第三章-断裂的微观机制
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1B_ ,
式中, 为取向因子, 接近于1； a 为施加于滑移面的外加切应力。
则垂直与OP面的正应力为:
=_x001A__x001B__x001B__x001A__x001A__x001A__x001
B__x001B__x001B__x001B__x001A__x001B__x001B__x001
或在高应变条件下, 第二相与基体变形不
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。
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。
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
位错像力
当晶体中存在位错时, 不但在位错
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,
目增大到等于某一临界值时, 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
1/ 2
kd
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
等于原子间距, 因而裂纹尖端的应力很大
1/ 2
1微裂纹从原裂尖
/2
当σyy>σth=(Eγ/b)1/2,
y y 2K I /(裂尖原子键就断裂,
)
2
(
a
/
)
0
0
形核（原来的裂纹向前扩展）。
构件断裂的外应力为:
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。 1 / 2
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,
C A exp(U / kT )其值约1.6×10-19J, 则空位在温度
V
V
T的平衡浓度为:
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
然结构。
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
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
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。
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
2
2
Gb
Gb
Fe
, 刃型位错
2 (1 )(2r )
4 (1 )r
2
Gb
Fs
，螺型位错
4r
像力在数值上等于位错本身应力的一半。
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,
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。
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
位错像力
微观应力集中；
▶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
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
3.1.4 位错塞积形成微裂纹
在切应力作用下, 位错沿滑移面运动。当滑移面上的刃型位错遇到障
B__x001A__x001B__x001B__x001A_sin_x001B__x001A_cos
_x001B__x001A__x001B_2_x001B__x001B__x001B_ ,
的最大值在 cos =1/3, 或 =70.5 处, 此时的最大正应力为:
_x001A__x001B_max_x001B_=_x001A__x001B__x001A__x001B_
max 5 s
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
作用, 比较符合实际的情况。
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
子键合力, 例如σ=0.043E=9×103MPa, 代入式可算
出;
14
V
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。
C / C 10
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
纯铝在透射电镜中原位拉伸至裂尖发射位错后保持恒
碍, 如晶界或第二相粒子, 即产生位错塞积 。
在障碍物前方任意点P(r, ) , 作用在OP面上的切应力为:
=_x001A__x001B__x001B__x001A__x001A__x001A__x00
1B__x001B__x001B__x001B__x001A__x001B__x001B__x00
3
3
UV
b
b
可能通过过饱和空位聚集而形成空洞。
C A exp(
) exp(
) CV exp(
)
ቤተ መጻሕፍቲ ባይዱkT
kT
kT
外应力作功, 使空位形成能降为, 从而空位浓度变为:
C / CV 150
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
考虑到裂尖前方是无位错区, 其中的应力可以接近原
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
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
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。
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
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
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
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
c ( E 0 / 5ab)
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 ）:
m ax y s Q s
考虑加工硬化, Q也不会大于5, 故可认为:
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
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
Cottrel认为,断裂的控制
第3章 断裂的微观机制
第三章
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
_x001B__x001B__x001A__x001A__x001A__x001B__x001B__
x001B__x001B__x001A__x001B__x001B__x001B__x001A__x
001B__x001B_
第3章 断裂的微观机制
3.1 微裂纹形核方式
3.1.4 位错塞积形成微裂纹
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。
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,
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
这将促进变形的进一步发展, 加快微孔的长大, 直至聚
合。
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
式中, 为取向因子, 接近于1； a 为施加于滑移面的外加切应力。
则垂直与OP面的正应力为:
=_x001A__x001B__x001B__x001A__x001A__x001A__x001
B__x001B__x001B__x001B__x001A__x001B__x001B__x001
或在高应变条件下, 第二相与基体变形不
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。
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。
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
位错像力
当晶体中存在位错时, 不但在位错
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,
目增大到等于某一临界值时, 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
1/ 2
kd
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
等于原子间距, 因而裂纹尖端的应力很大
1/ 2
1微裂纹从原裂尖
/2
当σyy>σth=(Eγ/b)1/2,
y y 2K I /(裂尖原子键就断裂,
)
2
(
a
/
)
0
0
形核（原来的裂纹向前扩展）。
构件断裂的外应力为:
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。 1 / 2
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,
C A exp(U / kT )其值约1.6×10-19J, 则空位在温度
V
V
T的平衡浓度为:
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
然结构。
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
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
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。
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
2
2
Gb
Gb
Fe
, 刃型位错
2 (1 )(2r )
4 (1 )r
2
Gb
Fs
，螺型位错
4r
像力在数值上等于位错本身应力的一半。
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,
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。
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
位错像力
微观应力集中；
▶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
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
3.1.4 位错塞积形成微裂纹
在切应力作用下, 位错沿滑移面运动。当滑移面上的刃型位错遇到障
B__x001A__x001B__x001B__x001A_sin_x001B__x001A_cos
_x001B__x001A__x001B_2_x001B__x001B__x001B_ ,
的最大值在 cos =1/3, 或 =70.5 处, 此时的最大正应力为:
_x001A__x001B_max_x001B_=_x001A__x001B__x001A__x001B_
max 5 s
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
作用, 比较符合实际的情况。
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
子键合力, 例如σ=0.043E=9×103MPa, 代入式可算
出;
14
V
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。
C / C 10
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
纯铝在透射电镜中原位拉伸至裂尖发射位错后保持恒
碍, 如晶界或第二相粒子, 即产生位错塞积 。
在障碍物前方任意点P(r, ) , 作用在OP面上的切应力为:
=_x001A__x001B__x001B__x001A__x001A__x001A__x00
1B__x001B__x001B__x001B__x001A__x001B__x001B__x00
3
3
UV
b
b
可能通过过饱和空位聚集而形成空洞。
C A exp(
) exp(
) CV exp(
)
ቤተ መጻሕፍቲ ባይዱkT
kT
kT
外应力作功, 使空位形成能降为, 从而空位浓度变为:
C / CV 150
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
考虑到裂尖前方是无位错区, 其中的应力可以接近原
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
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
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。
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
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
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
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
c ( E 0 / 5ab)
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 ）:
m ax y s Q s
考虑加工硬化, Q也不会大于5, 故可认为:
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
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
Cottrel认为,断裂的控制
第3章 断裂的微观机制
第三章
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
_x001B__x001B__x001A__x001A__x001A__x001B__x001B__
x001B__x001B__x001A__x001B__x001B__x001B__x001A__x
001B__x001B_
第3章 断裂的微观机制
3.1 微裂纹形核方式
3.1.4 位错塞积形成微裂纹
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。
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,
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
这将促进变形的进一步发展, 加快微孔的长大, 直至聚
合。
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