非晶合金断口形貌演化机理的研究进展∗

王旭阳，黎明灿

(新疆大学物理科学与技术学院，新疆 乌鲁木齐 830017)

0 引言

非晶合金具有独特的短程有序、长程无序结构，与传统晶体合金材料相比，无序的内部结构导致非晶合金物理性质显著变化，如高硬度、高强度以及超过2%的高弹性变形等优异性能[1]．比如，Fe41Co7Cr15Mo14C15B6Y2等成分的强度可达3∼4 GPa[2]，Zr55Cu30Ni5Al10等典型锆基块体非晶合金的强度也可以达到2 GPa左右[3]，钴基块体非晶合金中的Co55Ta10B35甚至可达6 GPa[4]．然而，非晶合金的塑性却很差，常温拉伸几乎没有延展性，表现出灾难性的脆性断裂，这种脆断行为极大地限制了非晶合金的应用范围．在近几年的研究中，研究者尝试通过不同的手段来改善和解决这一难题[5-16]．典型的方法有：（1）开发具有较大塑性的新成分，如Liu等[10]在2007年基于弹性模量理论，通过成分优化，在Zr-Cu-Ni-Al系列块体非晶合金中获得了高达160%的室温超塑性；我们在前期工作中也通过成分调控，制备出常温下压缩塑性高达15.4%的铁基非晶合金[12]．（2）结构回春处理进行微结构的调控，如Zhu等[11]对一种锆基块体非晶合金进行了不同次数的周期性冷热循环处理，结果发现随着循环次数的增加，非晶合金的塑性先增加后下降．这说明在合适的冷热循环条件下，非晶合金的塑性会有一定的改善；在本课题组的相关工作中，通过控制冷热循环上限温度的方法，成功将Fe80P13C7块体非晶合金的塑性由铸态的1.7%提升到循环后的5.4%[13]；并通过对不同成分铁基块体非晶合金进行冷热循环处理，揭示了冷热循环温度区间对铁基非晶合金塑性改性的一般性影响规律[14]．（3）表面预处理，如Fu等[15]通过喷丸处理，成功将非晶合金的塑性由0.22%提升至处理后的1.48%；Zhang等[8]通过控制残余应力提升塑性；Ketov等[7]通过非仿射热应变使非晶合金塑性提升．上述方法在非晶合金的塑性改性方面都取得了一定的效果，但是非晶合金脆性断裂的机理依然不够明确．

在对非晶合金断裂行为的进一步研究中发现，不同基体非晶合金的断裂行为并非都是纯粹的脆性断裂．Falk[17]在分子动力学（Molecular Dynamics,MD）模拟中通过压缩原子间相互作用的Lennard-Jones势，得到非晶合金两种完全不同的断裂行为，一种是保持了原子尺度尖锐的脆性断裂，断裂过程的能量释放主要用于形成新的表面，而另一种则是由于剪切带激活而诱导的韧性断裂，裂纹尖端出现明显钝化现象，断裂能量主要用于黏性耗散．在单轴拉伸载荷下，非晶合金无塑性，但是断口形貌特征很丰富，不同体系非晶合金的断裂韧度差异很大，有些属于韧性非晶合金，有些属于脆性非晶合金，甚至同一成分，通过调控温度、结构弛豫、改变应变速率等实验条件也会出现不同的韧性或脆性行为．除了成分，微观组织也影响着非晶合金材料的韧脆性，比如韧性非晶合金通过结构弛豫[18-20]、降低温度环境[20]或提升应变速率[21]等也表现出和脆性非晶合金类似的脆性断裂行为．脆性非晶合金的断裂主要受解理裂纹而非剪切带主导，在拉伸时表现出正断行为，而在压缩时出现劈裂或破碎性断裂，韧性非晶合金断裂通常受剪切带的影响，断裂韧性往往较大[22-23]，同时由于剪切带的加工软化，材料无拉伸塑性[24]．韧性非晶合金断裂时，剪切面受正应力影响很大，拉应力促进剪切变形和断裂，压应力抑制剪切变形和断裂，因此通常表现为压缩强度大于拉伸强度[25-26]．断口特征演化通常是研究金属材料失效机理的有效手段，与晶态合金相比，非晶合金表现出了极其丰富和复杂的断裂行为，其中一个典型表现就是断裂形貌可呈现从微米脉络纹理、亚微米韧窝到纳米周期条纹的跨尺度多样性，且这种断口特征尺寸与合金本身的断裂韧性密切相关．事实上，在对非晶合金断口形貌的进一步观察中证实了上述两种不同的断裂形式．研究发现，对于脆性的块体非晶合金，其断口形貌以周期性的纳米条纹为主，而韧性块体非晶合金的断口形貌，则往往会出现脉状花样，两种形貌有着明显的区别，而其背后所隐藏的具体的断裂机理及物理本质也有着极其重要的意义．上述结果表明，非晶合金的断裂机理极其复杂且与断口形貌密切相关，对断口形貌的演化机理深入研究，有助于揭示块体非晶合金的断裂机理，进而促进对块体非晶合金的力学性能的调控及解决其灾难性断裂问题．

