第一章 材料單向靜拉伸的力學性能3

第五節(jié)斷裂一斷裂的類型及斷口特征

按照晶體材料斷裂前與斷裂過程中材料的宏觀塑性變形的程度

按照晶體材料斷裂時裂紋擴展的途徑脆性斷裂韌性斷裂

穿晶斷裂沿晶（晶界）斷裂

按照微觀斷裂機理剪切斷裂解理斷裂正斷切斷依照作用力的性質第五節(jié)斷裂1脆性斷裂與韌性斷裂

定義材料斷裂前及斷裂過程中產(chǎn)生明顯宏觀塑性變形的斷裂過程。韌性斷裂時一般裂紋擴展過程較慢，而且消耗大量塑性變形能。

1.1韌性斷裂

斷口特征斷口用肉眼或放大鏡觀察時往往呈暗灰色、纖維狀。纖維狀是塑性變形過程中，眾多微細裂紋的不斷擴展和相互連接造成的，而暗灰色則是纖維斷口表面對光的反射能力很弱所致。代表物質—些塑性較好的金屬材料及高分子材料1脆性斷裂與韌性斷裂

定義材料斷裂前基本上不產(chǎn)生明顯的宏觀塑性變形，沒有明顯的預兆，往往表現(xiàn)為突然發(fā)生的快速斷裂過程，因而具有很大的危險性。

1.2脆性斷裂

斷口特征脆性斷裂的斷口，一般與正應力垂直，宏觀上比較齊平光亮，常呈放射狀或結晶狀。

代表物質淬火鋼；灰鑄件；陶瓷、玻璃等脆性材料第五節(jié)斷裂2穿晶斷裂與沿晶斷裂

圖1-25穿晶斷裂與沿晶斷裂示意圖

第五節(jié)斷裂2穿晶斷裂與沿晶斷裂

穿晶斷裂可以是韌性斷裂，也可以是脆性斷裂：而沿晶斷裂則多數(shù)為脆性斷裂。沿晶斷裂是晶界上的一薄層連續(xù)或不連續(xù)的脆性第二相、夾雜物等破壞了材料的連續(xù)性造成的，是晶界結合力較弱的一種表現(xiàn)。例如共價鍵陶瓷晶界較弱，斷裂方式主要是晶界斷裂。離子健晶體的斷裂往往具有以穿晶解理為主的特征。沿晶（晶界）斷裂的斷口形貌一般呈結晶狀。

第五節(jié)斷裂3剪切斷裂與解理斷裂

定義剪切斷裂是材料在切應力作用下沿滑移面滑移分離而造成的斷裂。

3.1剪切斷裂

斷口特征純金屬尤其是單晶體金屬可產(chǎn)生純剪切斷裂，其斷口呈鋒利的楔形，如低碳鋼拉伸斷口上的剪切唇。大單晶體的純剪切斷口上，用肉眼便可觀察到很多直線狀的滑移痕跡。對于多晶體，由于晶粒間的相互約束，不可能沿單一滑移面滑動，而是沿著相互交叉的滑移面滑動，從而在宏觀斷口上呈現(xiàn)出“蛇形滑動”花樣。隨著變形度的加劇，蛇形滑動花樣平滑化，形成“漣波”花樣。變形再繼續(xù)增加，漣波花樣進一步平滑化，而在斷口上留下無特征的平坦面，稱為“延伸區(qū)”。第五節(jié)斷裂剪切斷裂的另一種形式為微孔聚集型斷裂，微孔聚集型斷裂是材料韌性斷裂的普通方式。其斷口在宏觀上常呈現(xiàn)暗灰色、纖維狀，微觀斷口特征花樣則是斷口上分布大量“韌窩”。

