3.4.1 概述
塑性形变是位错（微观缺陷）运动的结果，说明实际
晶体在远低于理想晶体的屈服强度的应力下，发生塑
性形变。
断裂力学说明材料的断裂是裂纹（宏观缺陷）扩展的
结果。实际晶体在远低于理论强度的应力下，发生断
裂。
两者有相似之处、差异、和相关点。
断裂与塑性形变的比较
3.4 无机材料的断裂过程
? ? ? ? ? ?
? ? ? ? ? ?
? ? ? ? ?
? ? ? ? ?
张应力
作用下
的裂纹
扩展和
切应力
下的位
错运动
相同点：
裂纹和位错的前端都将晶体划分为已断裂（滑移）和未
发生变化的两部分。
裂纹扩展和位错运动都使原子键连续破坏。
不同点,裂纹扩展使原子键永久性的撕开，位错运动之
后，断开的原子键随即重新愈合。
? ? ? ? ? ? ?
? ? ? ? ? ? ?
? ? ? ? ? ? ?
? ? ? ? ? ? ?
结构不连续区域的特点：
? 材料中任何结构不连续性都会使局部能量处于高能
量状态，即应力状态；
? 外力作用下，能量高的不连续区域首先发生运动，
在能量较低的不连续区域使其能量降低；
? 结构不连续区域在可能情况下总是降低其能量；
? 不连续区域在运动过程中，遇到势垒，会发生塞积，
引起高度的应力集中，此应力又会激活其他结构不连
续区域。
3.4.2 裂纹成核
结构不连续区域都会使裂纹成核。
脆性
程度
材料类别 滑移系
个数
位错可移动性 裂纹成核途径
室温 高温 可动性 灵活性
全
脆
性
Si3N4
TiC
Al2O
3
TiO2
SiO2
无 无 无 制备过程、机
械加工引入，
热应力引起，
不可能有位错
机理的裂纹成
核。
半
脆
性
MgO
CaF2
LiF
NaCl
CsCl
Al2O
3
TiO2
MgO
小
于
五
个
可 无 制备过程、机
械加工引入，
热应力引起，
可能有位错机
理的裂纹成核。
无机材料的脆性和裂纹成核途径
塑
性
AgBr
AgCl
CaF2
LiF
NaCl
CsCl
五个 可 可 位错滑移最终导致塑
性形变。
空洞合并导致裂纹成
核。
热压 无压烧结 气相沉积
夹杂物
加工缺陷
非均质粗晶
不完善结合区
大气孔
夹杂物
粗晶
表面层缺陷
粗晶
分层
各种制备工艺引入的缺陷类型
接上表
（ 1） 亚临界裂纹扩展
在受到低于临界应力的作用状态下，脆性材
料的裂纹扩展取决于温度、应力和环境介质。
材料处于稳态。
3.4.3 亚临界裂纹扩展（静态疲劳）
（ 2） 亚临界裂纹扩展速率与应力强度因子的关
系
其典型关系式,V=AK1n
特点：
? 几乎所有材料都有一
个不发生亚临界裂纹
扩展的应力强度因子
低限值 K0。
? 超过低限值,V与 K1n
总是呈正比，其中,n
是与机理相关的常数。
? 恒速裂纹扩展区。
? 快速裂纹扩展区。裂纹扩展速率曲线
LogV
I
II
III
K0
1）环境介质的作用 (应力腐蚀）引起裂纹的扩展
玻璃在含有 OH-介质中的亚临界裂纹扩展机理,
OH-对裂纹的强化作用有：
? 吸附导致键强的下降；
? 应力加速了裂纹尖端玻璃的溶解；
? 离子互换导致裂纹尖端张应力的增长。
（ 3） 亚临界裂纹扩展机理
例如：在含水气不同 的 N2气氛中，玻璃 Na2O－ CaO
－ SiO2的亚临界裂纹扩展。
?裂纹生长的主要原因是
应力促进了水与玻璃的化
学反应，生长速率受反应
速率所控制。
?裂纹生长速率几乎与应
力无关，此时裂纹生长速
率取决于 OH-离子向裂纹
尖端迁移的速率。
?裂纹生长的速率又随 K1
的增大而呈指数的增长，
与水气含量无关，裂纹生
长受到玻璃的化学组分和
结构的控制。K1（ Nm-3/2× 105)
V
（ ms-1） III
I
II
水
气
含
量
K1
V
钠钙玻璃
硼硅玻璃
硅玻璃
铝硅玻璃
化学组成和结构对
玻璃区域 III亚临界裂纹扩展的影响
SiC界面的氧化作用引起裂纹扩展过程：
空气中的氧气在裂纹尖端与 SiC发生如下反应,
2SiC+3O2=2SiO2+2CO?