1 断口形貌及其形成机理

不同基体的非晶合金断口形貌之间存在很大差异，如以铁基、镁基等脆性基体的块体非晶合金与以锆基、铜基等为代表的韧性基体块体非晶合金的断口形貌之间具有很大差异，在压缩载荷下脆性体系非晶合金体系断口会形成类似“贝壳状”花样（如图1a）[27]，其本质还是周期性纳米级条纹，韧性非晶合金体系则是脉状花样（如图1b）[27]；在拉伸载荷下韧性非晶合金体系断口形貌为河流脉状花样（如图2a）[28]，而脆性非晶合金体系在拉伸载荷下通常形成规则的以周期性纳米条纹为主的断口形貌（如图2c）[29]．本课题组在实验中发现了一种同时具有两种形貌特征的过渡态断口形貌，其既具有明显的脉状花样特征，同时在其局部放大区可以看到周期性纳米条纹的存在（如图2b）[21]，这种特殊的形貌我们命名为亚微米韧窝形貌，其很可能是非晶合金韧性和脆性状态的临界情况．

图1 压缩载荷下的断口形貌[27]

图2 拉伸载荷下的断口形貌

这些独特的断口形貌到底是如何形成的？它们与材料的力学性能之间存在怎样的关联？通过对不同形貌的演化机理进行深入研究，有望让我们在了解断口形貌形成机理和内在原因的同时，更好地认识非晶合金韧脆性和断口形貌的联系．此外，对于这种特殊的过渡态亚微米韧窝形貌的研究，对进行块体非晶合金的韧脆性能调控也具有重要意义．

