断裂过程包括裂纹的形核和裂纹的扩展。对于材料的断裂机理分析来说，两者均是很重要的。就晶体材料而言，普遍接受的观点是，裂纹的形核是塑性变形局部受阻的结果。对这一观点的进一步解释，有位错塞积和位错反应两种机制。位错塞积机制由Zener于1948年首先提出并由Mott和Stroh发展完善[6]，所以该机制也称为Zener-Mott-Stroh机制。位错运动遇到障碍（晶界、第二相粒子以及不动位错等）时，如果其向前运动的力不能克服障碍的阻力，位错就会停在障碍面前，由同一个位错源放出的其他位错也会被阻在障碍前，这种现象称为位错塞积。紧挨障碍的那个位错称为领头位错或领先位错。塞积的位错数量越多，领头位错对障碍的作用力就越大，达到一定程度时，就会引起邻近晶粒的位错源开动，进而发生塑性变形或萌生裂纹。位错塞积机制说明了金属中塑性变形对裂纹形成的影响，这是其成功之处，但是在有些条件下该机制与实际情况有些差别。例如，对于裂纹的形成，该机制要求在滑移系前方应有阻碍位错滑移的障碍，而对于较纯净的单晶材料，其中不可能存在有效的障碍。与位错塞积机制不同，由Cottrell于1958年提出的位错反应理论不要求在晶体材料中有强有力的障碍，来维持位错的塞积，而是通过不同滑移面上的位错在一定的晶面发生反应而萌生微裂纹[7]。该机制成功地解释了体心立方晶体的解理断裂现象，并从能量的角度分析了解理裂纹扩展的条件。
裂纹通过位错塞积或位错反应形核，其尺寸较小（若由100个位错塞积而成，则尺寸约为100×10-8cm；若由10000个位错塞积而成，则尺寸约为10000×10-8cm），属于微裂纹。微裂纹继续扩展会逐步演化为宏观裂纹（尺寸为0.1～10mm）。尺寸为0.1～10mm的宏观裂纹已经对材料与结构的完整性和安全性构成威胁[8]。宏观裂纹在某些条件下（例如低温、循环加载或介质腐蚀等）会进一步扩展，最终会导致材料破坏。裂纹扩展阻力与裂纹尖端局部塑性变形密切相关。裂纹是发生解理扩展还是因位错发射而止裂，与材料的性质和裂纹尖端应变场有关。1966年，Armstrong提出，可以通过比较Griffith机制下解理扩展所需的极限应力与裂纹尖端剪切分离出位错所需的应力来判断裂纹是发生解理扩展还是剪切滑移[9]。Kelly等提出，脆性断裂发生与否主要取决于裂纹尖端最大拉应力与最大剪应力的比值，如果该比值大于无缺陷晶体的理想解理应力与理想剪应力的比值，就发生脆性断裂；否则，在晶体内部总存在塑性流动[10]。之后，在此基础上，Kelly等又提出了两种有价值的准静态模型：Rice-Thomson位错模型和Peierls位错模型。Rice和Thomson运用全位错的弹性解和位错芯半径，根据裂纹尖端位错的自发发射提出了静态韧脆断裂判据[11]。Rice等认为，如果裂纹发射位错比解理扩展更容易，则通过发射位错，裂尖将钝化从而韧断；反之，裂纹首先解理扩展，从而发生脆断。Rice和Thomson等用该位错模型计算了常见材料的韧脆属性，发现理论预测与实际测量结果定性符合。然而，Rice-Thomson位错模型也具有如下局限性：①在实际的晶体点阵结构中，位错也许并不是以整个伯格斯矢量的形式集中于一处，而是散布在晶体点阵结构中位错滑移面的某一段处；②位错芯尺寸难以确定，而且Rice-Thomson位错模型的韧脆断裂判据对位错芯尺寸又非常敏感。鉴于Rice-Thomson位错模型的这些局限性，Rice又提出了裂纹尖端的Peierls位错理论框架[12]，在材料韧脆判定上取得了新的进展。该位错理论框架用Peierls位错概念代替了Volterra位错概念，指出制约裂纹尖端位错发射的主要物理量是材料的失稳堆垛能。裂纹尖端位错形核的Peierls位错理论框架不仅较准确地阐述了自裂纹尖端的位错发射过程，而且还提出了一个描述延性断裂的物理量——失稳堆垛能。该物理量与脆性材料的Griffith能量释放率相对应。但该理论的实验验证还非常缺乏，尤其是对裂纹形核与裂纹尖端位错发射现象还没有直接的实验观察报道。1986年，李尧臣和王自强建立了裂纹尖端弹塑性高阶渐近场的基本方程，得到了平面应变的二阶场，证明了二阶场是本征场，它的幅值系数表征裂纹尖端的三轴张力状态，并从理论上解释了三轴张力对断裂韧度的重要影响，这为弹塑性断裂双参数断裂准则提供了理论基础[13]。Sharma和Aravas[14]，O’Dowd和Shih[15]证实了李尧臣和王自强理论分析的正确性。O’Dowd、Fong和Dodds进一步提出了J-Q双参数断裂准则[16]。Wei（魏悦广）和Wang（王自强）在裂纹顶端高阶场的基础上，提出J-K断裂准则[17]。J-Q双参数断裂准则和J-K断裂准则与Kirk等的实验符合得相当好[18]。Yang（杨卫）等采用位错堆积模型论证了受约束金属薄层的断裂韧度随层厚增加而下降，提出了由裂纹无位错区前位错反塞积所驱动的准解理断裂理论。该理论解释了裂纹钝化后再出现脆性解理断裂的有趣现象，定量说明了裂纹尖端前方的纳米裂纹形核并随之与主裂纹会合的机制[19]。