过程包括,? 氧离子通过氧化层传递至裂纹尖端；
? 氧离子的吸附,SiC?SiO2的反应；
? CO从反应区离去；
? 裂纹形成的新表面被氧化层覆盖，接
着进行下一个腐蚀开裂循环，周而复始，形成宏观裂
纹。其形成的组分中含有硅酸盐晶界薄层。
2）塑性效应引起裂纹的扩展
在高温、无害介质环境中，无机材料的亚临界裂纹扩
展，是裂纹尖端的塑性效应的结果。
晶体中的位错在大于临界剪应力作用下，一些位错源
开始滑移并发射位错，在其露出晶面之前，发生交滑
移，交滑移源发出的位错被送回到裂纹尖端，位错应
力场的作用使裂纹尖端的应力提高，结果在 K1<K0的
条件下发生了亚临界裂纹扩展。
裂纹尖端附近切应变的激活，位错从晶界处的源出发，
在滑移面取向合适的情况下，位错在晶粒内部运动直
到在另一侧晶界处发生塞积，引起裂纹成核。
（依据：多晶体中，晶界既可是位错的发源地，也可
是位错前进的障碍。）
晶界
处的
裂纹
扩展
次裂纹主裂纹
高温下裂纹尖端的应力空腔作用：
在高温下，多晶多相材料长期受力作用，晶界玻璃相粘
度下降，毛细管力在此处引起局部应力，使晶界发生蠕
变或粘性流动，晶界处的气孔、夹杂物、及结构缺陷逐
渐长大，形成空腔，空腔进一步沿晶界方向长大、连通
形成次裂纹，与主裂纹汇合形成裂纹的缓慢扩展。
例如 热压 Si3N4的塑性效应控制亚临界裂纹扩展
K1
V 14000C
13500C
13000C
12500C
12000C
n=10低速区
n=50高速区
通过激活能的计算，其激活能远超过了化学反应激活
能或离子扩散激活能，而与粘滞流动或蠕变过程激活
能相当，所以，裂纹扩展与环境介质无关，而是由粘
滞流动或蠕变过程控制。
高温区断裂韧性增大，原因：塑性效应导致应力松弛,
热压 Si3N4的 K1C随
温度变化的曲线
K1C
温度
3）扩散过程
裂纹尖端区域点缺陷扩散对裂纹的扩展起着一定的作用。
? 在无外加应力作用条件下，材料内部的自扩散随着
温度的提高而加速，导致裂纹的愈合和材料的烧结和致
密化。
+
－
裂
纹
扩
展
速
率
1 2
K1
Al2O3多晶裂纹扩
展和 K1的变化规律
? 当有外加张应力作用时，
裂纹愈合速度很快消失。随
着应力的提高，空位从裂纹
尖端扩散离去的速率下降，
在较大的应力作用下，出现
裂纹扩展。
4）热激活键撕裂作用引起裂纹扩展
裂纹尖端晶格点阵的非连续性，即有高能量的
点阵，借助于热激活作用，裂纹尖端有可能产
生移动。
3.4.4 临界裂纹扩展导致断裂的过程
当裂纹由成核生长和亚临界扩展发展到临界长度，
此时 K1的数值也随着裂纹的扩展增长到 K1c的数值。
至此裂纹的扩展从稳态转入动态，出现快速断裂。
或
裂纹尖端屈服区附近足够大的内应力达到了足以撕
开原子间键，导致固体沿着原子面发生解理。
裂纹快速断裂具备的能量条件：
裂纹前端的弹性应变能释放率等于或大于裂纹
扩展单位长度所需的表面自由能增量。
原子键断裂模型
塑性形变是位错（微观缺陷）运动的结果，说明实际
晶体在远低于理想晶体的屈服强度的应力下，发生塑
性形变。
断裂力学说明材料的断裂是裂纹（宏观缺陷）扩展的
结果。实际晶体在远低于理论强度的应力下，发生断
裂。
两者有相似之处、差异、和相关点。
断裂与塑性形变的比较
3.4 无机材料的断裂过程
? ? ? ? ? ?
