DP780雙相鋼不同應變速率下的拉伸斷口形貌(a)0.001/s；(b)0.01/s；(c)0.067/s；(d)1/s；(e)10/s；(f)100/s；(g)500/s；(h)1000/s。較低應變速率(0.001~0.067/s)條件下，韌窩在塑性變形階段得到充分長大，形成大量韌窩；隨應變速率增加，斷口韌窩未見明顯變化。當應變速率>1/s時，斷口韌窩越來越不均勻，韌窩尺寸差別較大，大尺寸韌窩深度亦明顯增加，斷口起伏程度增大；還能觀察到越來越多的孔洞。(來源：Li S, et al. J Mater Eng Perform. 2015(24):2426-2434.)

DP600/DP980異種金屬激光焊后的拉伸斷口形貌，拉伸速率1×10?2 s?1, (a)斷口中心區域，(b)接近試樣表面的斷口。(來源：Farabi N, et al. J Alloy Compd. 2011(509):982-989.)

AZ31B 鎂合金在應變速率1×10-3s-1不同變形溫度下的斷口形貌。a)100 ℃；b)200 ℃；c)300 ℃。可以看出, 在較低的變形溫度100 ℃時, 韌窩很淺, 也很少。隨著溫度的升高, 到200 ℃時, 斷口出現了大量韌窩, 且韌窩明顯加深, 韌窩周圍存在著非常明顯的較薄的撕裂棱, 表現出非常典型的韌窩聚合型延性斷裂的特征。在變形溫度到300 ℃時, 沿晶斷裂的特征很明顯, 且晶界滑移引起的晶間微小空洞連接成較大的空洞而導致斷裂的發生。這說明, 由于鎂合金的密排六方晶體結構, 在較低的溫度時, 其變形主要受位錯運動控制, 隨著溫度升高, 原子擴散能力增強, 受擴散控制的晶界滑移逐漸取代了位錯運動, 并開始主導AZ31B 鎂合金的變形過程。(來源：楊東峰等，塑性工程學報，2011,2(18):76-80)

T6 狀態下時效不同時間AA2024 合金樣品斷口的較低倍和較高倍SEM 像：(a)(b)欠時效5 h；(c)(d)峰值時效18 h；(e)(f)過時效48 h。可見斷裂機制為混合型，隨時效狀態不同，各種機制存在競爭關系。欠時效狀態下斷口形貌主要由沿晶界的粗大棱條狀裂紋、穿晶的韌性剪切撕裂紋以及粗大第二相(約10 μm)脆斷形成的韌窩構成，并以前兩種特征最多。峰值時效狀態下的斷口形貌主要由沿晶界的粗大裂紋和粗大第二相脆斷孔坑構成，并以前一種特征為最多。同樣的，這些粗大的裂紋被成片的韌窩連接起來。韌窩的尺寸和內部結構與欠時效狀態樣品情況幾乎相同。過時效狀態下，合金的斷口形貌與其它狀態相比有較大不同，主要由粗大第二相脆斷形成的孔坑、成片的韌窩及少量沿晶斷裂特征構成。韌窩數量明顯增多但深度較淺，小韌窩尺寸也有所減小，平均為0.5 μm，同時，密度增加。韌窩數量和密度的增加，說明了裂紋源的增加有利于降低樣品斷裂前所需消耗的塑性變形能，增加裂紋擴展速度，從而得到較低的UPE 值。(來源：尹美杰等，中國有色金屬學報，2015,25(12):3271-3281)

X90管線鋼母材和焊縫試樣在空氣中的拉伸斷口形貌。可以看出，母材試樣的頸縮現象較焊縫試樣的更為明顯，前者的拉伸斷口上呈現大而深的等軸韌窩，而后者斷口上則是微孔洞與小韌窩相間而生，斷口存在蛇形滑移特征，表現為典型的韌窩微孔型韌性斷裂特征。這是由于材料內部存在的位錯在拉伸過程中于晶界、相界和缺陷等處形成位錯塞積群，在應力集中處誘發微孔洞萌生和長大，從而導致發生縮頸和斷裂。(來源：楊寶等，機械工程材料，2016,40(3):78-81)

設計了兩種不同氮含量(0.75，0.213wt%)的低鎳不銹鋼。圖( b,d) 為兩試驗鋼的宏觀斷口形貌，可見斷口均由纖維區、放射區、剪切唇3 個區組成。圖( a,c) 為兩試驗鋼沖擊斷口SEM 形貌，試驗鋼的斷口形貌都為等軸韌窩，斷裂方式為韌性斷裂。低氮含量試驗鋼的韌窩直徑較小、相對較深，高氮含量試驗鋼的韌窩則分布比較均勻。還可以看到分散的孔洞，這由沖擊過程中的撕裂產生。(來源：徐桂芳，金屬熱處理，2014,39(9):92-95)

最后來一張大自然的杰作！被海水侵蝕的巖石形貌如同韌性材料斷口的韌窩。(來源：科學網徐堅的博文)

 

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