沿结晶面开裂，形成微裂纹。
第3章 断裂的微观机制
3.1 微裂纹形核方式
3.1.5 Cottrell位错反应形成微裂纹
第3章 断裂的微观机制
3.1 微裂纹形核方式
3.1.3 空位聚合成空洞形成微裂纹
Hale Waihona Puke 计算表明，如果认为空位能通过位错中心而快速扩散，则在裂纹顶 端的高变形区内，由空位团长大成宏观空洞所需的时间约为1分钟，故 在慢拉伸过程中有可能通过过饱和空位聚集而形成空洞。
外应力作功，使空位形成能降为，从而空位浓度变为：
同时，材料所受的应力大，促使塑性变形进一步发展，材料产生形 变硬化而强化。
因此，基体材料的形变强化指数越高，形变强化的作用越大，则微 孔长大的过程就越慢，材料的塑性和韧性就越好。
第3章 断裂的微观机制
3.1 微裂纹形核方式
3.1.3 空位聚合成空洞形成微裂纹
对高纯度的金属材料或单相合金，在拉伸断裂也呈现韧窝断口，材 料不存在第二相，也几乎不存在夹杂物，则可能是空位聚合成空洞形成 微裂纹。
第3章 断裂的微观机制
3.1 微裂纹形核方式
3.1.2 微孔聚合形成微裂纹
微孔成核与长大的位错模型：第二相的强度高不可变形
第3章 断裂的微观机制
3.1 微裂纹形核方式
3.1.2 微孔聚合形成微裂纹
微孔形成并逐渐长大后，微孔与微孔之间的横截面面积减小，使得 材料所受的应力增大。
这将促进变形的进一步发展，加快微孔的长大，直至聚合。
第3章 断裂的微观机制
3.2 位错发射和无位错区
3.2.1 裂纹和位错的交互作用
2）裂尖位错的应力场
由于位错像力的存在，如果裂纹前方存在一个位错时，位错的应力 场和无裂纹时位错的应力场是不同的。
设离裂尖x处存在一个螺位错，利用保角交换，在复平面中求位移
再求应力，可求出其应力场
第3章 断裂的微观机制
金属材料中的夹杂物大多属于脆性相，在比较低应力下便与基体脱 开或本身开裂而形成微孔。
金属中的第二相是起强化作用的，通常称为强化相，如钢中的碳化 物、铝合金中时效强化相。
在外应力作用下，外应力足够大时启动位错，位错沿滑移面运动， 与第二相离子相遇，一方面对位错运动产生阻力，即强化作用，另一方 面位错在强化相处塞集引起应力集中，或在高应变条件下，第二相与基 体变形不协调而萌生微裂纹。
第三章
第3章 断裂的微观机制
断裂的微观机制
3.1 微裂纹形核方式 3.2 位错发射和无位错区 3.3 韧脆判据及韧脆转变的位错理论
第3章 断裂的微观机制
3.1 微裂纹形核方式
在绝大多数情况下，材料的断裂是由微裂纹的形成 和发展引起的。
微裂纹的形核以位错的发射、增值和运动（局部塑 性变形）为先导，是局部塑性变形发展到临界状态的必 然结构。
裂尖无位错区中应力集中形成微裂纹适合于各种断裂方式，而且很 容易有透射电镜原位拉伸来证实。
第3章 断裂的微观机制
3.2 位错发射和无位错区
3.2.1 裂纹和位错的交互作用
1) 位错像力
当晶体中存在位错时，不但在位错 中心区产生严重的畸变，而且在位错周 围点阵中产生弹性应变和应变场。
由于位错存在应力场，当位错靠近晶体表面时，位错趋向于移动到 晶体表面而消失，则晶体的自由表面会吸引位错。
它仍小于原子键合力 σth。 对于金属材料，按宏观断裂力学算出的宏观应力集中不可能使原子
键断裂从而形成微裂纹。
但是金属材料也存在解理断裂的问题, 其基本原因是是金属发生塑 性变形时产生应力集中。
第3章 断裂的微观机制
3.1 微裂纹形核方式
3.1.6 应力集中使原子键断裂形成微裂纹
塞积群：
一旦发生局部塑性变形，则位错增值和运动有可 能使它们塞积于障碍处（晶界、第二相或不动位错）， 当塞积位错的数目足够大时，塞积群前端的应力集中 就有可能等于原子键合力。
yy 2K I /( 0 )1/ 2 2(a / 0 )1/ 2
当σyy>σth=(Eγ/b)1/2，裂尖原子键就断裂，微裂纹从原裂尖形核（原 来的裂纹向前扩展）。
构件断裂的外应力为： c (E0 / 5ab)1/ 2
在这种情况下，不需要局部塑性变形的协助，宏观应力集中就可导 致原子键断裂从而使微裂纹形核。
间距为2r的 A，B位错间的互作
用力就是自由表面对A位错的吸引力， 称像力
第3章 断裂的微观机制
3.2 位错发射和无位错区
3.2.1 裂纹和位错的交互作用
1) 位错像力
Fe
Gb 2
2 (1 )(2r)
Gb 2
4 (1 )r
, 刃型位错
Fs
Gb 2
4r
，螺型位错
像力在数值上等于位错本身应力的一半。
