采用分子动力学的方法(MD),结合改进分析型嵌入原子方法(MAEAM),从微观角度研究了铁、镍及镍基合金的疲劳断裂行为。探讨了金属中疲劳裂纹的断裂方式以及尖端的变形机制,并且通过计算裂纹长度和应力强度因子的变化分析了裂纹扩展速率。同时还讨论了晶向、温度及界面对疲劳裂纹扩展的影响。研究了单晶铁疲劳裂纹扩展行为,探讨了不同晶体取向裂纹模型的扩展方式和裂纹尖端的变形机制。在常温下,[001](010)裂纹表现出韧性开裂,裂纹尖端主要的变形机制为剪切滑移带,滑移系为<111>{110};而[110](110)裂纹表现出脆性断裂,滑移系为<110>{110};对于[112](111)裂纹,空洞和空位是疲劳裂纹尖端主要的变形机制。当温度从300K升到600K时,裂纹尖端的变形机制发生了改变。[001](010)裂纹在高温时尖端还出现了空洞和部分FCC相变,而[110](110)裂纹尖端的变形主要为空洞和微裂纹,[11 2](111)裂纹在高温时表现出脆性断裂。同时,温度对不同晶向的裂纹扩展速率的影响也不同。另外,研究了?3和?5两种晶界模型在常温下对疲劳裂纹扩展的影响。结果表明,?3模型中,晶界对裂纹的阻碍作用失效,裂纹以钝化效应的方式快速扩展;而在?5晶界模型中,晶界的两侧形成了两个对称的滑移区域,从而有效的阻碍了裂纹的快速扩展,降低了裂纹的扩展速率。以单晶镍为对象,研究了不同结构金属中疲劳裂纹扩展行为,发现在单晶镍中,[001](010)裂纹在常温下以钝化效应开始萌发,而在裂纹扩展中,驻留滑移带是裂纹前端主要的变形机制,滑移系为[110](111);[110](110)裂纹尖端的主要变形为位错线,并且在(111)面形成了滑移带;而[11 2](111)裂纹尖端的滑移带却沿着[123]和[132]方向滑移,滑移面为{111}面。当温度从300K升到600K时,不同晶向裂纹的扩展速率随着温度升高都是增加的,与常温下相比,高温导致裂纹尖端滑移带数量增多,但没有改变裂纹尖端的变形机制。同时也讨论了?3和?5晶界模型在常温下对单晶镍疲劳裂纹扩展的影响。与单晶铁相比,单晶镍中?3界面在裂纹扩展前发生了剧烈形变,使得裂纹周围的滑移带几乎都转移到另一侧,从而延缓了裂纹的扩展;而在?5晶界模型中,裂纹的尖端以及界面处出现了大量的滑移带,使得整个系统有更好的塑性,有效的阻碍了裂纹的扩展。相对于单晶金属,合金中疲劳裂纹扩展行为又有所不同。通过对Ni3Al合金中疲劳裂纹扩展行为的研究,发现(010)[001]裂纹在常温下以三角形的尖端萌发,然后尖端以空洞形核的方式扩展,此时裂纹周围形成了大量的位错和滑移,滑移系为{110}<111>;[110](110)裂纹前端出现了具有钝化现象的尖端裂纹,滑移系为(110)[110];而(111)[112]裂纹以钝化延展的方式扩展,使得裂纹扩展的速率远远低于其他两种裂纹模型,并且在[132]和[312]晶向,沿着{111}晶面形成了大量的滑移带。当温度从300K升到600K时,Ni3Al中裂纹的扩展速率随着温度的升高而增加。与常温下的裂纹扩展相比,高温没有改变裂纹前端的滑移系统,却使滑移带的数量增多。另外,研究了Ni/Ni3Al界面在常温下对疲劳裂纹扩展的影响。结果发现,钝化原子诱导裂纹尖端发生形变,从而导致新的尖端裂纹在裂纹的前端形成,同时新的尖端裂纹又引起的钝化效应的形成,并引导着裂纹扩展。此时,Ni/Ni3Al界面把裂纹尖端产生的滑移带逐渐的转移到Ni3Al的合金相中,从而有效地限制了裂纹的扩展。裂纹在扩展过程中除了受到晶向、温度、界面的影响外,还受到材料内部缺陷的影响,因此又探索了辐照缺陷对金属力学性能及疲劳裂纹扩展的影响(以单晶镍为例)。当温度为100K和300K时,金属的屈服应力和屈服应变相对于辐照前降低,然而,弹性模量在辐照前后却是升高的。同时,100K时的辐照缺陷可以阻碍位错的运动从而限制滑移带的扩展并导致滑移带密度的降低。当温度为300K时,缺陷原子会引诱大量的空位出现在裂纹的周围,从而导致结构出现硬化,限制了滑移带的增长。通过研究辐照缺陷对疲劳裂纹扩展的影响可以得出,在低温100K时辐照缺陷阻碍裂纹尖端钝化效应和滑移带的形成,从而降低了裂纹的扩展速率。然而,当温度为300K时,裂纹的尖端对辐照缺陷具有吸引的效果,从而加速了滑移带的增长,同时还会引起裂纹周围大量新缺陷的形成。