许多研究者对不同材料的微裂纹力学行为进行了实验研究。Hauch等测量了单晶硅中裂纹的扩展速率，提出裂纹扩展速率是裂纹尖端能量流的函数[20]。Cramer等对单晶硅裂纹的路径不稳定及能量损耗问题进行了研究[21]。高克玮等设计了一个在原子力显微镜上使用的加载台，对TiAl单晶裂尖前方的原子结构特征进行了研究[22]。李晓冬等采用原子力显微镜对云母表面裂纹尖端的纳米尺度结构和裂纹尖端原子的排列情况进行了研究[23]。Kinaev等在40μm范围内观察到了裂纹尖端前方存在较大尺度的塑性区域，并观察到裂纹尖端的分支现象[24-26]。Higashida等使用高压电子显微镜观察到了单晶硅中裂纹尖端前方存在一系列位错，位错沿{111}面发射[27]。Supri-jadi等通过Vickers压头在单晶硅中诱发了裂纹，在电子显微镜下观察到了裂纹附近有非晶相形成[28]。Bailey等对单晶硅中切口裂纹断裂进行了研究[29]。Gan等利用原子力显微镜研究了潮湿空气中云母解理面内裂纹的延迟扩展并观察了裂纹尖端原子图像[30]。Zhao等利用高分辨透射电子显微镜对单晶硅中微裂纹进行了纳米尺度的实验研究，发现了近裂纹尖端区域晶格的排列规则[31]。
在材料的断裂过程中，裂纹尖端附近的应变场是非常重要的。Hahn把金属材料裂纹尖端前方的区域分成四部分：紧靠裂纹尖端的区域是非线性弹性区，其他三个区域由内向外依次为高塑性区、塑性区和线弹性区[32]。各种不同的方法已经被应用于裂纹尖端应变场的测定，如光弹性法[33-37]、网格法[38-40]、云纹法[41-43]、云纹干涉法[44-51]、全息干涉法[52，53]、激光散斑干涉法[54-60]、数字图像相关法[61-68]、X射线衍射法[69，70]、中子衍射法[71]、电子束云纹法[72-74]、纳米云纹法[75-78]、几何相位分析法[79，80]、数值云纹法[81]等。(www.xing528.com)
一些研究者采用分子动力学方法[82-92]、有限元方法[93-98]、解析方法[99-101]等研究了裂纹尖端的力学行为。Swadener等采用分子动力学方法模拟了单晶硅的脆断行为，发现动态断裂韧度大约是静态应变释放率的1/3[102]。Buehler等采用大规模分子动力学方法模拟展示了材料的动态脆断由超弹性控制，这与现有的线弹性理论预测的动态断裂行为不同[103，104]。Guo等采用分子动力学模拟方法研究了体心立方铁的低温形变机制，发现当应力集中足够大时，在裂纹尖端发生相转变和再结晶现象[105]。Wu等采用分子动力学模拟方法研究了不同温度下单晶镍中扩展裂纹的应力分布和微结构演化，结果表明，裂纹扩展过程和应力分布特征与温度变化密切相关[106]。Hunnell等采用有限元方法模拟了裂纹尖端钝化引起的疲劳裂纹扩展，发现疲劳裂纹的扩展随应力循环周数的增加而变慢[107]。虽然这些模拟及解析方法给出了一些新的研究结果，但模拟及解析毕竟与真实实验有所不同，模拟及解析结果还需要与实验结果进行比较研究。
原位扫描电子显微镜（Scanning Electron Microscope，SEM）实验可以实时动态地研究材料在加载时的响应，近年来成为一种非常有效且直观的断裂研究手段，可用于观察损伤与断裂过程中表面裂纹的萌生、扩展及断裂过程或疲劳的累计损伤等[108-119]。Wang等采用原位扫描电子显微镜实验观察了镁铝合金中疲劳裂纹的萌生与扩展行为[120]；Cha等采用原位扫描电子显微镜实验研究了A390铝合金（美国牌号，为高硅过共晶铝合金）气缸衬垫的断裂行为[121]；Zhang等采用原位扫描电子显微镜实验研究了超细晶粒铝合金IN 9052（美国利用粉末冶金工艺制成的高强度铝合金）中小疲劳裂纹的裂尖张开位移[122]。虽然这些研究工作给出了一些关于裂纹形核和扩展的有用信息，但都没有涉及裂纹尖端的应变场。Sun等采用原位长工作距离显微镜和数字图像相关方法测量了锡铜焊接合金中裂纹尖端附近的平面位移场，但在实验过程中并没有涉及裂纹的扩展[123]。Jin等使用扫描电子显微镜进行了多晶铝的原位三点弯曲实验，采用网格法和数字图像相关方法测定了裂纹尖端位移场，但也没有涉及裂纹的形核及扩展[124]。Carroll等采用原位扫描电子显微镜和数字图像相关方法研究了镍基高温合金中扩展裂纹附近的累积应变[125]，但是所测量的应变是在样品卸载之后的结果，并不是当前载荷下的应变。为了更好地理解材料的断裂机制，对裂纹的扩展及裂纹尖端附近应变场的演化进行同时研究是十分重要的。
综上所述，尽管许多研究者对固体材料裂纹尖端做了大量的研究工作，一些理论、模拟及实验研究也给出了许多裂纹的相关信息，但由于实验设备和技术上的局限，人们对裂纹的形核及扩展机制、裂纹尖端的演化情况还不明确，许多很有价值的理论工作还需要实验结果的验证与支持。因此，断裂理论的发展急需对微裂纹的形核、扩展过程及裂纹尖端应变场进行高精度实验观测。
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