C
Aexp( UV kT
)
exp(b3
kT
)
CV
exp(b3 )
kT
例如1500MPa，代入上式可得 C / CV 150 。故在一般情况下，由 应力引起的空位过饱和度很低（102），不可能聚集成空洞。
第3章 断裂的微观机制
3.1 微裂纹形核方式
3.1.3 空位聚合成空洞形成微裂纹
3.1.1 位错滑移形成微裂纹
位错的性质可用柏氏矢量描述。 柏氏矢量的物理意义是晶体在切应力作用位错沿滑移面运动到晶体
表面形成一个柏氏矢量大小的滑移台阶。 很多的滑移后，沿滑移面形成微裂纹，并导致沿滑移面分离，断裂
面为晶体的滑移面，理论上是平坦的平面。
第3章 断裂的微观机制
3.1 微裂纹形核方式
▶裂尖发射位错形成无位错区后，无位错区内会存在很高的应力集中。
▶在条件合适时，这些应力集中可能使原子键断裂，从而形成微裂纹。
第3章 断裂的微观机制
3.1 微裂纹形核方式
3.1.6 应力集中使原子键断裂形成微裂纹
对于脆性材料（玻璃、陶瓷），加载时裂尖不发射位错，也就不发 生局部塑性变形，加载时裂尖尖端半径可认为约等于原子间距，因而裂 纹尖端的应力很大
yz
故螺位错引起的附加应力强度因子为:
K
IIID
lim[
r 0
2
Gb (x
r)
](
x r
)1
/
2
2r
Gb
2x
第3章 断裂的微观机制
3.2 位错发射和无位错区
3.2.2 发射位错的临界应力强度因子
实际上，位错滑移除满足力学条件外，即滑移发生在最大切应 力的方向，还要满足结构条件，即滑移面是晶体中特定的晶面和晶向。
第3章 断裂的微观机制
3.1 微裂纹形核方式
3.1.6 应力集中使原子键断裂形成微裂纹
金属材料（金属间化合物）拉伸时裂尖首先发射位错，即裂尖前方 存在一个屈服区，其中最大应力（它就等于有效屈服应力σys ）:
max ys Qs
考虑加工硬化，Q也不会大于5，故可认为: max 5s
对面心立方晶体，滑移系为{111}<110>；
对体心立方晶体，滑移系为{110}<111>；
对密排六方晶体，滑移系为{0001}<110>。
对实际的裂纹体来说，裂纹尖端最大切应力的方向和滑移面不 可能完全一致，则而者之间存在一定的夹角。
第3章 断裂的微观机制
自由表面吸引位错的力，称为位错的像力。
第3章 断裂的微观机制
3.2 位错发射和无位错区
3.2.1 裂纹和位错的交互作用
1) 位错像力
求出距离表面为r位错A的像力:
在自由表面的另一边距表面为r的位置 处放置一个反号的像位错B，两者呈镜 面对称关系它们在表面C处的合应力为 零，从而满足A位错的边界条件。
3.1 微裂纹形核方式
3.1.6 应力集中使原子键断裂形成微裂纹
对金属材料乃至金属间化合物，
均是先发生塑性变形（可能局限于裂
纹前端），然后微裂纹形核。
除了特殊的位错组合所形成的微裂纹外，微裂纹的形核都是局部应 力集中等于原子键合力的结果。
位错塞积应力等于原子键合力从而形成微裂纹是可能的，但实验上 很难观察到。
第3章 断裂的微观机制
3.1 微裂纹形核方式
3.1.6 应力集中使原子键断裂形成微裂纹
局部应力集中等于理论断裂强度时，该处的原子键就会断裂从而 形成微裂纹。
这是微裂纹形核最普遍的方式，适合于各种断裂方式。
▶加载裂纹前端会产生宏观应力集中；
▶局部塑性变形产生的位错塞积群前端会存在很高的微观应力集中；
考虑到裂尖前方是无位错区，其中的应力可以接近原子键合力，例 如σ =0.043E=9×103MPa，代入式可算出;
C / CV 1014
这样高的过饱和空位有可能聚集成空位团。如保持恒载荷，让空位 有充分的时间扩散，则有可能聚集成微空洞。
第3章 断裂的微观机制
3.1 微裂纹形核方式
3.1.3 空位聚合成空洞形成微裂纹
裂尖无位错区：
另一方面，当裂尖发射位错后如果保持恒载荷，则裂尖会形成一个无位错区，它是 一个弹性区，从而可以用断裂力学来计算无位错区中的应力，当外加应力足够大时，无 位错区中的应力有可能等于原子键合力，从而导致微裂纹在无位错区中形核，这两类高 应力集中的形成都要以局部塑性变形为先导。
第3章 断裂的微观机制
3.1.2 微孔聚合形成微裂纹
韧窝断口是韧性断裂的典型微观形貌，大多数材料在断裂 时具有这种形貌。
韧窝是通过微孔聚合形成微裂纹，并和金属中存在的夹杂 物和第二相离子有关。
实际金属总是存在夹杂物和第二相离子，它们是微孔形核 的源。
第3章 断裂的微观机制
3.1 微裂纹形核方式
3.1.2 微孔聚合形成微裂纹