DP780双相钢不同应变速率下的拉伸断口形貌(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。较低应变速率(0.001~0.067/s)条件下，韧窝在塑性变形阶段得到充分长大，形成大量韧窝；随应变速率增加，断口韧窝未见明显变化。当应变速率>1/s时，断口韧窝越来越不均匀，韧窝尺寸差别较大，大尺寸韧窝深度亦明显增加，断口起伏程度增大；还能观察到越来越多的孔洞。(来源：Li S, et al. J Mater Eng Perform. 2015(24):2426-2434.)

DP600/DP980异种金属激光焊后的拉伸断口形貌，拉伸速率1×10−2 s−1, (a)断口中心区域，(b)接近试样表面的断口。(来源：Farabi N, et al. J Alloy Compd. 2011(509):982-989.)

AZ31B 镁合金在应变速率1×10-3s-1不同变形温度下的断口形貌。a)100 ℃；b)200 ℃；c)300 ℃。可以看出, 在较低的变形温度100 ℃时, 韧窝很浅, 也很少。随着温度的升高, 到200 ℃时, 断口出现了大量韧窝, 且韧窝明显加深, 韧窝周围存在着非常明显的较薄的撕裂棱, 表现出非常典型的韧窝聚合型延性断裂的特征。在变形温度到300 ℃时, 沿晶断裂的特征很明显, 且晶界滑移引起的晶间微小空洞连接成较大的空洞而导致断裂的发生。这说明, 由于镁合金的密排六方晶体结构, 在较低的温度时, 其变形主要受位错运动控制, 随着温度升高, 原子扩散能力增强, 受扩散控制的晶界滑移逐渐取代了位错运动, 并开始主导AZ31B 镁合金的变形过程。(来源：杨东峰等，塑性工程学报，2011,2(18):76-80)

T6 状态下时效不同时间AA2024 合金样品断口的较低倍和较高倍SEM 像：(a)(b)欠时效5 h；(c)(d)峰值时效18 h；(e)(f)过时效48 h。可见断裂机制为混合型，随时效状态不同，各种机制存在竞争关系。欠时效状态下断口形貌主要由沿晶界的粗大棱条状裂纹、穿晶的韧性剪切撕裂纹以及粗大第二相(约10 μm)脆断形成的韧窝构成，并以前两种特征最多。峰值时效状态下的断口形貌主要由沿晶界的粗大裂纹和粗大第二相脆断孔坑构成，并以前一种特征为最多。同样的，这些粗大的裂纹被成片的韧窝连接起来。韧窝的尺寸和内部结构与欠时效状态样品情况几乎相同。过时效状态下，合金的断口形貌与其它状态相比有较大不同，主要由粗大第二相脆断形成的孔坑、成片的韧窝及少量沿晶断裂特征构成。韧窝数量明显增多但深度较浅，小韧窝尺寸也有所减小，平均为0.5 μm，同时，密度增加。韧窝数量和密度的增加，说明了裂纹源的增加有利于降低样品断裂前所需消耗的塑性变形能，增加裂纹扩展速度，从而得到较低的UPE 值。(来源：尹美杰等，中国有色金属学报，2015,25(12):3271-3281)

X90管线钢母材和焊缝试样在空气中的拉伸断口形貌。可以看出，母材试样的颈缩现象较焊缝试样的更为明显，前者的拉伸断口上呈现大而深的等轴韧窝，而后者断口上则是微孔洞与小韧窝相间而生，断口存在蛇形滑移特征，表现为典型的韧窝微孔型韧性断裂特征。这是由于材料内部存在的位错在拉伸过程中于晶界、相界和缺陷等处形成位错塞积群，在应力集中处诱发微孔洞萌生和长大，从而导致发生缩颈和断裂。(来源：杨宝等，机械工程材料，2016,40(3):78-81)

设计了两种不同氮含量(0.75，0.213wt%)的低镍不锈钢。图( b,d) 为两试验钢的宏观断口形貌，可见断口均由纤维区、放射区、剪切唇3 个区组成。图( a,c) 为两试验钢冲击断口SEM 形貌，试验钢的断口形貌都为等轴韧窝，断裂方式为韧性断裂。低氮含量试验钢的韧窝直径较小、相对较深，高氮含量试验钢的韧窝则分布比较均匀。还可以看到分散的孔洞，这由冲击过程中的撕裂产生。(来源：徐桂芳，金属热处理，2014,39(9):92-95)

最后来一张大自然的杰作！被海水侵蚀的岩石形貌如同韧性材料断口的韧窝。(来源：科学网徐坚的博文)

 

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