金属断裂与失效分析（刘尚慈 编）第一章 概述失效：机械装备或机械零件丧失其规定功能的现象失效类型：表面损伤、断裂、变形、材质变化失效等第二章 金属断裂失效分析的基本思路§2—1 断裂失效分析的基本程序一、 现场调查二、 残骸分析三、 实验研究（一） 零件结构、制作工艺及受力状况的分析（二） 无损检测（三） 材质分析，包括成分、性能和微观组织结构分析（四） 断口分析（五） 断裂力学分析以线弹性理学为基础，分析裂纹前沿附近的受力状态，以应力强度因子K作为应力场的主要参量 KI ＝ Yσ（ π α ）1/2 脆性断裂时，裂纹不发生失稳扩展的条件：KI ＜KIC 对一定尺寸裂纹，其失稳的“临界应力”为：σc ＝KIC / Y（ π α ）1/2 应力不变，裂纹失稳的“临界裂纹尺寸”为：αc ＝（KIC / Yσ）2/π中低强度材料，当断裂前发生大范围屈服时，按弹塑性断裂力学提出的裂纹顶端张开位移[COD（δ）]作为材料的断裂韧性参量，当工作应力小于屈服极限时： δ＝（8σsα/πE）lnsec(πσ/2σs)不发生断裂的条件为：δ＜δC （临界张开位移）J积分判据：对一定材料在大范围屈服的情况下，裂纹尖端应力应变场强度由形变功差率J来描述。
张开型裂纹不断裂的判据为： J＜JIC KIC——断裂韧性；KISCC——应力腐蚀门槛值（六）模拟试验 四、综合分析 分析报告的内涵：①失效零部件的描述；②失效零部件的服役条件；③失效前的使用记录；④零部件的制造及处理工艺；⑤零件的力学分析；⑥材料质量的评价；⑦失效的主要原因及其影响因素；⑧预防措施及改进建议等 五、回访与促进建议的贯彻§2—2 实效分析的基本思路一、 强度分析思路二、 断裂失效的统计分析三、 断裂失效分析的故障树技术第三章 金属的裂纹§3—1 裂纹的形态与分类裂纹：两侧凹凸不平，偶合自然裂纹经变形后，局部磨钝是偶合特征不明显；在氧化或腐蚀环境下，裂缝的两侧耦合特征也可能降低发纹：钢中的夹杂物或带状偏析等在锻压或轧制过程中，沿锻轧方向延伸所形成的细小纹缕发纹的两侧没有耦合特征，两侧及尾端常有较多夹杂物裂纹一般是以钢中的缺陷（发纹、划痕、折叠等）为源发展起来的一、按宏观形态分为： （1）网状裂纹（龟裂纹），属于表面裂纹产生的原因，主要是材料表面的化学成分、金相组织、力学性能、应力状态等与中心不一致；或者在加工过程中发生过热与过烧，晶界性能降低等，导致裂纹沿晶界扩展。
如： ① 铸件表面裂纹：在1250～1450℃形成的裂纹，沿晶界延伸，周围有严重的氧化和脱碳② 锻造、轧制网状裂纹：由过烧、渗铜、含硫量高等引起 锻件加热温度过高、时间过长，引起晶粒粗化，脆性增加如过烧晶界氧化使晶界强度降低，锻造时沿晶界开裂出现网状裂纹当钢中含铜量过高（＞0.2％）时，在热锻过程中，表面发生选择性氧化（铁先氧化），使铜的含量相对增加，从而使晶界形成富铜相的网络，富铜相熔点低于基体引起开裂同样，锻造时如铜附着在表面，借高温沿晶界渗入导致铜脆在显微镜下可看到游离的铜沿晶界分布当硫量较高时，低熔点的FeS或FeS与Fe的共晶体存在于晶界，高温锻造时，晶界结合强度低，使塑性变形能力下降，导致锻造开裂③ 热处理表面裂纹：淬火加热温度过高，奥氏体晶粒显著长大，淬火冷却中热应力和组织应力共同作用引起裂纹；如发生过烧现象就更容易引起龟裂表面脱碳使工件表里不同含碳量奥氏体的马氏体开始转变温度（MS）不同，冷却先后有差异，扩大了组织转变的不同时性和体积转变的不均匀性使得淬火组织应力增加，使表面产生大的多向应力，产生网状裂纹④ 电弧焊起弧电流过大时，局部热量过高，形成“火字形裂纹”⑤ 淬火后或渗碳后的部件在机加工过程中，表面应力可导致表面裂纹；耐热钢受表面热应力作用产生腐蚀性疲劳裂纹；不锈钢发生晶界腐蚀裂纹。
2）直线型裂纹：常由发纹或其他非金属夹杂物在后续工序中扩展而形成，沿材料纵向分布裂纹两侧和金属基体上，一般有氧化夹杂物和其他非金属夹杂物细长零件在淬火中，在表面冷却比较均匀一致，心部淬透时，淬火应力（组织应力和热应力）超过材料抗拉强度极限，产生纵向直裂纹由于心部淬透的细长工件的表层切向应力总是大于轴向应力，因此淬火裂纹总是纵向直线型 高温高压的蒸汽管道弯管中产生的蠕变裂纹是一些平行的直线性裂纹 （3）树枝型裂纹：零件中应力腐蚀裂纹；应力集中的焊接结构产生的热裂纹有时也呈树枝型 （4）其他裂纹：圆周裂纹：部件变径处由于热应力和组织应力引起的裂纹辐射状裂纹：有内孔的零件，淬火时，内孔处冷速慢，使内孔表面常处于拉应力状态，产生辐射状裂纹锅炉铆钉孔处产生的碱脆裂纹，也是辐射状二、按微观形态分为： （1）沿晶裂纹：晶界腐蚀裂纹、苛性脆化裂纹、氢脆裂纹、蠕变裂纹、回火脆性开裂、磨削裂纹、焊接热裂纹、铸造裂纹、过烧引起的锻造裂纹、热处理裂纹和热脆裂纹等，热疲劳裂纹和应力腐蚀裂纹有时也是沿晶裂纹2）穿晶裂纹：疲劳裂纹、解理断裂裂纹、韧性断裂裂纹、淬火冷裂纹、焊接冷裂纹等热疲劳裂纹、应力腐蚀裂纹等有时也是穿晶的。