圖1-26韌窩形貌

第五節(jié)斷裂

微孔聚集斷裂過程包括微孔形核、長大、聚合直至斷裂。微孔的形核大多是通過第二相(夾雜物)碎裂或與基體界面脫離，并在材料塑性變形到一定程度時產(chǎn)生的[圖（a）]。隨著塑性變形的進一步發(fā)展，大量位錯進入微孔，使微孔逐漸長大[圖（b）]。微孔長大的同時，與相鄰微孔間的基體橫截面不斷減小，這相當于微小拉伸試樣的縮頸過程，隨著微縮頸的斷裂，使微孔連接（聚合）形成微裂紋[圖（c）]。隨后，因在裂紋尖端附近存在三向拉應力區(qū)和集中塑性變形區(qū)，在該區(qū)又形成新的微孔。新的微孔借助內(nèi)縮預與裂紋連通，使裂紋向前推進一步，如此不斷進行下去直至最終斷裂，便形成通常見到的宏觀上呈纖維狀，微觀上為韌窩的斷口。圖1-27微孔長大聚合示意圖第五節(jié)斷裂第五節(jié)斷裂

定義在正應力作用下，由于原子間結合鍵的破壞引起的沿特定晶面發(fā)生的脆性穿晶斷裂稱為解理斷裂。

3.2解理斷裂

斷口特征解理斷裂的微觀斷口應該是極平坦的鏡面。但是，實際的解理斷口是出許多大致相當于晶粒大小的解理面集合而成的。這種大致以晶粒大小為單位的解理面稱為解理刻面。解理裂紋的擴展往往是沿著晶面指數(shù)相同的一族相互平行，但位于“不同高度”的晶面進行的。不同高度的解理面之間存在臺階，眾多臺階的匯合便形成河流花樣。解理臺階、河流花樣和舌狀花樣是解理斷口的基本微觀特征，如圖1-28所示。第五節(jié)斷裂

圖1-28河流花樣（a）船用鋼板（b）LiF晶體第五節(jié)斷裂

臺階主要由兩種方式形成：解理裂紋沿解理面擴展時，與晶內(nèi)原先存在的螺位錯相交，便產(chǎn)生一個高度為一柏氏矢量的臺階，如圖1-29所示；圖1-29解理裂紋與螺位錯相交形成臺階

第五節(jié)斷裂

兩相互平行但處于不同高度上的解理裂紋，通過次生解理或撕裂的方式相互連接形成臺階，如圖1-30所示。圖1-30二次解理和撕裂形成臺階（a）次生解理（b）撕裂

同號臺階相遇便會合長大，異號臺階相遇則相互抵消。當匯合臺階足夠高時，便形成河流花樣。河流花樣是判斷是否為解理斷裂的重要微觀依據(jù)，“河流”的流向與裂紋的擴展方向一致，根據(jù)流向便可確定微觀范圍內(nèi)解理裂紋的擴展方同。在實際多晶體中存在有晶界與亞晶界，當解理裂紋穿過小角度晶界時，將引起河流方向的偏移；穿越扭轉晶界和大角度晶界時，由于兩側解理面方同各異，以及晶界上的大量位錯，裂紋不能直接簡單穿越，需要重新形核，再沿著新組成的解理面擴展，于是引起臺階與河流的激增。

圖1-31河流花樣形成示意圖第五節(jié)斷裂

當解理裂紋高速擴展，溫度較低時，在裂紋前端可能形成孿晶，裂紋沿孿晶與基體界面擴展時常會形成“舌”狀花樣。

解理舌花樣形成示意圖第五節(jié)斷裂

3.3準解理斷裂

準解理斷裂常見于淬火回火鋼中，宏觀上屬脆性斷裂。由于回火后碳化物質點的作用，當裂紋往晶內(nèi)擴展時，難以嚴格地沿一定晶面擴展。其微觀形態(tài)特征，似解理河流但又非真正解理，故稱為準解理。準解理與解理的不同之處，準解理小刻面不是晶體學解理面。真正解理裂紋常源于晶界，而準解理裂紋則源于晶內(nèi)硬質點，形成從晶內(nèi)某點發(fā)源的反射狀河流花樣。準解理不是一種獨立的斷裂機理，而是解理斷裂的變種。第五節(jié)斷裂

4．高分子材料的斷裂高分子材枓的斷裂從宏觀上考慮與金屬材料相同，也可分為脆性斷裂和韌性斷裂兩大類。玻璃態(tài)聚合物在玻璃轉變溫度Tg以下主要表現(xiàn)為脆性斷裂，聚合物單晶體可發(fā)生解理斷裂，也屬于脆性斷裂。而Tg溫度以上的玻璃態(tài)聚合物以及通常使用的半晶態(tài)聚合物斷裂時伴隨有較大塑性變形，屬于韌性斷裂。但是由于高分子材料的分子結構特點，其微觀斷裂機理又與金屬和陶瓷材料不同。