1.1 脆性非晶合金断口形貌――周期性纳米条纹

脆性非晶合金（铁基、镁基、钙基等）室温断裂后与韧性非晶合金相比，具有光滑的截面，类似于传统脆性材料的解理断裂．但是，在高倍数的扫描电镜下，发现脆性非晶合金的断口形貌并非是想象中的光滑表面，而是由一种周期性的，具有一定规则的条纹组成，这些条纹的间距通常在几十个纳米．2005年Lewandowski等[22]通过大量数据论证认为，决定本征塑性或脆性的因素与原子间势不存在相关性，但与弹性剪切模量与体模量的比值有相关性．2006年Xi等[30]研究了脆性块状非晶合金中的动态裂纹扩展．发现沿非晶合金的裂纹表面存在纳米尺度的平面外周期性波纹．在不同的加载速率下，纳米尺度的周期性几乎保持不变，并解释了纳米尺度腔沿裂纹表面的演化和周期性的合并解释，揭示了脆性材料中动态断裂表面粗糙化的起源．Pan等[29]认为脆性块体非晶合金的断裂受黏性流动和韧性断裂机制的控制，周期性条纹的间距尺寸与宏观断裂韧性有关．2007年Wang等[31]在脆性大块非晶合金的动态断裂表面观察到纳米级周期性波纹，断裂韧性接近硅玻璃．利用基于半月板不稳定性和塑性区理论的模型来解释这种动态裂纹不稳定性．结果表明，裂缝中的局部软化机制是控制独特波纹形成的重要因素．2008年Wang等[32]进一步提出非晶合金的各种分形表面的形成与流体半月板的不稳定性有关，这是由于断裂过程区存在黏性流体物质造成的．根据流体半月板初始扰动的波长值和局部应力强度因子，形成不同的断裂面轮廓，即凹状结构、周期性波纹和纯镜面带．施加应力也对分形演化有显著影响．2015年Sun等[33]对块体非晶合金断裂的各个方面进行了全面的研究，包括断裂行为和特征、断裂模式、断裂准则、断裂韧性和断裂形态．给出了积累的非晶合金断裂的实验数据，并讨论了它们与连续断裂力学和原子尺度过程的理论联系．回顾了用各种计算方法对非晶合金断裂的建模研究．2017年Jiang等[34]提出的拉伸转变区模型，对脆性非晶合金的周期性纳米条纹断口形貌产生提供了新思路，但仍需实验上的证明．2021年Shen等[35]建立了玻璃断裂的空化机制，表明裂纹在各种玻璃中的扩展主要是由纳米腔的自组织成核、生长和聚结决定的，最终导致断裂表面的纳米图案．由此揭示的空化诱导的纳米结构断裂形态，证实了在名义上脆性玻璃断裂中存在纳米尺度的延展性．

Sun等[33]系统地研究了不同体系脆性非晶合金断口上纳米级周期性条纹的特征，结果表明，合金体系、样品尺寸及加载速率对周期性条纹几乎没有影响，条纹的间距一般在60∼80 nm、宽带在10∼20 nm、高度在5∼10 nm．此外，Xi等[30]指出，在1∼10 mm/min的加载速率下，利用单边缺口三点弯曲实验得到的脆性镁基非晶合金断口表面的周期性几乎不变，这进一步验证了应变速率对脆性非晶合金的周期性条纹的波动周期影响不大，同时他们还发现在玻璃转变温度以下高温退火后材料断口形貌的周期性也无明显变化，说明残余应力对波纹层也无影响．

那么，脆性非晶合金这种独特的周期性纳米条纹到底如何形成的呢？Zhang等[36]指出，压缩断裂的铁基非晶合金样品的断口形貌一般存在镜面区、雾状区和形貌特征复杂的“羽毛区（锯齿区）”．镜面区大概有1 000 μm，可以清楚地看到几乎相同高度的周期性尖锐边缘或台阶（钝化的边缘表现出纳米级峰对峰的“酒窝”状特征结构）．这说明铁基非晶合金断口形貌在原子尺度上并非平坦和光滑的，而是存在周期性纳米级涟漪，裂纹扩展方向垂直于这些条纹．进一步观察发现周期性条纹出现在样品边缘的40 μm处，同时，这种周期性条纹的波长并非一成不变，而是由开始出现时的15 nm增大到最大值52 nm，然后再持续减小，这也证明了脆性非晶合金和传统意义上的脆性材料的断裂有着很大的不同．传统脆性材料如单晶硅、二氧化硅玻璃等，在动态载荷下的动态断裂表现出雾区以及“羽毛区”，但在原子尺度上仍是光滑的．在非晶合金中，这种动态断裂则表现在低速开裂时的镜面区，同时因非晶材料的超弹性性质，在断裂发生前吸收了大量的弹性能，由于脆性材料单位表面能恒定，而非晶合金在结构上又是各向同性的，因此在任何平面上的临界断裂应力和断裂表面能是一样的．所以，当非晶合金处于低速断裂期，为了将储存的弹性能尽快释放出去，开裂速度会不断增加，当达到一个临界速度，裂纹以弯曲的路径传播，以消耗更多的表面能．由此，产生了镜面区的周期性纳米条纹，随着开裂速度的增大，裂纹传播路径开始变得不稳定，裂纹尖端前部产生多个微分支，形成了雾区，当开裂速度进一步增加，微分支扩展成更大微尺度的分支，形成所谓的“羽毛区”，如图3所示[36]．

