《Scripta Materialia》：金属材料优异的拉伸延伸率是否意味着高的裂纹扩展抗力？

文章简介

在评估合金的力学性能时，如果在单轴拉伸测试中获得了良好的延伸率，是否就意味着该材料在该温度下工程服役中安全可靠？材料中一旦存在裂纹或缺陷，它还能否抵抗裂纹的进一步扩展，可靠的韧脆转变温度究竟应当如何测定？

近日，香港城市大学韩卫忠教授团队联合东北大学朱正旺教授针对单相BCC结构Ti3Zr1.5NbVAl0.25多主元合金开展了从25 °C至-196 °C的宽温域力学与微观机制研究。研究通过对比光滑试样拉伸与预制裂纹试样断裂韧性测试，揭示了该合金在低温下强烈的裂纹敏感性（断裂韧性在-38°C即发生急剧转变，远早于-196°C拉伸塑性的完全丧失），阐明了1/2<111>螺位错迁移率受抑主导低温裂纹敏感性与韧脆转变的微观机制。

这项工作以“Suppressed screw dislocation mobility dictates the ductile-to-brittle transition in body-centered cubic Ti3Zr1.5NbVAl0.25alloy”为题发表在《Scripta Materialia》上，doi: 10.1016/j.scriptamat.2026.117610。

背景介绍

体心立方（BCC）难熔多主元合金（MPEAs）具有优异的高温屈服强度和组织稳定性，在航空航天与核能工程中展现出良好的应用潜力。然而，这类合金在低温下往往面临本征脆性与韧脆转变问题，限制了其工程化应用。

如何全面评估合金的低温韧脆转变？在材料力学行为研究中，评估韧脆转变的方式主要包括单轴拉伸测试、夏比冲击测试、小冲杆测试以及断裂韧性测试等。不同测试方式对应的加载速率、试样几何约束及局部应力状态存在明显差异。目前，单轴拉伸测试因操作简便且试样易于制备，常被用于初步评估金属的塑性与韧脆转变行为。但光滑拉伸试样主要反映材料在均匀变形阶段的宏观塑性响应；而在实际工程服役中，结构件往往不可避免地存在微裂纹或几何缺口。当材料内部存在尖锐裂纹时，裂纹尖端会产生显著的三轴应力约束，大幅提高局部应力分量，进而阻碍位错发射与塑性流动。这种应力状态的改变容易使材料表现出较高的裂纹敏感性——即材料在光滑状态拉伸时仍具备一定的延伸率，但在含裂纹状态下已发生脆性断裂。

从微观机制来看，传统BCC金属的韧脆转变与 1/2<111>螺位错的运动密切相关。由于螺位错具有非平面的三维核心结构，其滑移需要依靠热激活辅助扭折对（Kink-pairs）的形核与迁移来克服派-纳力（Peierls-Nabarro Force）。低温下热激活能衰减，螺位错运动受阻，导致螺、刃位错之间出现显著的迁移率差异，阻碍位错增殖。然而，近期的原子尺度模拟表明，在成分复杂的BCC多主元合金中，剧烈的化学成分起伏同样会阻碍刃位错运动，使螺、刃位错的迁移率趋于接近，那么传统的位错控制机制在复杂成分晶格中是否依然适用？由于此前针对难熔多主元合金韧脆转变的探讨多基于单轴拉伸测试的评估，缺乏对裂尖屏蔽效应的深入讨论，其内在的位错动力学机制一直未能得到充分阐明。在此背景下，许多研究转而关注变形孪晶或扭折带（Kink Bands）等宏观辅助变形模式，但这些辅助机制在能否有效缓解低温脆性仍存在争议。因此，本文的目的在于探讨这一问题：材料在低温含裂纹状态下的真实抗断裂能力究竟如何，扭折带等辅助变形模式又能起到多大作用？

文章内容

一、拉伸塑性与断裂韧性的差异：显著的低温裂纹敏感性

研究首先对比了单相BCC结构Ti3Zr1.5NbVAl0.25合金在25 °C至-196 °C下的单轴拉伸与紧凑拉伸（CT）断裂韧性响应（图1）：

（1）光滑试样拉伸表现：随着温度从25 °C降至-150 °C，抗拉强度（UTS）从903 MPa单调升至1353 MPa，且在-150 °C时依然保持着可观的拉伸延伸率；直至-196 °C时才在弹性阶段发生脆性断裂（UTS降至1235 MPa），此时宏观屈服所需的临界分切应力已超过本征解理断裂应力。

图1.合金在-196 °C至25 °C温区内的单轴拉伸性能、断裂韧性（J-R阻力曲线）测定。

（2）预制裂纹断裂韧性突变：采用单试样柔度卸载法测试含尖锐预制裂纹的CT试样时（图1b, c），合金的断裂韧性（KJIc）从-25 °C时的210 MPa·m0.5骤降至-50 °C时的89.4 MPa·m0.5，在25 °C温差内降幅超过57%。