第五節(jié)斷裂

4．高分子材料的斷裂

對于無定型的玻璃態(tài)高分子聚合物材料，其斷裂過程是銀紋產(chǎn)生和發(fā)展的過程，如圖1-32所示。在韌性斷裂過程中，當拉伸應力增加到一定值時，銀紋會在材料中的一些弱結構或缺陷處產(chǎn)生。隨變形的進—步增大，銀紋中的空洞隨著纖維的斷裂可長大形成微孔，微孔的擴大和連接形成裂紋。另外，在銀紋中的一些雜質處也可能形成微裂紋，微裂紋沿銀紋與基體材料界面擴展，使連接銀紋兩側的纖維束斷裂造成微觀縮頸，微觀縮頸的斷裂便形成裂紋。裂紋的頂端存在著很高的應力集中，又促使銀紋的形成，裂紋的擴展過程就是銀紋區(qū)的產(chǎn)生、移動的過程。這一道里與金屬材料的微孔聚集型斷裂機理有一定的相似之處。在較低溫度的脆性斷裂過程中，銀紋生成比較困難，整體試樣上很難檢查到銀紋，但在斷口上也有很薄的銀紋層，說明無論韌性與脆性斷裂，在斷裂過程中裂紋頂端總伴隨有銀紋的形成。第五節(jié)斷裂圖1-32銀紋的形成及破壞示意圖第五節(jié)斷裂

半晶態(tài)的高分子材料是無定形區(qū)與晶體的兩相混合物。在Tg溫度以上，半晶態(tài)高分子材料具有韌性斷裂的特征。斷裂時已產(chǎn)生塑性變形的無定形區(qū)的微纖維束末端將形成空洞。隨著塑性變形的繼續(xù)進行，在空洞或夾雜物旁邊的纖維束產(chǎn)生滑移運動，即可形成微裂紋。微裂紋即可通過切斷纖維，切斷纖維沿橫向（與微裂紋共面）生長，也可能通過“拔出”一些纖維，從而與鄰近纖維末端空洞相連接的方式生長。依據(jù)材料性質，有些材料微裂紋生長以切斷纖維為主，如尼龍6、尼龍66等；有些則以拔出纖維與相鄰纖維末端空洞連接為主，如聚乙烯等。

第五節(jié)斷裂

對晶態(tài)及半晶態(tài)的高分子材料，單晶體的斷裂取決于應力與分子鏈的相對取向。聚合物單晶體是分子鏈折疊排列的薄層，分子鏈方向垂直于薄層表面。當晶體受垂直于分子鏈方向的應力作用時，晶體會發(fā)生滑移、孿生和馬氏體相變。在高應變條件下，出現(xiàn)解理裂紋，裂紋沿分子鏈平行的方向擴展，破壞范德瓦爾斯鍵形成解理斷裂。當應力與分子鏈平行時，裂紋要穿過分子鏈，切斷共價鍵。由于共價鍵強度很高，因此晶體在沿分子鏈方向表現(xiàn)出很高的強度，不易斷裂。

第五節(jié)斷裂5斷口分析

材料斷裂的實際情況比較復雜，宏觀斷裂形態(tài)不一定與微觀斷裂口特征完全相符。宏觀上表現(xiàn)為韌性斷裂的斷口上局部區(qū)域也可能出現(xiàn)脆性解理的特征，而宏觀上表現(xiàn)為脆性斷裂的斷口上局部區(qū)域也可能出現(xiàn)韌窩花樣。因此，宏觀上的韌、脆斷裂不能與微觀上的韌、脆斷裂機理混為一談。但是，根據(jù)宏、微的斷口分析，可以真實了解材料斷裂時裂紋萌生及擴展的起因、經(jīng)歷及方式，有助于對斷裂的原因、條件及影響因素作出正確判斷。第五節(jié)斷裂