图3 动态裂纹扩展的三个典型区域，即镜面、雾和“羽毛”区[36]

对于脆性非晶合金，纳米级“酒窝”结构和纳米周期性条纹主导着断裂表面[37]，周期性条纹即使在纳米级尺度下，也是光滑的尖锐边界和凹槽．然而，无论是发生钝化的“酒窝”结构还是周期性纳米条纹，都揭示了原始的裂纹源与局部的塑性流动[32]，而两种型腔也意味着“空穴化”主导了脆性非晶合金裂纹的长大与延伸．Shen等[35]基于自主设计的倾斜压痕断裂方法，结合原子力显微技术实现了对非晶合金裂纹扩展的高精度测量，在国际上首次实验观测到非晶合金裂纹尖端的空穴化，揭示出空穴主导的裂纹扩展机制，呈现了以纳米孔洞形核、长大、连接、有序进行的裂纹扩展方式．同时Jiang等[34]的拉伸转变区模型也为空穴化提供了理论支持，非晶合金的正应力效应和压力敏感性就源于局部的剪胀作用．在裂纹尖端，由于剪胀作用，局部体积发生显著变化，受到类似于静水应力驱使原子集团运动，产生空穴，此过程由“拉伸转变区（Tension Transformation Zone,TTZ）”主导，随后由于微弱的塑性流动，裂纹尖端和孔洞相连，导致裂纹的长大，因此脆性非晶合金断裂就源于裂纹尖端成核主控的纳米尺度的空穴化，原子尺度密度的涨落产生应力集中，超过孔洞化临界应力，从而不断激活原子集团的TTZ体胀运动．而在不同非晶合金中，TTZ是否被激活与裂纹尖端的半径有很大关系，当裂纹尖端半径小于某临界值时，应力集中将超过孔洞化的临界应力，进而发生体胀运动，产生空穴，在局部塑性流动下，裂纹尖端与空穴相连；在应力进一步集中后，尖端再次产生新的空穴，如此反复，裂纹不断扩展，最终形成了周期性纳米条纹[37]．

脆性非晶合金周期性纳米条纹形貌的形成机制：脆性非晶合金断裂是源于材料内部的局部塑性流动产生的失稳，不同非晶合金由于表面张力和剪切模量的不同，导致其特征曲率的不同，当特征曲率小于一个临界值，则导致当应力的集中超过产生孔洞化的临界应力，在剪胀的作用下，产生空穴．随着空穴的不断产生和彼此联合，裂纹不断长大，而在应力场的作用下，诱导了相邻条纹周期性排布，最终形成周期性纳米条纹．而纳米级“酒窝”的出现，则由于裂纹扩展速度的不断增加导致其传播路径变得不稳定，同时更多的弹性能以黏性耗散的方式释放，产生的钝化现象，最终形成“酒窝”状结构．