（3）混合裂纹：有沿晶的，也有穿晶的，如淬火裂纹 三、按形成原因分： （1）工艺裂纹：铸造、锻造、热处理、磨削、焊接裂纹等 （2）使用裂纹：机械冷应力裂纹、疲劳裂纹、应力腐蚀裂纹、蠕变裂纹等 四、按断裂力学的观点分： （1）稳定性裂纹：零件在服役中裂纹的扩展速率非常缓慢 （2）过渡性裂纹（亚临界扩展裂纹）：裂纹产生后，开始发展缓慢，到一定尺寸，发展加速，造成零件断裂失效 过渡性裂纹和零件的受力条件、裂纹的形状及裂纹处的受力状态有关，其尺寸满足裂纹的强度因子K＜KIC 对于张开型裂纹有： KI＝σα1/2Y（α/W）＜KIC 上述σ是特征应力，α是特征裂纹长度，W是特征尺寸，Y（α/W）物体KI的标定函数 （3）危险性裂纹：临界扩展前夕的裂纹这类裂纹发展甚为迅速，在很短的时间内导致零件失效 定量：裂纹应力强度因子K接近材料的断裂韧性KC；或裂纹扩展速度dα/dt超过一定数值§3—2 裂纹的起源位置裂纹的起源位置取决于应力集中值的大小及材料强度值的高低 一、应力集中与破断起源的关系 按位错理论：对于延性或半脆性材料，形变和破断两个过程的必要条件是使金属发生屈服。
当金属发生屈服后，大量的位错在其运动过程中由于受到障碍物作用而堆积起来，就造成了应力集中应力集中被变形松弛，破断过程则被抑制；反之，若裂纹的发生与发展使应力松弛，则材料会发生破断 服役的零件，形状和材料急剧改变的地方，会产生局部的高应力，其附近的应力状态（分布）也不均匀这种局部应力高于平均应力的现象就是应力集中应力集中系数K=σmax/σcp (应力集中处的最大应力和平均应力或公称名义应力之比)应力集中发生在缺口的尾端应力集中程度（K）与缺口深度t、缺口尖端半径rH有关单边缺口部件应力集中系数：K＝1+（t/rH）1/2≈（t/rH）1/2多缺口（缺口间距b）部件： K＝{(t/rH)•[(b/лt)coth(b/лt)]}1/2材料的强度愈高、塑性愈低，应力集中系数也愈大缺口顶端还会由于形变约束而引起三向应力在平面应变条件下，在缺口前端一段距离处，出现最大三向拉应力区二、材料缺陷所引起的裂纹 疲劳裂纹起始于驻留滑移带，而材料表面和内部的缺陷常是引起驻留滑移带的原因，因此，有缺陷的金属材料，往往疲劳极限比较低三、零件的形状因素引起的裂纹 零件的尖锐的凹角，凸边或缺口部位在制造和使用过程中，产生较大应力集中或开裂。
§3—3 裂纹的扩展方向 一、裂纹的走向（由应力原则或强度原则确定）①应力原则：在金属脆断、疲劳脆断和应力腐蚀断裂情况下，裂纹的扩展方向一般都垂直于主拉伸应力的方向；而当韧性金属承受扭转载荷或金属在平面应力的作用下，其裂纹的扩展方向一般平行于剪切应力的方向上述两种情况可以说明裂纹走向由零件的最大应力确定②强度原则：裂纹总是要沿着最小阻力路线—即材料的薄弱环节或缺陷处—扩展缺陷是薄弱点，常引起裂纹的转折扩展材质符合要求的条件下，应力原则起主导作用；材质不符合要求时，强度原则起主导作用 二、裂纹源与裂纹方向的判定裂纹通常起源于零件的应力集中处；材料缺陷处形成应力集中常引起裂纹有时在扩展中裂纹常常会出现分支，称为支裂纹或次生裂纹支裂纹源区一定在主裂纹中，且裂纹源的方向通常与支裂纹扩展方向相反，也就是说分叉或分支裂纹，汇合为主裂纹随着裂纹的扩展，零件的有效截面不断减少，即有效载荷也随之不断加大因此，韧性材料随着裂纹的扩展，破断侧面残留的范性变形也有所增加主裂纹产生最早，扩展速度最大主裂纹产生后，在裂纹附近，应力得到松弛，因此，二次裂纹扩展速度小，尺寸总小于主裂纹的尺寸二次裂纹并不是“主”裂纹的分支，而是产生于“主”裂纹后期，扩展至“主”裂纹后受到其阻止，二者相遇角度近900。
§3—4 裂纹周围及裂纹前端情况金属表面或内部缺陷为裂纹源的，一般能找到作为裂纹源的缺陷；裂纹转折处一般能找到引起转折的缺陷高温下产生的裂纹或室温下产生又随加工工序加热至高温的裂纹，其周围将存在氧化和碳化的现象碳钢和低合金钢在＜250℃（低温回火的范围）时，裂纹周围的氧化层很薄，从金相上难以看到＜650℃时，可看到裂纹内填充着浅灰色的氧化铁，而两侧无显著的氧化脱碳现象650℃～AC1时，除裂纹中被氧化物所填充外（氧化物的颜色随加热的介质不同而不同），裂纹两侧还发生脱碳现象，加热以前热处理状态不同，加热后脱碳层中的铁素体状态也不同如加热前是淬火状态，脱碳层中的铁素体仍保持原马氏体的针状方向；如加热前是退火或其他状态，则脱碳层中铁素体成多边形或块状裂纹前端的情况：一般机械冷应力裂纹、淬火裂纹、铸造冷应力裂纹、锻后冷却不当裂纹等前端是尖锐的使用裂纹的疲劳、应力腐蚀裂纹前端是尖锐的各种热裂纹的前端是圆钝的蠕变裂纹、热疲劳裂纹等的前端也是圆钝的尖锐的裂纹经过高温加热（如回火），其前端也是圆钝的第四章 金属的断口分析技术§4—1 金属断口的基本类型按断裂微观形貌分类：①沿晶脆性断裂，②解理断裂，③准解理断裂，④疲劳断裂，⑤应力腐蚀断裂，⑥氢脆断裂，⑦韧窝断裂，⑧滑移面分离，⑨蠕变断裂。
断口的形貌是由断裂机理所决定的不同的断裂机理，断口的微观形貌也不同按断口微观形态分类中，韧窝断裂、滑移面分离和蠕变断裂属于延性断裂，其余属于脆性断裂§4—2 断口试样的制备和保存铁、钢、合金钢清洗断口可用的溶剂：丙酮、氯仿、1％碱溶液等断口保存，可在表面涂一层保护材料，如醋酸纤维（10％的醋酸纤维丙酮或醋酸甲脂），也可放在真空干燥器里§4—3 断口的宏观分析试样的制备和保存×1～×100§4—4 断裂源区宏观位置的确定光滑圆柱试样的拉伸断口由纤维区、放射区、剪切唇三个区域组成在通常情况下，金属材料的断口均出现断口三要素形貌特征，只是它们的区域大小、分部位置、出现的形状不同而已；但有时在断口上只出现一种或二种要素一、纤维状区域中心处为裂源如果断口的三要素齐全，裂源一定位于纤维区域中心处如果纤维状区域的形状是圆形或椭圆形时，则它们的圆心为裂源部位如果纤维状区的形状是半圆（例如冲击断口）或弧形条带（如缺口圆柱拉伸试样断口）时，裂源在试样表面处萌生二、放射条纹或人字条纹的收敛处为裂源无缺口件）放射条纹或人字条纹是裂纹在平面应变条件下，发生低能量快速断裂时形成的如果试样上原来开始缺口，则由于裂纹首先在缺口处形成，且由于应力集中的原因，裂纹沿缺口处的扩展速度较快，而中心较慢，故形成的人字条纹收敛方向与无缺口时相反。