中、低碳鋼光滑圓柱試樣在室溫下的拉伸斷裂樣品就是典型的韌性斷裂范例。掌握其宏、微觀斷口特征對機件斷裂失效分析具有重要的參考價值。此類樣品的斷裂屬于韌性斷裂，斷口一般呈杯錐狀，由纖維區(qū)、放射區(qū)和剪切唇3個區(qū)域組成，如圖1-33所示。此即所謂的斷口特征三要素。

圖1-33拉伸斷口的3個區(qū)域示意圖第五節(jié)斷裂

顯微裂紋形成后其端部產(chǎn)生更大的塑性變形，新的微孔就在變形帶內(nèi)形核、長大和聚合，當其與已產(chǎn)生的裂紋連接時，裂紋便向前擴展[圖l-34(d)]。這樣反復進行的結果就形成纖維區(qū)[圖1—34(e)]。纖維區(qū)所在平面垂直于拉伸應力方向，纖維區(qū)的微觀斷口特征為韌窩。圖1-34杯錐狀斷口形成示意圖

當試樣的拉伸力達到力一伸長曲線的最高點時，試樣局部區(qū)域出現(xiàn)縮頸，同時試樣縮頸部分中心的應力狀態(tài)也由單向變?yōu)槿騕圖l-34(a)]，且中心軸向應力最大，在三向應力作用下，樣品中心部分的夾雜物或硬質第二相質點破裂或與基體界面脫離而形成微孔[圖1-34(b)]。微孔不斷長大集合形成顯微裂紋[圖l-34(c)]。第五節(jié)斷裂

纖維區(qū)中裂紋擴展速度較慢，并伴隨有更大的塑性變形。當裂紋達到某一臨界尺寸后，產(chǎn)生更大的應力集中，裂紋以低能量撕裂的方式快速擴展，并形成放射區(qū)。放射區(qū)有放射狀花樣特征。放射線平行于裂紋擴展方向而垂直于裂紋前端輪廓線，并逆指裂紋源。放射區(qū)的斷裂過程雖然與纖維區(qū)不同，但仍屬于韌性撕裂過程，微觀上可以看到撕裂韌窩，撕裂時塑性變形量越大，放射線越粗。對于幾乎不產(chǎn)生塑性變形的材料，放射線消失，微觀斷口上呈現(xiàn)解理特征。

第五節(jié)斷裂

試樣拉伸斷裂的最后階段形成杯狀或錐狀的剪切唇。剪切唇表面光滑，與拉伸軸呈45°，是典型的切斷型斷裂。其微觀特征可看到“鏈波”花樣。韌性斷裂的宏觀斷口一般都具有上述3個區(qū)域，而脆性斷口纖維區(qū)很小，剪切唇幾乎沒有。此3個區(qū)域的形態(tài)、大小和相對位置，因試樣形狀、尺寸和金屬材料的性能以及實驗溫度、加載速率和受力狀態(tài)不同而變化。一般說來，材料強度提高、塑性降低，則放射區(qū)比例增大；試樣尺寸加大，放射區(qū)明顯增大，而纖維區(qū)變化不大。實際上，金屬的脆性斷裂與韌性斷裂并無明顯的界限，一般脆性斷裂前也會產(chǎn)生微量塑性變形。因此，一般規(guī)定光滑拉伸試樣的斷面收縮率小于5%者為脆性斷裂；大于5%

者為韌性斷裂。由此可見金屬的韌性與脆性是根據(jù)一定條件下的塑性變形量來決定的。第五節(jié)斷裂二、裂紋形核的位錯模型

1．甄納-斯特羅(Zener-Stroch)理論（位錯塞積理論）該理論是甄納1946年首先提出來的，其模型如圖1-35所示。在切應力作用下刃型位錯在障礙O處受阻而堆積。斯特羅認為應力集中充分大時，能使堆積附近原子間的結合力破壞而形成解理裂紋。最大應力發(fā)生在70.5°處。圖1-35位錯塞積形成裂紋模型

缺點大量位錯塞積將產(chǎn)生很大的切應力集中，使相鄰晶粒內(nèi)的位錯源開動將應力松弛，裂紋難以形成。再如單晶中很難設想存在位錯塞積的有效障礙，而六方晶體中滑移面和解理面通常為同一平面，不易符合70.5°的要求。