（3）韧脆转变温度界定：采用双曲正切函数对断裂韧性数据进行拟合，确定其拐点温度T0（即DBTT）为-38 °C。在-38 °C以下直至-196 °C，KJIc进入下平台区。在-50 °C到-150°C时，光滑试样的拉伸延伸率仍高于5%，但断裂韧性已大幅劣化。这表明尖锐裂纹尖端的三轴应力约束显著放大了材料的裂纹敏感性，适度低温下尚存的宏观塑性无法满足裂尖钝化需求。断口形貌（图2）同样印证了这一转变：-25 °C下断口为典型的延性韧窝特征（图2a），而在-50 °C及以下温度则完全转变为平坦的解理刻面（图2b–d）。

图2. 合金在-25 °C至-100 °C断裂韧性测试后的SEM断口形貌

二、应变局域化与裂尖塑性区演化：扭折带的局部协调作用

为厘清辅助变形模式与位错滑移的贡献，研究对变形后的拉伸试样（图3）和CT试样裂纹扩展路径截面（图4）进行了EBSD表征：

（1）拉伸试样的应变局域化（图3）：在各低温均匀变形区内（图3a–d），其平均取向差（KAM）值极低，几何必需位错（GNDs）稀疏且无扭折带（KBs）形成；扭折带仅在承受高应力梯度的缩颈区内伴随位错塞积出现（图3e–h）。这说明扭折带对整体均匀塑性的贡献有限，主要在常规滑移耗尽后起局域协调作用。在-100 °C缩颈区内，由于晶内滑移受阻，未协调的残余应变在晶界积累并诱发了沿晶微裂纹（图3h）。

图3. 不同温度下拉伸断裂试样均匀变形区与缩颈区的EBSD表征

（2）裂纹尖端塑性区的退化（图4）：在DBTT以上（-25 °C，图4a–a2），裂尖被高KAM区和大量扭折带包围，高密度可动位错向晶粒深处扩展形成大尺寸塑性区，与扭折带协同耗散断裂能量。而降至DBTT以下（-50 °C至-100 °C，图4b–d2），裂纹周围位错密度与扭折带数量断崖式下跌，裂尖有效塑性区显著缩小，丧失了对尖锐裂纹的钝化能力。低温裂纹附近偶见的孤立扭折带推测应是解理裂纹快速扩展释放高弹性应变能所引起的瞬态局域晶格旋转，无法提供实质性的塑性功。

图4. 不同温度下断裂韧性测试后裂纹尖端的EBSD表征

三、位错动力学机制：螺位错受抑制、钉扎与裂尖位错耗竭

透射电镜表征进一步从原子与位错尺度揭示了裂尖塑性区退化的原因（图5、图6）：

（1）波状滑移向平面滑移的转变（图5、图6a–b）：在25 °C下，螺、刃位错迁移率差异较小，多滑移系开动，形成柔性的混合位错网络与位错缠结（图5d, d1及图6a）。而在-100 °C下，由于热激活不足限制了扭折对的形核与迁移，螺位错运动大幅受抑；高迁移率的刃位错分量快速滑出晶体，使亚结构完全由刚性、长直的1/2<111>螺位错主导（图5a–c及图6b），促使变形退化为平面滑移。

图5. 单轴拉伸试样-100 °C与25 °C下均匀变形区内的TEM位错组态对比

（2）局域化学起伏的钉扎（图6c）：在多主元合金中，显著的原子尺寸错配与局域化学成分起伏构建了崎岖的能量景观。低温下热能衰减，除BCC本征派-纳势垒升高外，成分起伏处的局域溶质-位错交互作用愈发显著，将螺位错段深度钉扎在局域势能低谷中（图6c中的局域钉扎点），低温下进一步加剧了螺位错的冻结效应。

图6. 25 °C与-100 °C下位错组态、螺位错局部钉扎特征及-100 °C裂纹尖端TEM表征

（3）位错源效率降低与裂尖耗竭（图6d）：断裂力学中裂尖钝化与解理的竞争取决于裂尖位错发射效率。低温下被钉扎的长直螺位错难以有效增殖，导致位错源效率大幅降低，使-100 °C裂纹尖端陷入无位错的耗竭状态（图6d）。由于缺乏连续的可动位错流来屏蔽裂尖并松弛高三轴应力，裂尖应力迅速超过晶格内聚强度，最终触发脆性解理断裂。

总结展望

本工作为低温结构材料的可靠性评估提供了参考。对于一些材料，拉伸塑性尚未完全丧失时，断裂韧性可能断崖式下降，说明仅依靠延伸率难以充分评估材料的抗断裂性。韧脆转变温度也与测试方法和判定标准有关：冲击试验、小冲杆试验、拉伸试验和断裂韧性试验反映的力学行为各不相同，应结合材料特点与实际服役条件进行评价。

本文来自“材料科学与工程”公众号，感谢论文团队支持。

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