三、裂源位于零件表面的无剪切唇部位：一些机械构件如厚板、容器、轴类等四、裂源位于断口的平坦区域 断裂件的宏观断口形貌，通常呈现平坦区和凹凸区两部分，后者通常是裂纹失稳扩展的形貌特征平坦区是裂纹亚稳态缓慢扩展区裂源也位于平坦区内 五、疲劳前沿线曲率半径最小处为裂源当断口上具有明显的疲劳断裂宏观形貌特征，即贝壳状条纹时，则疲劳源位于疲劳前沿曲率半径最小处，如断口上有与贝壳条纹相垂直的放射状条纹，则疲劳源在放射状条纹的汇集处六、环境断裂件腐蚀或氧化最明显处为裂源由于环境因素引起的断裂有：腐蚀疲劳、热疲劳、氢脆、蠕变断裂等其断裂源部位受环境介质、温度等条件的影响最大因此这类断口的裂源区被腐蚀或氧化也最明显七、断裂源处往往有缺陷断裂源往往在零件的自由表面（铸件例外）断裂萌生的部位有产生应力集中作用的缺陷（材料缺陷和加工缺陷）和结构因素§4—5光学显微镜断口分析技术 光学显微镜的有效放大倍数低，焦点深度浅（物镜的垂直鉴别率—景深），不适于作断口观察一、 直接观察二、 断口剖面观察§4—6 电子显微镜断口分析技术 透射电镜（TEM）扫描电镜（SEM）§4—7 断口腐蚀坑技术 金属材料的腐蚀坑，通常可分为位错腐蚀坑与位向腐蚀坑，失效分析中的腐蚀坑技术就是利用不同的晶体在一定的浸蚀介质下产生的位向腐蚀坑来分析和判断断裂的晶体取向。
金属材料在一定的腐蚀介质作用下，晶体会发生溶解，这种溶解一般是不均匀的，有些晶面的溶解速度大，这些易溶晶面一般为晶体的低晶面指数面同时，腐蚀溶解不是各向同性，而是各向异性如是各向同性，蚀坑将呈现一个圆锥体；如是各向异性，蚀坑将呈现一个角锥体这个角锥体是多面体几何形状的一部分蚀坑在特定的晶面上产生，具有特定的形状利用蚀坑的几何参数与晶面指数之间的关系，十分析研究断裂面晶体取向的一种简单的测试技术一、 多面体蚀坑二、多边形腐蚀坑：是在不同的晶面上（失效分析时被研究的断面）浸蚀低晶面指数晶面得到的腐蚀坑§4—8 断口定量分析定量分析主要是断口的特征花样的定量分析第五章 金属的延性和脆性破坏断口特征§5—1 延性破坏的断口特征 一、延性破坏的断口宏观特征延性断裂的表现形式：一种是切变断裂对于单晶体，某一滑移面在做大量滑移后断裂，断裂是沿滑移面发生，断裂面就是滑移面另一种是试样经塑性变形后产生缩颈，其断面收缩率为100％一般金属断裂断面收缩率达不到100％断裂过程中在缩颈区中心部位形成大量空洞且不断长大和联结，最后发生断裂，断裂的断口由纤维区、放射区和剪切唇组成一般情况，延性断口宏观形态的基本特征是：断口有明显的纤维区，断口颜色灰暗，边缘有剪切唇，断口附近有明显的塑性变形。
另一种延性断口的宏观特征是：切断韧性断口（又称倾斜断口），断口平面与拉伸轴线成450角，附近有明显的宏观塑性变形形成这种断口，是当材料（如镁合金、变形铝合金、冷加工钢、材料在高温下）抗剪强度极限较低或断口分离过程是在平面应力状态作用下发生的，是由切应力引起的延性断裂利用断口的剪切唇估计KIC：平面应变条件下，小范围屈服的断裂，断裂的剪切唇宽（S）与断裂韧性（KIC）的关系 S＝f(n)( KIC/σs)2 σs—屈服强度f(n)—与硬化指数n有关的函数，20Cr2MoV为0.18，30Cr2MoV为0.16，试件厚度B应满足B≥KS（对中强度钢K＝5，高强度钢K＝6）二、 延性破坏断口的微观特征延性破坏断口的纤维状区和剪切唇区的电镜相貌上，有大量韧窝大多数材料，韧窝内有夹杂物或第二相粒子由于工程金属材料中存在大量的夹杂物和第二相粒子，因此只能发生不完全延性断裂断裂过程中，在第二相粒子周围产生空洞，这个过程在缩颈开始形成后更加明显，通过空洞长大，联接，发生韧窝断裂韧窝的存在，说明材料至少在局部微小区域内曾发生过强烈的塑性变形但宏观是否出现很大的延性还不能确定如宏观判断是延性破坏，其微观形貌一定有韧窝。
此时材料是在普遍屈服的情况下发生断裂的如果材料满足平面应变条件作快速的不稳定低能量扩展，就整个构件来说，宏观塑性变形不大，破坏是脆性的，材料未曾发生过普遍屈服，但在断口两侧的微观区域内，仍然发生过很大的剪切变形，其断裂是微孔型的的能量撕裂（假定此时不发生解理），断口也是韧窝花样所以，韧窝花样只说明断裂过程是按微孔聚集型的方式进行的，而不一定说明是延性的韧窝不仅在晶内，而且在晶界也能形成晶界韧窝，不一定以第二相粒子为核心耐热钢高温低应力蠕变断裂是微孔聚集型的沿晶断裂沿晶型的韧窝断裂，无明显的宏观塑性变形，属脆性断口蠕变断裂一般是延性的？韧窝的形态受应力状态的影响较大韧窝密度与第二相质点近似为线性关系；韧窝大小也与第二相质点的间距有关韧窝的深浅可以判断材料的塑性变形能力三、蛇形滑移花样一般纯金属或韧性较好的合金或材料缺口的底部，都在较大的塑性变形后以滑移面分离形式断裂金属的完全延性断裂也是一种沿滑移面不断滑移造成的断裂大多数工程材料滑移不是在单一的滑移面上进行；但由于晶粒位向不同，相互约束牵制，不能只沿一个滑移面滑移而分离，而形成起伏弯曲的条纹形貌，一般称之为蛇形滑移花样一些高延性金属，滑移可不断进行下去形成涟波状花样，或拉伸痕迹区，或者无特征的平滑区域。