第五節(jié)斷裂二、裂紋形核的位錯模型

2．柯垂爾(Cottrell)理論（位錯反應理論）在bcc晶體中，位錯之間能夠反應形成不動位錯。于是在此不動位錯后的幾個位錯塞積便可形成微裂紋。如此反應后的新位錯具有較低的彈性能，反應能自動進行，裂紋的形核是一個自發(fā)過程。fcc晶體雖有類似反應，但不是降低能量的過程，因而不存在這一形核機理。圖1-36位錯反應形成裂紋第五節(jié)斷裂二、裂紋形核的位錯模型

3．史密斯(Smith)理論(脆性第二相開裂理論)

史密斯提出了低碳鋼中因鐵素體塑性變形導致晶界碳化物開裂形成解理裂紋的理論。鐵素體中的位錯源在切應力作用下開動，位錯運動至晶界碳化物處受阻而形成塞積，在塞積頭處拉應力作用下使碳化物開裂。圖1-37裂紋形成的Smith模型

考慮顯微組織不均勻造成的影響第五節(jié)斷裂三、斷裂強度1．理論斷裂強度材料強度是材料抵抗外力作用時所表現(xiàn)出來的一種性質。決定材料強度的最基本的因素是分子、原子（離子）之間的結合力。在外加正應力的作用下，將晶體中的兩個原子面沿垂直于外力方向拉斷所需的應力稱為理論斷裂強度。

第五節(jié)斷裂圖1-38完整晶體拉斷示意圖圖1-39原子間作用力與原子位移的關系

理論斷裂強度可簡單估算如下：設想圖l-38中被mn解理面分開的兩半晶體，其解理面間距為a0，沿拉應力方向發(fā)生相對位移x，當位移很大時，位移和作用力的并不是線形關系。原子間的交互作用最初是隨x的增大而增大，達到一峰值σm后逐漸下降，如圖1-39所示。就是理論斷裂強度。第五節(jié)斷裂式中：γs單位面積的表面能;a0為原子間距理想晶體脆性（解理）斷裂的理論斷裂強度計算公式：第五節(jié)斷裂三、斷裂強度2．斷裂強度的裂紋理論（格里菲斯裂紋理論)

為了解釋玻璃、陶瓷等脆性材料斷裂強度的理論值與實際值的巨大差異，格里菲斯(AGriffith)在1921年提出，實際材料中已經(jīng)存在裂紋，當平均應力還很低時，裂紋尖端的應力集中已達到很高值（σm），從而使裂紋快速擴展并導致脆性斷裂。他根據(jù)能量平衡原理計算出裂紋自動擴展時的應力值，即計算了含裂紋體的強度。能量平衡原理指出，由于裂紋的存在，系統(tǒng)彈性能降低，若要保持系統(tǒng)總能量不變，裂紋釋放的彈性能必然要與因存在裂紋而增加的表面能平衡。如果彈性能的降低足以滿足表面能增加的需要，則裂紋的擴展就成為系統(tǒng)能量降低的過程，因而裂紋就會自發(fā)擴展引起脆性破壞。

第五節(jié)斷裂圖1-40格里菲斯裂紋模型

格里菲斯公式

對三維介質中錢幣形裂紋進行過更精確的計算，也得出類似的結果

格里菲斯裂紋計算公式

第五節(jié)斷裂

格里菲斯公式已適用于脆性固體，如玻璃、無機晶體材料、超高強鋼等，對于許多工程結構材料，如結構鋼、高分子材料等，裂紋尖端會產(chǎn)生較大塑性變形，要消耗大量塑性變形功。因此，必須對格里菲斯公式進行修正。奧羅萬（E.Orowan）首先提出裂紋擴展時，裂紋尖端由于應力集中，局部區(qū)域內(nèi)會發(fā)生塑性變形。塑性變形消耗的能量成為裂紋擴展所消耗能量的一部分，因此，表面能除了彈性表面能外，還應包括裂紋尖端發(fā)生塑性變形所消耗的塑性功γp

。格里菲斯公式應當修正為第五節(jié)斷裂