1.2 韧性非晶合金断口形貌――脉状花样

韧性非晶合金所呈现的脉状断口形貌，早在1972年便被观察到[38]，拉伸断裂样品断口除了一些无明显特征的平滑区，便是典型的脉状花样结构，被认为是高硬化速率的塑性剪切变形．断裂发生在最大剪切应力面，断裂前有高达40%的塑性剪切应变，同时裂纹扩展伴随着局部的温升以及孔隙、裂缝之间的黏性流动连接，这种黏性流动是由局部应变浓度变化引起，而断裂是由宏观“绝热”剪切引起．在1975年Parnpillo[39]提出这种类型的断裂样貌是由于塑性流动产生的绝热温升，同时反过来又影响了局部变形，如在脉状结构中发现的缩结，而不是“裂纹”，被认为是裂纹尖端应力状态的变化和两个前进的伪裂纹接近碰撞时发生的吸热条件差的结果．而形成的圆形尖端细丝，很可能是通过黏性流动导致．2003年Zhang等[28]提出韧性非晶合金拉伸断裂首先由法向应力引起的辐射核引起，然后主要在剪应力的驱动下传播，形成组合断裂特征．相比之下，非晶合金的压缩断裂主要由剪应力控制．2008年Meng等[40]提出了一种基于断裂面能量耗散和空隙增长的模型来表征高速冲击下韧性非晶合金断裂由脉状花样扩展到裂纹扩展方向的明显分纹演化模式的转变．发现当裂纹的动态扩展速度达到瑞利波速度的临界分数时，裂纹就会出现不稳定性，裂纹微分支继续进行．此外，还揭示了非晶材料的临界速度与其杨氏模量等固有强度之间的关系．2010年Qu等[41]设计了具有不同缺口角度的锆基非晶合金的倾斜缺口拉伸试样，以获得不同的应力状态．首次提出了一些新的参数来描述非晶合金试样的拉伸断裂面．统计分析表明，应力状态对断裂面特征有显著影响．通过对拉伸变形过程中的结构和热演化的讨论，发现热软化和缺陷弱化的两种损伤机制对非晶合金的拉伸断裂有共同作用．2012年Deibler等[42]为了模拟块体非晶合金在低温或高应变率下的断裂形态，进行了模型实验．研究了试样几何形状、应力状态和外部压力对模型油脂系统断裂面特征的影响．结果表明，裂缝面特征尺寸随黏性层黏度的增大而减小．2016年Qu等[43]用非晶合金实验验证了定量预测失效的能量准则的有效性．广义能量准则揭示了剪切和解理之间的竞争和相互作用，这两种基本的内在失效机制，从而为材料和结构成分的失效预测提供了新的物理见解．

Zhang等[28]在对韧性非晶合金Zr59Cu20Al10Ni8Ti3的断裂行为进一步研究中发现，压缩断裂面主要由脉状结构组成（见图1b）．而在拉伸断裂表面观察到叶脉和一些辐射核心的联合特征（见图2a）．在此基础上，考虑法向应力对断裂过程的影响，讨论了非晶合金的断裂机理．提出了拉伸断裂首先由法向应力诱导的辐射核心引起，然后主要在剪应力的驱动下传播，形成了组合断裂特征．相比之下，非晶合金的压缩断裂主要由剪应力控制．非晶合金的压缩断裂过程如图4(a)和(b)所示，在压缩加载模式下正应力总是施加在断裂面上．因此，非晶合金的断裂过程应主要由剪切应力来控制，如图4(b)所示，断口上均匀排列的脉状结构为这一假设提供了直接证据．但是，非晶合金的拉伸断裂过程与压缩断裂时不同，因为核心总是出现在整个断裂表面．图5(a)显示了由法向应力引起的核心形貌成核的初始阶段．一旦这些核心形成，它们将在剪应力的作用下迅速向外传播，并相互连接，如图5(b)所示，核心的快速传播导致了灾难性的断裂，并形成了核心和脉状组合的河流脉状花样，如图5(c)所示．从韧性非晶合金在拉伸载荷下的应力应变曲线中可以观察到，整个加载过程中无塑性阶段，屈服应力与拉伸变形条件下的断裂应力相等，说明非晶合金的屈服、主剪切带的形成和断裂同时发生．但在压缩载荷作用下，材料的屈服应力略低于压缩载荷下的断裂应力并表现出一定的塑性阶段，这在此前探究应变速率对非晶合金屈服强度影响的工作中有所体现（如图6所示）[44]．因此压缩载荷下的变形和断裂过程可分为三个阶段：（1）剪切带的形成和样品的屈服；（2）剪切带的扩展、捕获与增殖，该阶段对应于非晶合金的塑性变形；（3）沿次生剪切带的局部断裂和沿主剪切带的最终断裂．法向的压缩应力可以抑制剪切带的激活和非晶合金的断裂，从而导致剪切带的扩展和新剪切带的形成．这一过程反过来又增加了激活剪切带和非晶合金的断裂所需的应力，这意味着在压缩载荷下非晶合金的塑性变形过程中可能会有一定的应变硬化，这也解释了压缩载荷下，断裂应力大于屈服应力的情况．