无特征区宽度与KIC有关）§5—2 解理断裂的断口特征解理断裂是脆性的穿晶断裂，通常发生在非面心立方晶格中，沿特定的低晶面指数的原子面进行，发生原子尺度范围的拉伸分离，几乎不发生塑性变形一、解理断口的宏观特征解理断口通常呈脆性断口特征，没有明显塑性变形；断口与正应力垂直，断口表面平齐，断口的颜色比较光亮其最突出的宏观特征是有小刻画面放射状条纹（或人字条纹）小刻画面在强光下转动时可以看到很亮的反光小平面小刻面即为解理刻面，许多小刻面组成解理断口二、解理断口的微观特征 解理断裂的微观特征：有解理台阶与河流花样，解理舌，解理扇以及鱼骨装花样等最常见的微观特征是河流花样河流花样通过晶界时，形貌发生变化解理舌是其典型特征之一§5—3 准解理断裂的断口特征 一、准解理断裂断口的宏观特征 准解理断口是一种脆性断口，其宏观特征与解理断口类似，也具有小刻面与放射装花样等特征 二、准解理断裂的微观特征 准解理断裂是一种穿晶断裂，断口有解理断裂的形貌，又伴随很多的局部塑性变形痕迹其小断面尺度相当于淬火前原奥氏体晶粒度大小，不像解理断口那么平整并稍有凹陷；河流起源于晶内，形状短而弯曲，支流少，形成大量高密度撕裂棱；有时也有舌状花样；常发生在回火马市体或贝氏体组织中。
准解理小断面位向与铁素体基本的解理面{100}并不严格对应§5—4 沿晶断裂的断口特征（主要讨论沿晶脆性断裂） 一、沿晶断裂通常是脆性断口 蠕变是吗沿晶断裂通常是脆性断口，断裂前无明显塑变；断口一般与正应力垂直；断口表面平齐，断口边缘往往没有剪切唇；表面呈颗粒状，通常呈现出晶粒的外形；断口的颜色有时比较光亮，有时却比较灰暗；有时也有放射装花纹或人字花条纹暗灰色的脆性断口大多是钢的热脆、回火脆性、时效脆性、过热、应力腐蚀、热疲劳断裂、焊接热裂、蠕变断裂等沿晶脆断断口氢脆断裂的断口颜色比较光亮二、沿晶断裂断口的微观特征晶粒是多面体，沿晶断裂的微观形貌反映出这种多面体的特征沿晶断裂的原因通常有三种情况：①晶界上存在脆性沉淀相，②晶间弱化，③晶界受环境因素作用沿晶断裂按断裂的性质可分为：①沿晶脆性断裂，②沿晶延性断裂（沿晶蠕变断裂），③沿晶疲劳断裂（高温疲劳断裂）1．晶界沉淀相引起的沿晶脆断一类是沉淀相连续，当晶界上的沉淀相粒子覆盖率为100％，形成脆性网状薄膜时，以脆性薄膜分裂发生断裂奥氏体Cr—Ni钢中碳化物沿晶界呈网状分布，就引起沿晶脆断另一类是沉淀相不连续，但有相当的晶界覆盖率。
当外力作用于沉淀相位置时，围绕晶界沉淀相首先形成显微孔洞，这些空洞长大，最后连续起来，引起沿晶裂纹，导致沿晶断裂2．晶界上杂物引起的晶界脆断某些固溶杂质的晶界偏聚，是沿晶脆断的主要原因之一高强度低合金钢中的第一类回火脆性，又称350℃脆性，不但是伴随马氏体回火的显微组织转变所引起的，碳化物或氮化物的沉淀也是第一类回火脆性的原因杂质的存在，是第一类回火脆性发生的必要条件杂质元素向晶界偏聚引起第二类回火脆性和沿晶断裂已为大量事实所证明这类脆性常是当合金钢在375～560℃温度范围等温时效时被观察到，也可能在回火后缓慢冷却时产生晶界的杂质偏聚也对结构钢的延性—脆性转变温度有影响第六章 疲劳断裂特征§6—1 疲劳断口的宏观形貌特征疲劳断裂在宏观上是垂至于最大拉应力方向发生的，在具有各种缺口的构件中，断裂方向可能有局部变化；表面部显示塑性变形，除了低循环强度范围的断裂以外，都是脆性断口其断口由平滑的疲劳断裂区和凹凸不平的最终断裂区所组成疲劳断裂区有时呈现一种发亮的平滑区；最终断裂区在韧性金属中为纤维状断口，而脆性金属中则为人字花样或结晶状等平滑区主要为疲劳裂纹的稳定扩展区域，通常呈脆性断口特征。
在平滑区中可观察到“年轮”，这是疲劳断口突出的宏观特征年轮是裂纹前沿线扩展时留下的痕迹，是裂纹前沿间歇扩展的依次位置年轮的间距反映零件所收应力的变化规律韧性材料疲劳裂纹扩展缓慢，年轮间距小；硬的材料往往不出现年轮疲劳断裂过程中，先发生微裂纹，然后一些微裂纹合并导致主裂纹扩展疲劳裂纹扩展区常与外界相通，断口表面受到各种介质的氧化或腐蚀，常呈黑色或褐色疲劳断口的瞬断区由纤维状、放射状及剪切唇三部分所组成§6—2 疲劳断口的微观形貌特征 一、疲劳裂纹第一阶段的微观形貌在疲劳断裂的初始阶段，显微裂纹的扩展主要以滑移方式进行，只有2～5个晶粒范围，与拉伸方向成450角二、疲劳裂纹扩展第二阶段的微观特征 1．疲劳纹的一般特点与存在条件第二阶段其断口主要特征是疲劳纹（辉纹、平行条纹）的存在在疲劳断口的微观范围内，通常由许多大小不同、高低不同的小断块组成疲劳纹是一系列基本上互相平行的条纹，略带弯曲呈波浪形，并与裂纹局部扩展方向垂直每一条辉纹代表一次载荷循环形成疲劳条纹的条件之一是至少1000次以上的循环寿命，必要条件是疲劳裂纹前端必须处于张开型的平面应变状态2．疲劳纹的类型及其形态通常把疲劳分成延性疲劳和脆性疲劳。