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张应力
作用下
的裂纹
扩展和
切应力
下的位
错运动
相同点：
裂纹和位错的前端都将晶体划分为已断裂（滑移）和未
发生变化的两部分。
裂纹扩展和位错运动都使原子键连续破坏。
不同点,裂纹扩展使原子键永久性的撕开，位错运动之
后，断开的原子键随即重新愈合。
? ? ? ? ? ? ?
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? ? ? ? ? ? ?
结构不连续区域的特点：
? 材料中任何结构不连续性都会使局部能量处于高能
量状态，即应力状态；
? 外力作用下，能量高的不连续区域首先发生运动，
在能量较低的不连续区域使其能量降低；
? 结构不连续区域在可能情况下总是降低其能量；
? 不连续区域在运动过程中，遇到势垒，会发生塞积，
引起高度的应力集中，此应力又会激活其他结构不连
续区域。
3.4.2 裂纹成核
结构不连续区域都会使裂纹成核。
脆性
程度
材料类别 滑移系
个数
位错可移动性 裂纹成核途径
室温 高温 可动性 灵活性
全
脆
性
Si3N4
TiC
Al2O
3
TiO2
SiO2
无 无 无 制备过程、机
械加工引入，
热应力引起，
不可能有位错
机理的裂纹成
核。
半
脆
性
MgO
CaF2
LiF
NaCl
CsCl
Al2O
3
TiO2
MgO
小
于
五
个
可 无 制备过程、机
械加工引入，
热应力引起，
可能有位错机
理的裂纹成核。
无机材料的脆性和裂纹成核途径
塑
性
AgBr
AgCl
CaF2
LiF
NaCl
CsCl
五个 可 可 位错滑移最终导致塑
性形变。
空洞合并导致裂纹成
核。
热压 无压烧结 气相沉积
夹杂物
加工缺陷
非均质粗晶
不完善结合区
大气孔
夹杂物
粗晶
表面层缺陷
粗晶
分层
各种制备工艺引入的缺陷类型
接上表
（ 1） 亚临界裂纹扩展
在受到低于临界应力的作用状态下，脆性材
料的裂纹扩展取决于温度、应力和环境介质。
材料处于稳态。
3.4.3 亚临界裂纹扩展（静态疲劳）
（ 2） 亚临界裂纹扩展速率与应力强度因子的关
系
其典型关系式,V=AK1n
特点：
? 几乎所有材料都有一
个不发生亚临界裂纹
扩展的应力强度因子
低限值 K0。
? 超过低限值,V与 K1n
总是呈正比，其中,n
是与机理相关的常数。
? 恒速裂纹扩展区。
? 快速裂纹扩展区。裂纹扩展速率曲线
LogV
I
II
III
K0
1）环境介质的作用 (应力腐蚀）引起裂纹的扩展
玻璃在含有 OH-介质中的亚临界裂纹扩展机理,
OH-对裂纹的强化作用有：
? 吸附导致键强的下降；
? 应力加速了裂纹尖端玻璃的溶解；
? 离子互换导致裂纹尖端张应力的增长。
（ 3） 亚临界裂纹扩展机理
例如：在含水气不同 的 N2气氛中，玻璃 Na2O－ CaO
－ SiO2的亚临界裂纹扩展。
?裂纹生长的主要原因是
应力促进了水与玻璃的化
学反应，生长速率受反应
速率所控制。
?裂纹生长速率几乎与应
力无关，此时裂纹生长速
率取决于 OH-离子向裂纹
尖端迁移的速率。
?裂纹生长的速率又随 K1
的增大而呈指数的增长，
与水气含量无关，裂纹生
长受到玻璃的化学组分和
结构的控制。K1（ Nm-3/2× 105)
V
（ ms-1） III
I
II
水
气
含
量
K1
V
钠钙玻璃
硼硅玻璃
硅玻璃
铝硅玻璃
化学组成和结构对
玻璃区域 III亚临界裂纹扩展的影响
SiC界面的氧化作用引起裂纹扩展过程：
空气中的氧气在裂纹尖端与 SiC发生如下反应,
2SiC+3O2=2SiO2+2CO?