图4 非晶合金在压缩变形作用下的断裂过程

图5 非晶合金在拉伸变形作用下的断裂过程

图6 室温下的典型工程应力-应变曲线

因此，非晶合金变形和断裂过程的差异主要归因于加载方式的不同，断裂表面的观测结果揭示了压缩载荷和拉伸载荷的差异引起断裂机制的不同．在压缩载荷作用下，断裂面仅具有相当均匀的脉状结构．然而，在拉伸断裂表面上可以观察到静脉和一些核心的联合断裂特征．非晶合金断裂机理的差异归因于法向应力对断裂过程的影响．即拉伸断裂表面的辐射核心是由断裂初期的法向应力诱导的，脉状结构主要是由快速剪切传播过程中的剪切应力产生的．由于法向应力对断裂过程的影响不同，压缩断裂角通常小于45˚，而拉伸断裂角通常大于45˚．

2010年，Qu等[41]通过模型实验和力学实验，揭示了断裂形貌的发展和应力状态的影响．设计了具有不同缺口角度的锆基非晶合金的倾斜缺口拉伸试样，获得不同的应力状态，通过对拉伸断裂形貌的研究，提出了考虑应力状态效应的四个参数，即光滑区域的大小、核心的密度、核心的平均尺寸和脉脊尖间距．对倾斜缺口拉伸样品的断裂形态进行统计分析，揭示了应力状态的显著影响．结果表明，剪应力和法向应力对材料的拉伸变形和断裂行为都起着重要作用．进一步讨论剪应力和法向应力对断裂行为的影响，发现热和缺陷两个因素应该是拉伸断裂的控制因素．当非晶合金在拉伸载荷下屈服时，主要剪切带发生塑性变形．随着剪切偏移量的增加，热量在结构缺陷发展时积累，最终演变为微裂纹．热量的积累和缺陷的发展都会造成材料失稳．当满足临界条件时，试样发生断裂，形成断裂形态．在断裂表面观察到的光滑区域与断裂时刻的剪切偏移相关，即临界剪切偏移．脉芯是断裂前剪切带中存在的微裂纹．2016年Qu等[43]用非晶合金实验验证了定量预测失效的能量准则的有效性．广义能量准则揭示了剪切和解理之间的竞争和相互作用，这两种基本的内在失效机制，为材料和结构成分的失效预测提供了新的物理见解．

因此，对于韧性非晶合金的断裂，由于自由体积含量高于脆性非晶合金，在载荷作用下，局部的塑性流动易在自由体积富集区或一些缺陷处优先发生，同时，加载方式的不同也导致变形和断裂过程存在差异．在压缩载荷下，正应力施加在样品上，此时断裂行为由切应力主导，在自由体积富集区和缺陷处发生局部塑性流动，表面张力和剪切模量的不同导致特征曲率的不同，当特征曲率大于临界值，材料发生弯月失稳，随着剪切带的激活和扩展，最终导致了裂纹的产生和材料的断裂，形成脉状断口形貌；在拉伸载荷作用时，受法向应力的影响，在自由体积富集区和缺陷处，局部塑性流动形成核心，然后在剪应力的驱动下传播，形成了核心和脉状花样组合的河流状断口形貌．