延性疲劳纹可分为：非晶体学的延性疲劳裂纹，其形态与金属的晶体结构、组织无关在疲劳纹花样中，看不到晶界、显微组织的痕迹在高应力强度因子幅△K下形成的延性疲劳纹大多是非晶体学的延性疲劳纹高分子聚合物、体心立方金属等材料，即使在低应力强度因子幅下也形成非晶体学的延性疲劳纹晶体学延性疲劳纹，具有晶体学特性§6—3 疲劳断口的定量分析（略）第七章 应力腐蚀破裂金属在拉应力和特定的腐蚀环境的共同作用下发生的脆性断裂称为应力腐蚀破裂（SCC）§7—1 应力腐蚀破裂的特征 一、应力特征 1．拉应力引起的SCC残余应力的影响大于工作应力缝隙中的腐蚀产物体积大于生成他的金属，可以产生很高的应力，足以引起SCC2．存在一临界应力σSCC当工作应力低于σSCC时将不产生SCC二、环境因素 1.“合金—环境”组合的特性 2．溶液的温度和浓度3．能使金属钝化：合金的均匀腐蚀率超过0.12～0.25mm/a便很少发生SCC三、SCC裂纹扩展的速度§7—2 应力腐蚀破裂的机理活性通路—电化学理论认为，在合金中存在易腐蚀“活性通路”，电化学腐蚀沿“活性通路”进行应力撕破金属活性通路的表面膜，电解液进入裂纹尖端，迅速产生电化学腐蚀。
活性通路产生的原因：晶界和晶界的析出相，产生沿晶SCC的材料晶界电位低于晶内；塑性变形引起的阳极区或阳极晶界区等对于低碳钢，晶界析出的碳化物会引起晶界处铁素体的变形，成为连续的活性通路，引起晶界SCC奥氏体不锈钢在敏化温度范围内于晶界析出碳化铬，构成晶间破断的通路机械化学效应理论认为，在拉应力和腐蚀介质的联合作用下，金属表面产生微裂纹，裂纹前端快速溶解应力腐蚀电池的阴极区是金属的表面，阳极区是裂纹两侧和尖端两侧被氧化膜覆盖使腐蚀极为缓慢；尖端因受应力集中的作用产生局部塑性变形，使其阳极溶解加速形变屈服的金属可达高的屈服速度，证明了机械化学效应对阳极溶解型SCC一般以表面膜破裂理论解释腐蚀产物楔入理论阐明固体腐蚀产物的楔入是产生拉应力的来源腐蚀的阴极反应产生氢，氢脆理论认为所有SCC都是氢引起的在应力作用下腐蚀反应生成的氢扩散到裂纹前缘，在三向应力区富集导致开裂§7—3 应力腐蚀裂纹形态及断口形貌一、应力腐蚀裂纹的起源应力腐蚀裂纹起源于与腐蚀介质相接触的表面二、裂纹的形态特征应力腐蚀裂纹宏观上垂直于拉应力，形态呈树枝状裂纹有：晶间型、穿晶型和混合型混合型是以一种形态为主，支缝中出现另一种形态。
三、应力腐蚀断口形貌特征1．宏观特征SCC破断宏观断口为脆性断口，没有明显塑性变形，断口与拉应力方向垂直断口表面无金属光泽，为褐色或暗色，发生腐蚀或氧化氧化物或腐蚀产物分布不均匀，在裂源处最多2．微观特征碳钢和低合金钢的应力腐蚀断口大多是沿晶开裂；在含Cl－介质中铬不锈钢呈沿晶断裂；奥氏体不锈钢在Cl－介质常为穿晶断裂穿晶型的应力腐蚀断口，往往具有 “块状花样”、“泥状花样”及“河流花样”、“扇形花样”等形貌特征应力腐蚀的微观断口还具有腐蚀坑及二次裂纹等形貌特征高强度钢，断口形态随K值变化第八章 金属的氢损伤§8—1 钢中的氢一、氢的来源氢来源于：①金属的冶炼及热加工过程中，可能吸氢，②酸洗、电镀时有部分氢进入金属，③工作介质中含有氢，④放氢型腐蚀阴极反应生成的氢进入金属二、氢在钢中存在的形式氢在钢种存在的形式有如下几种：①以氢原子的形式固溶于钢中在高强度钢中，氢主要是以原子状态溶入金属晶格中，形成间隙固溶体氢原子在铁中扩散激活能很低，很容易在钢种扩散，是产生氢脆的主要作用者；②氢以离子H+形式存在进入金属中的氢有一部分可离解成H+和电子离子H+被电子所束缚，活动能力降低；③生成H2。
金属中氢含量超过其在固体中的溶解度时，便从过饱和固溶体中析出成为H2H2易于在金属内部缺陷如晶界、相界、微裂纹、硫化物等夹杂物处析出，使金属产生白点④生成氢化物氢与某些元素生成氢化物钛合金中，当H含量超过固溶度时生成TiHx（x＝1.53～1.99）使韧性下降；钢中的Fe3C和H2反映生成C H4，使钢产生裂纹氢在应力梯度作用下，向缺口尖端及裂纹尖端的三向应力区偏聚，引起氢脆§8—2 氢脆的类型金属与合金在应力作用下，纯粹由于氢的缘故，经一定时间后破坏，称为氢脆氢脆是一种延性破坏一、第一类氢脆第一类氢脆为内部氢脆，是金属在冶炼和各种加工过程中吸收过量的氢而造成的，对于钢，氢含量＞3ppm就可出现这种氢脆裂纹在材料受载之前已经存在，再除氢已无济于事，是不可逆的第一类氢脆包括：氢腐蚀、钢中白点引起的氢脆、氧化物氢脆等1．氢腐蚀氢腐蚀是氢在高温高压下，与钢中的碳及Fe3C发生化学反应，生成CH4，在钢中生成裂纹和鼓泡，使钢的性能下降或破坏氢腐蚀主要发生在高温（一般高于220℃），故也称高温氢腐蚀，也是一种不可逆的脆性当氢进入钢中，在高温下引起钢的组织和成分发生变化，致使钢内部脱碳并产生裂纹。
氢腐蚀可发生于钢在氢环境工作条件下，也可发生在高温（高于350℃）下蒸汽管道中，4H2O+3Fe→Fe3O4+8[H]，就会造成氢腐蚀氢腐蚀的过程是一种脱碳过程Fe3C+4[H] →3Fe+CH4，或者C+4[H] →CH4，甲烷在钢中的扩散能力很低，聚集在晶界原有的微观空隙内该区域的碳浓度降低了，要通过扩散来补充，这样CH4量不断增大形成局部高压，产生裂纹钢产生氢腐蚀后，在钢表面发生严重的脱碳，特别是在温度较高、氢压较低时；在钢的表面下，裂纹在铁素体和珠光体界面上形核裂纹长大过程中，珠光体中的渗碳体逐渐消失在杂质处，特别是硫化锰处也可形成裂纹提高温度，氢蚀加快2．白点冶炼等加工过程中吸收过量的氢，在冷却中未及时逸出，氢原子将从固溶体中析出并存留在某些显微空隙处结合为分子状态，产生高压力氢分子析出造成的内应力可与相变应力共同作用造成脆性开裂钢中的白点在纵向断口上为椭圆形的白色斑点二、第二类氢脆第二类氢脆是在应力和含氢介质作用下引起的脆性断裂高速变形不发生第二类氢脆，变形速度降低，金属的氢脆敏感性增加；裂纹源是应力和氢脆交互作用下逐步形成的这类氢脆通常是可逆的（α钛合金可出现不可逆氢脆）。