过程包括,? 氧离子通过氧化层传递至裂纹尖端；
? 氧离子的吸附,SiC?SiO2的反应；
? CO从反应区离去；
? 裂纹形成的新表面被氧化层覆盖，接
着进行下一个腐蚀开裂循环，周而复始，形成宏观裂
纹。其形成的组分中含有硅酸盐晶界薄层。
2）塑性效应引起裂纹的扩展
在高温、无害介质环境中，无机材料的亚临界裂纹扩
展，是裂纹尖端的塑性效应的结果。
晶体中的位错在大于临界剪应力作用下，一些位错源
开始滑移并发射位错，在其露出晶面之前，发生交滑
移，交滑移源发出的位错被送回到裂纹尖端，位错应
力场的作用使裂纹尖端的应力提高，结果在 K1<K0的
条件下发生了亚临界裂纹扩展。
裂纹尖端附近切应变的激活，位错从晶界处的源出发，
在滑移面取向合适的情况下，位错在晶粒内部运动直
到在另一侧晶界处发生塞积，引起裂纹成核。
（依据：多晶体中，晶界既可是位错的发源地，也可
是位错前进的障碍。）
晶界
处的
裂纹
扩展
次裂纹主裂纹
高温下裂纹尖端的应力空腔作用：
在高温下，多晶多相材料长期受力作用，晶界玻璃相粘
度下降，毛细管力在此处引起局部应力，使晶界发生蠕
变或粘性流动，晶界处的气孔、夹杂物、及结构缺陷逐
渐长大，形成空腔，空腔进一步沿晶界方向长大、连通
形成次裂纹，与主裂纹汇合形成裂纹的缓慢扩展。
例如 热压 Si3N4的塑性效应控制亚临界裂纹扩展
K1
V 14000C
13500C
13000C
12500C
12000C
n=10低速区
n=50高速区
通过激活能的计算，其激活能远超过了化学反应激活
能或离子扩散激活能，而与粘滞流动或蠕变过程激活
能相当，所以，裂纹扩展与环境介质无关，而是由粘
滞流动或蠕变过程控制。
高温区断裂韧性增大，原因：塑性效应导致应力松弛,
热压 Si3N4的 K1C随
温度变化的曲线
K1C
温度
3）扩散过程
裂纹尖端区域点缺陷扩散对裂纹的扩展起着一定的作用。
? 在无外加应力作用条件下，材料内部的自扩散随着
温度的提高而加速，导致裂纹的愈合和材料的烧结和致
密化。
+
－
裂
纹
扩
展
速
率
1 2
K1
Al2O3多晶裂纹扩
展和 K1的变化规律
? 当有外加张应力作用时，
裂纹愈合速度很快消失。随
着应力的提高，空位从裂纹
尖端扩散离去的速率下降，
在较大的应力作用下，出现
裂纹扩展。
4）热激活键撕裂作用引起裂纹扩展
裂纹尖端晶格点阵的非连续性，即有高能量的
点阵，借助于热激活作用，裂纹尖端有可能产
生移动。
3.4.4 临界裂纹扩展导致断裂的过程
当裂纹由成核生长和亚临界扩展发展到临界长度，
此时 K1的数值也随着裂纹的扩展增长到 K1c的数值。
至此裂纹的扩展从稳态转入动态，出现快速断裂。
或
裂纹尖端屈服区附近足够大的内应力达到了足以撕
开原子间键，导致固体沿着原子面发生解理。
裂纹快速断裂具备的能量条件：
裂纹前端的弹性应变能释放率等于或大于裂纹
扩展单位长度所需的表面自由能增量。
原子键断裂模型