1.3 过渡态断口形貌――亚微米韧窝

在对断口形貌的进一步探索中，本课题组在实验中发现了一种同时具有两种典型形貌特征的过渡态形貌，其既具有明显的脉状花样特征，同时在其局部放大区可以观察到周期性纳米条纹的存在，这种特殊的形貌我们命名为亚微米韧窝形貌，并判断其很可能是非晶合金材料处于韧性和脆性的临界情况．对于类似形貌的介绍，在一些裂纹动态扩展和韧脆转变的相关文献中常有报道，但是很少有对这种形貌的具体定义和解释．例如2008年Wang等[32]对脆性镁基非晶合金的裂纹尖端不稳定性研究中，就发现了周期性条纹和韧窝的混合形貌，并认为这种形貌存在于裂纹快速扩展失稳的“雾区”；Meng等[40]在探索锆基非晶合金的动态断裂不稳定性中，利用平板冲击实验也观察到了典型的脉状形貌到“酒窝”状形貌，最后过渡到周期性纳米条纹结构，这种“酒窝”状形貌可看成钝化的周期性条纹和脉状结构的混合形貌．在低温诱导非晶合金由韧转脆的相关工作中，也有类似形貌的出现，如Li等[45]在锆基非晶合金的低温单轴拉伸实验中发现，样品断裂角随温度的降低而变大，最终接近90˚正断，而断口形貌也由韧性非晶合金典型的河流脉状花样，转变为亚微米的凹坑，最终过渡为接近纳米条纹的纳米级凹痕；2014年Jiang等[46]通过降低环境温度观察到了断口花样由典型脉状花样转变为亚微米的孔洞或者周期性条纹，并证实了低温下非晶合金材料通过空化而非剪切断裂，由剪切主控转变为拉伸主控的解理断裂．这说明温度是影响非晶材料断裂的重要因素，低温环境诱导了非晶材料的脆化，断口形貌由韧性脉状向脆性的周期性纳米条纹转变，其中特殊的亚微米韧窝结构经常被观察到，但没有作明确的定义和解释．

在前期研究工作中[21]，我们探索了不同程度退火以及应变速率的变化对非晶合金断裂行为的影响．如图7所示，三组不同程度退火后的样品“a”“b”“c”在准静态拉伸（a、b、c）和动态拉伸（(a)、(b)、(c)）条件下的微观断裂形态，结果表明，退火导致的样品内部自由体积含量的降低和宏观加载速率的增加，都会导致锆基块体非晶合金断裂行为由韧性向脆性的转变．同时，我们也在适度退火样品的冲击拉伸断口上观察到了亚微米尺度韧窝（图7(b)），并且这种韧窝出现于自由体积含量降低或应变速率提升诱导的断口形貌从微米尺度脉状花样向纳米尺度周期性条纹转变的中间状态．由此可见，自由体积含量和应变速率同样是影响材料变形行为，导致断口形貌转变的重要因素，韧性向脆性转变的过程也是由STZ（Shear Transformation Zone）主导的剪切断裂向TTZ主导的解理断裂的转变．而亚微米韧窝的形成应该是STZ和TTZ在一定条件下的交替激活和相互作用产生的，形成了特有的脉状结构和周期性条纹的混合形式．

图7 样品“a”“b”“c”的微观断裂形态

2 总结与展望

综上所述，与晶态合金相比，非晶合金表现出了极其丰富和复杂的断裂行为，其中一个典型表现就是断口形貌可呈现从微米脉络纹理、亚微米韧窝到周期性纳米条纹的跨尺度多样性．微米脉络纹理和周期性纳米条纹已被广泛研究，其微观机制相对清楚，宏观上分别对应于非晶合金的韧性和脆性断裂．但是，亚微米韧窝作为非晶合金韧脆断裂的临界转变形貌，其涌现和演化的动力学机制还缺乏系统深入的研究．通过对以往相关研究的分析总结，我们认为这种过渡态的亚微米韧窝断口形貌除了和材料本身的成分特性有关外，温度、应变速率、自由体积含量等也是主要影响因素，这些因素也会影响TTZ的激活，进而影响这种过渡态形貌的形成．因此，在未来的研究工作中，深入探索非晶合金在三要素调控下，亚微米韧窝断口形貌涌现和演化的动力学机制，显得至关重要也十分迫切．