§8—3 氢脆断裂的形态特征氢脆不是一种独立的断裂机制，氢的加入只是有助于某种断裂机制，其断裂方式可能是沿晶的也可能是穿晶的一、宏观特征钢出现氢脆时，由于延性和塑性下降，故为脆性断口，断口比较平齐大型铸件因白点发生断裂，在断口上可观察到白点，在纵向断口上，白点多椭圆形，直径从零点几毫米至十几毫米，亦有大至几十毫米者在横剖面上白点为一细小的裂纹（发纹）高强度钢的氢脆断口比较平齐，裂纹源大多在皮下对于缺口试样，缺口半径大时，裂源远离缺口，半径小时，则靠近缺口氢脆断口上存在放射状条纹；或是呈颗粒状二、显微特征白点裂纹大多数情况下是穿晶裂纹，白点裂纹的边缘呈锯齿状裂纹附近未发现氧化脱碳现象高强度钢氢脆断口无固定的特征低合金钢氢致开裂断口的不同部位（相对不同的KI值），随着裂纹的扩展方向，断口形貌从沿晶断裂到韧窝断裂呈规律性变化第九章 金属的蠕变断裂蠕变是金属在恒定应力（在一定温度下，晶粒表面或近表面物质有一定活度，逐渐由高势能态向低势能态转变，即晶体表面张力作用下，表面积缩小的过程就是蠕变，其不过只是受外界应力的影响而已）下发生缓慢而又连续的塑性变形现象蠕变断裂是一种独立的断裂机制蠕变后金属不到屈服点就有可能屈服或断裂。
碳素钢在300～500℃以上才会出现蠕变现象；合金钢在400℃以上才会出现蠕变现象蠕变失效：由蠕变导致的失效蠕变失效，分为两类：蠕变变形失效和蠕变断裂失效蠕变伸长aod时间τⅡcbⅢⅠ§9—1 蠕变曲线典型的蠕变曲线有四个阶段，如图所示oa为瞬时蠕变阶段ab为蠕变第Ⅰ阶段，称为蠕变减速阶段bc为蠕变第Ⅱ阶段，其特点是蠕变速度为常数，在整个蠕变阶段中，这部分的蠕变速度最小cd为蠕变加速阶段至d点试样发生蠕变断裂蠕变的第Ⅲ阶段可占整个过程时间的40～45％蠕变第Ⅰ阶段，低温时其蠕变曲线可用如下经验公式表示 ε＝ε1+αlgτ式中α与ε1均为常数，故又称为对数蠕变或α蠕变高温时蠕变第Ⅰ阶段可写成ε＝ε2+βτ1/2式中β与ε2均为常数，故又称为β蠕变在其中间温度时采取 ε＝ε＇+αlgτ+βτ1/2恒速的蠕变第Ⅱ阶段是蠕变量ε和时间τ呈线性关系，即ε＝ε3+Kτ式中ε3与K均为常数 蠕变加速的第Ⅲ阶段是蠕变裂纹大量萌生和扩展至断裂的阶段，这一阶段无公认的表达式，一般称为γ蠕变阶段§9—2 蠕变与温度和应力的关系一、蠕变速度与温度和应力的关系1．蠕变速度与应力的关系在给定温度下，第Ⅱ阶段蠕变速度和应力之间的关系，……2．蠕变速度与温度的关系……温度对蠕变的影响表现在两个方面：一是直接影响材料常数，一是影响材料的变形机制。
当温度小于0.4Tm时，滑移机制起主导作用；0.4～0.5Tm时位错可以发生角滑移，出现回复蠕变0.5Tm以上时为攀移蠕变更高好的温度为扩散蠕变二、断裂时间与温度和应力的关系1．断裂时间与应力的关系……2．断裂时间与温度的关系§9—3 蠕变过程中金属内部组织结构的变化一、晶界滑动 在温度超过材料的等强温度，由于晶界强度下降，在负荷作用下晶界将产生滑动和迁移，进而对蠕变伸长作出贡献温度升高和形变速度下降，晶粒细小的时候对蠕变伸长贡献大，但相对晶内形变造成的蠕变来说，只是蠕变量的一小部分 二、滑移在蠕变整个过程中，通常都有滑移产生，所以滑移是整个蠕变过程中的重要机制滑移时蠕变伸长量的贡献比由晶界滑动和迁移所做的贡献大温度升高，滑移带不明显，这是由于滑移带加宽，在显微镜下看不到，滑移带之间充满了精细滑移蠕变伸长量绝大部分来自精细滑移，常称之为无滑移流变式损失蠕变精细滑移对蠕变变形的贡献有时比粗滑移所引起的蠕变量要大三、亚晶的形成亚晶的形成也是蠕变过程中重要的结构变化在高温下形变往往不均匀，滑移比较集中，同时也产生许多形变带和扭折带，以及点阵弯折这些将有利于多边化的进行，从而形成亚结构。
形成完整和稳定的亚结构主要在Ⅱ阶段亚晶界就是位错墙，是位错密度很高的位错胞壁亚晶界的内部还有位错亚晶的形成过程相当于在应力作用下的多边化过程，需要位错的交滑移和攀移亚晶本身是比较稳定的，但是亚晶粒的相对旋转会引起蠕变，所以就整个材料来说，含有亚晶的材料容易变形曾错能低的金属如Cu、γ－Fe在蠕变中可出现再结晶现象再结晶温度比静态再结晶温度要低，而且不一定要在回复过程完成之后才开始结晶，更倾向于以再结晶软化再结晶现象一般出现在第Ⅱ阶段和第Ⅲ阶段高层错能金属不易发生再结晶在高温和应力的作用下，合金及耐热钢的蠕变过程中还会发生与析出相有关的复杂变化：促进新相的形核与长大；加速第二相质点的聚集；合金元素在基体和析出相间重新分配§9－4蠕变理论一、蠕变形变机制图（略）高温下材料的蠕变变形在不同的条件下由不同的机制控制大致分为两类：位错蠕变和扩散蠕变二、蠕变理论一金属熔点Tm为准，按照温度不同，可分为三类：当T＜0.25Tm时为低温蠕变，此时基本上不产生回复；当0.25Tm＜T＜0.5 Tm时称为中温蠕变，此时动态回复可显著进行，但扩散并不见明显；当T＞0.5Tm时称为高温蠕变，此时扩散过程能显著进行，回复通过位错的攀移来实现。
一）低温蠕变低温蠕变是对数蠕变，可以用（9-1）是来描述其变形的时间和规律最早的低温蠕变理论是位错耗竭理论目前低温蠕变比较合适的是林位错理论加工硬化的第Ⅱ阶段（线性硬化区）开始时，原滑移系统中位错塞积产生的长程应力导致次滑移系统的激活，于是产生大量林位错林位错是穿过滑移面的位错，它可以是原生网格中的位错，也可以是次滑移系统中的位错林位错理论认为，低温时没有回复，滑移位错受到林位错交截时的阻碍：①林位错的钉札作用；②和林位错的弹性交互作用；③形成割阶等滑移位错和林位错相遇时，可通过位错反应形成一个相互吸引的交结，滑移位错要越过去，必须破坏这个交结，这需要外力做功来供给所需要的能量有效交结激活能等于没有外力时激活能克服林位错产生的弹性内应力后对位错移动所做的功但在恒应力蠕变时，由于原滑移面中位错和林位错的增加所造成的加工硬化，要使作用在位错上的力不断增加才能克服弹性内应力，因此有效的应力不断减少，从而蠕变变形不断减少根据林位错理论得出的蠕变变形－时间公式与（9－1）式经验公式一致二）中温蠕变理论中温蠕变时，其蠕变曲线可用式（9-3）所示的混合形式表示对蠕变激活能的研究发现，在中温范围蠕变激活能与交滑移激活能很接近，因此中温回复蠕变机制是螺位错交滑移机制。
螺位错可以沿着通过位错线的任何平面运动，但它的滑移的平面应是阻力最小而且应力又最大的平面，若在这个平面上的运动受阻，可以在热激活的帮助下沿其他平面滑移不论是高层错能材料还是低层错能材料，螺位错若分解为扩展位错，则在交滑移之前必须事先束集，而且束集的长度要达到一个临界值如果束集太短，位错有可能重新分解回到原来的滑移面上，不能实现交滑移束集的能量需要热激活来提供，不论金属层错能的高低，只要应力和温度达到要求，交滑移就可以通过一次激活完成交滑移的产生，之多导致位错螺型部分的销毁，故随着蠕变的进行，位错密度不断增加因此蠕变速率总有下降趋势而达不到稳定所以，位错交滑移的蠕变机制是一种不能完全消除硬化的回复过程，它主要反映蠕变第Ⅰ阶段过渡到第Ⅱ阶段是的一种低温回复三）高温蠕变1．位错蠕变温度较高时，蠕变第Ⅱ阶段和第Ⅰ阶段重叠，故这时总蠕变可写为ε＝ε＂+βτ1/3+Kτ高温位错蠕变由β蠕变与稳态蠕变两部分组成（不考虑蠕变第Ⅲ阶段）β蠕变由于在形变中发生位错塞集，在热激活的帮助下，位错通过攀移不断地进行多边化，使蠕变不断发生在β蠕变时，温度较高，可以发生一些回复，但回复软化还不足以与加工硬化相平衡，因而蠕变速率逐步下降，当回复与应变硬化达到平衡时，就进入蠕变稳态阶段。
高温蠕变激活能与自扩散激活能一致在位错蠕变中，自扩散与位错攀移过程中的空位扩散有关在稳态蠕变过程中，Weertman理论时稳态蠕变的位错攀移理论，其具体出发点是稳态蠕变由位错的攀移所决定位错不断增殖，同时又不断通过攀移而消失增殖与攀移处于平衡时就达到稳态蠕变位错攀移有多种形式：a.越过Lomer-Contrell位错；b.临近滑移面上异号刃位错相消；c.位错通过攀移形成小角度晶界或加入已存的小角度晶界；d.在晶界前塞集的位错沿晶界攀移；e.塞集在第二相质点前的位错，将攀移越过第二相质点可见，稳态蠕变，若某一个位错被激活发生了攀移，为了使应力状态平衡，位错源必须再放出一个新的位错以恢复原有的位错排列另一方面攀移上来的位错或者与异号位错遭遇而消失，或者被晶界、亚晶界所吸收这样蠕变不断地进行，内部又形成了亚晶，亚晶界上的位错密度不断增加，但晶内的位错密度大体不变稳态蠕变速度和位错攀移速度成正比位错攀移必然导致局部空位浓度的变化，位错的攀移速度取决于位错线周围空位的浓度梯度由扩散方程考虑空位的流动可得出稳态蠕变的速率2．扩散蠕变扩散蠕变是高温低应力下的一种蠕变机制其发生的温度范围为0.85～1 Tm，是以大量空位沿一定的方向扩散，从而引起蠕变。
这种机制的蠕变速率既与外加应力成正比，也与金属的自扩散速率成正比§9－5 蠕变断裂理论一、蠕变断裂类型与蠕变断裂机制图蠕变断裂可以是穿晶的，也可以是沿晶的当发生高温断裂时的温度低于等强温度时，由于材料的晶内强度低于晶界强度，这时发生穿晶型蠕变断裂高温下发生快速断裂时，由于等强度温度升高也会发生穿晶型蠕变断裂高温低应力蠕变是工程上常见的蠕变类型而高温低应力蠕变的断裂方式通常是沿晶蠕变断裂沿晶蠕变裂纹有楔型裂纹（W型）和空穴型裂纹（R型）两种，他们导致的蠕变断裂有所不同不同的蠕变断裂的发生取决于蠕变的条件，不同的应力和温度将导致在不同的时间发生断裂，并且发生的蠕变断裂的类型也是不同的在一定的应力条件下，断裂时间是由试验温度或或工作温度所决定的发生穿晶蠕变断裂的时间最短，而沿晶蠕变断裂的的时间较长发生空穴型蠕变断裂是在较低的应力条件下，其断裂时间最长二、楔型蠕变裂纹的形成机理一般较低的试验温度、较高的应力以及较高的蠕变速率有利于楔型裂纹的形成楔型裂纹较早在Al合金中，继而在NIMONIC型合金中发现锅炉内过热器发生蠕变爆管的管子中经常发现W型裂纹W型蠕变裂纹萌生于三晶粒交界处，然后沿晶界扩展。
形成楔型裂纹的理论称之为应力集中理论当晶界位错塞积，发生W型晶界裂纹时，形成裂纹所需的切应力 （9-19）式中 τ—切应力；G—剪切模量；—表面能；d—滑移带长度，此处可视为晶粒直径若单位时间楔型裂纹高度h的变化等于晶界滑动的平均值，则楔型裂纹高度的变化率将近似等于晶界滑移所造成的形变率，即dh/dt＝·d (9-20) 假定蠕变时仅仅考虑晶界滑移，形成裂纹的条件σ••tfd≥2γ （9-21）或 σh≥2γ （9-22）式中 σ—外加应力；tf —断裂时间εg ；滑移④⑤⑥Ⅲ根据式（9-21）和（9-22）可以导出蠕变断裂时间为tf ＝2γ/（σd ） （9-23）在楔型裂纹的形成过程中，晶界上杂质的偏析和晶粒大小对其影响很大若杂质偏聚在晶界上，或有弱化晶界的第二相沉淀，此时将使表面能γ下降，则由式（9-19）和（9-23），裂纹形核所需的外力和断裂时间均下降，即楔型裂纹容易形成。
若材料经热处理后晶界的延性降低，易形成裂纹如在三晶粒交界处形成较大的碳化物，蠕变抗力将下降；如碳化物沿晶界均匀分布，晶界滑移阻力增加，则不易形成裂纹，蠕变断裂抗力将提高晶粒大小对蠕变抗力有较大的影响在多晶粒金属中，晶粒粗大，配合晶界滑移产生相应变形将变得困难，从而使三晶粒交界处的应力集中不易松弛，容易形成裂纹三、空穴型蠕变裂纹的形成机理孔穴型蠕变裂纹易于形成在较高温度和低应力的条件下其裂纹的早期形态是孔洞，孔洞主要分布在与拉应力相垂直的横晶界上，空洞的位置并不择优分布于三晶粒交汇处孔洞如继续长大就连接形成沿晶蠕变裂纹孔洞的形成主要有下属两种假说：（1）微空型蠕变裂纹形成的晶界滑移理论蠕变微孔主要分布于与拉伸应力垂直的横晶界上微孔的形核位置通常有：①滑移带与横晶界相交处，滑移带与滑移晶界相交产生弯折铜晶界微孔的间距与滑移带的间距相一致证明了这种机制②亚晶界与滑移境界的的相交处③晶界上的第二相粒子处④晶界原有的台阶—“坎”处裂纹形成与晶界滑移是不可分的，由于滑移在微孔形核位置处发生应力集中，形成微孔晶内滑移在滑移带和晶界处形成微孔晶界滑移与晶内滑移带在晶界上相交割，在交割处位错积塞或晶界滑移受阻而产生应力集中，以致形成孔洞。
微空形成之后，在应力集中的作用下，或空位的流入，微孔可以不断长大同样，在晶界滑移过程中，当晶界割阶或弯折处也产生微孔依据“坎”所受剪应力的方向不同有张开型和压缩型两种张开型的“坎”在晶界滑动过程中形成微孔然而由于晶内不止一个滑移系被激活，故两种“坎”都能成为微孔的形核处微孔的形成与晶界的滑移是不可分的2）孔穴型蠕变裂纹的空位理论孔穴型蠕变裂纹的空位理论认为，R型孔洞的形成和长大是由空位凝聚而产生的空位的来源可以是晶体中的空位在热起伏和拉力的作用下向横晶界迁移当迁移至晶界的空位达到足够的浓度时，形成微孔空位的产生也可以是由于蠕变过程中位错的切割和攀移，空位向晶界迁移而聚集形成微孔如忽略形成孔洞附近弹性形变能的变化，则产生一孔洞所需的能量为W=4πR2γ-4πR3σ/3式中 σ——拉应力；R——微孔半径；γ——表面能若dW/dR 为极小值时，则可求得微孔的临界半径R≥2γ/σ若微孔小于临界尺寸，则将被分解而消失；若大于临界尺寸，则随空位的流入凝聚为孔洞在高温蠕变条件下，蠕变激活能和蠕变断裂激活能都与自扩散激活能相等这也说明蠕变断裂过程中的裂纹形成可能与扩散过程密切相关金属在蠕变变形过程中，由于形变的进行，孔位会不断增多。
在外力作用下孔位向横晶界的聚集于扩散有关四、蠕变裂纹的长大R型蠕变微孔尺寸满足临界尺寸条件之后，可以在晶界滑移的作用下或是孔位的继续流入过程中继续长大由蠕变裂纹的形核、长大和扩展，直至蠕变断裂可详细化分为以下5个阶段：（1）形核期，在晶界的台阶处生成微孔核心，它优先处于横晶上；（2）微孔长大，微孔达稳定尺寸后，在晶界滑移和空位流入的作用下不断长大，并且由于形核的继续发生，微孔的数量增多；（3）形成微孔链，在同一横晶界上形成多个尺寸相近的微孔，此时微孔的扩展速度明显加快；（4）形成横向裂纹和显微裂纹，在同一晶界上的微孔链相互连接形成横向裂纹和显微裂纹；（5）宏观裂纹的扩展，显微裂纹扩展成为宏观裂纹并继续扩展形成宏观裂纹之后，在宏观裂纹的前沿继续以上过程形成的横向裂纹和显微裂纹与宏观裂纹发生剪切断裂相连接，裂纹的扩展示断续式（跳跃式）的当裂纹作缓慢扩展至裂纹尺寸达失稳尺寸后，发生断裂对W型蠕变裂纹，当扩展至晶界长度时就可定义为蠕变断裂；对R型蠕变裂纹，当孔洞占试样截面超过一定比例时就定义为断裂根据空位聚集形核理论可导出蠕变断裂寿命τk的表达式τk＝Aα3KT（σ/α）/（GδDgΩ）式中 A——常数，一般情况A=6×10-3；α——孔洞沿晶界的平均间距；Dg——晶界扩展系数；δ——晶界宽度；Ω——原子体积；σ——应力；G——切变模量。
§9－6 裂纹体蠕变裂纹的扩展高温下工作的部件，有的是含有裂纹的蠕变条件下裂纹的扩展行为要比常温下复杂得多高温下裂纹的尖端可以钝化宏观裂纹的扩展往往由许多的单个裂纹（或损伤）的扩大或连接而发生裂纹前沿的材料中蠕变应力发生再分布高温断裂力学研究在蠕变条件下的扩展，预测裂纹体高温零件的寿命取得了一定的进展一、裂纹长度与时间的关系大量的试验证明，蠕变裂纹的扩展有延滞破坏的特征裂纹的扩展有孕育阶段，在此阶段内裂纹几乎不扩展，或扩展甚微此后是裂纹的亚临界扩展及失稳扩展乃至断裂随着载荷降低，孕育期亦将延长，裂纹扩展也较慢当载荷低于某一数值时，孕育期可延长到高温部件所需的使用期限，或裂纹不扩展的门槛值试验表明，开裂时间ti（分钟）与应力强度因子KI有如下关系ti＝AiKI－Bi式中 Ai、Bi——与温度、材料、试验条件有关的常数开裂率（开裂时间的倒数）与温度的关系为1/ ti＝Aσ0cexp（－Qi/RT）式中 A、C——材料常数；σ0——初始应力；Qi——开裂激活能；R——气体常数，R＝8.314J·K-1·mol-1二、裂纹的扩展速度1．裂纹的扩展速度与应力强度因子KI的关系对于非“恒K”的试样，在试验过程中，随着裂纹的扩展，应力强度因子的数值不断提高。
蠕变裂纹的亚临界扩展阶段，蠕变裂纹的扩展速率dα/dt与应力强度因子KI的关系为dα/dt＝AKIS式中 A、S——温度、材料、试验条件（应力、缺口类型）有关的常数上述公式只适用于高强度、低延性材料，或在蠕变过程中发生沿晶蠕变断裂的情况2．裂纹扩展速度与净截面应力σnet的关系韧性材料的蠕变裂纹扩展时，裂纹的尖端会发生较大的局部变形，使裂纹尖端附近发生应力的再分布。