竞争机制使bcc二元及中熵合金在20 K下增韧

《Nature》：Competing mechanisms toughen bcc binary and medium-entropy alloys at 20 K

　　

体心立方（body-centred cubic，bcc）金属及合金的塑性变形通常由螺位错（screw dislocation）介导。螺位错的运动对温度敏感，表现为随着温度降低强度急剧升高，裂纹尖端塑性区被压缩，从而导致韧脆转变。研究人员在20 K下评估了具有相似电子结构的IV–V族bcc难熔合金的力学性能，发现这些材料并未呈现明显的韧脆转变，其拉伸屈服强度与断裂韧性随温度变化呈现平台特征。该行为源于孪生与ω相变（ω-phase transformation）的全局激活，二者在整体位错运动之前于界面处形核位错。该初始机制对温度不敏感并控制屈服，从而阻止裂纹尖端塑性区随温度降低而收缩。

该研究发表于《Nature》。体心立方（body-centred cubic，bcc）金属和合金通常存在韧脆转变温度（ductile-to-brittle transition temperature，DBTT）：低温下螺位错（screw dislocation）的滑移依赖热激活扭折对形核，强度随温度降低急剧升高，裂纹尖端塑性区收缩，最终发生脆断。已有增韧策略多聚焦于促进螺位错滑移，或在面心立方合金中利用孪生诱发塑性（twinning-induced plasticity，TWIP）和相变诱发塑性（transformation-induced plasticity，TRIP）；但在bcc合金中，低温孪生常因位错形核困难而诱发沿界面脆性破坏。此前研究人员曾观察到Nb₄₅Ta₂₅Ti₁₅Hf₁₅与Nb₇₀Ti₃₀等合金在77 K附近可能已发生滑移-孪生转变且未表现出明确DBTT。为进一步阐明该转变对断裂行为的作用，研究人员开展了20 K下的系统研究。

研究方法方面，研究人员选用Nb₄₅Ta₂₅Ti₁₅Hf₁₅和Nb₇₀Ti₃₀两种bcc难熔合金。两种合金均由高纯元素电弧熔炼，经锻造或交叉轧制至33%厚度减薄，并在约0.56倍固相线温度热处理1小时，获得近再结晶等轴晶或双峰晶粒组织。研究人员在20 K开展单轴拉伸和非线性弹性J积分断裂韧性测试，配合断口分析、电子背散射衍射（electron backscatter diffraction，EBSD）、透射电子显微镜（transmission electron microscopy，TEM）/高分辨TEM及四维扫描透射电子显微镜（four-dimensional scanning transmission electron microscopy，4D-STEM）、透射菊池衍射（transmission Kikuchi diffraction，TKD）等手段表征裂纹尖端和中断拉伸试样的变形机制，并使用原子探针层析分析晶界化学成分。

**20 K下的力学行为**：拉伸曲线与J-R曲线显示，Nb₄₅Ta₂₅Ti₁₅Hf₁₅在20 K的屈服强度约为938.9 MPa，与77 K的936.6 MPa相当；抗拉强度约为1149.5 MPa，均匀伸长率和断裂伸长率较77 K分别下降约33%和50%，但仍保持明显塑性。Nb₇₀Ti₃₀在20 K的屈服强度约为839.9 MPa，与77 K的825.8 MPa在统计误差内。断裂韧性方面，Nb₄₅Ta₂₅Ti₁₅Hf₁₅的裂纹萌生韧性K_JIc约为96.5 MPa√m，稳态裂纹扩展韧性K_ss约为118 MPa√m；Nb₇₀Ti₃₀的K_JIc为170 MPa√m，与77 K和298 K下的188 MPa√m和219 MPa√m相比变化不大。拉伸断口为微孔聚集型韧性断裂；紧凑拉伸试样在裂纹尖端三轴应力下呈部分沿晶与韧性断裂混合形貌。

**20 K下的变形机制**：中断拉伸试样在0.4%塑性应变下的4D-STEM和高分辨TEM显示，{112}?111?纳米孪晶之间形成纳米级ω相（ω-phase）界面层，表明屈服由孪生及伴随的ω相变控制。孪晶传播至晶界等界面时形成应力集中，并在该处形核位错；应变增大后，位错以螺位错特征滑移。在紧凑拉伸试样裂纹尖端，TKD和4D-STEM同样观察到孪晶/ω相冲击晶界，并在母晶和相邻晶粒内形核刃/混合位错，部分位错形成微米级扭折带。因此，虽然裂纹尖端表现出名义上的沿晶断裂特征，但孪生和ω相变诱导的位错形核延缓了脆性断裂。

讨论部分指出，孪生、相变、位错滑移和位错形核四种机制随温度发生非线性竞争，形成“孪生/相变→位错形核→位错滑移”的全局序列，与面心立方合金中常见的“滑移→孪生→相变”序列相反。化学复杂性升高会提高位错滑移应力、增强高温强度，但不是控制DBTT的关键变量。Nb₇₀Ti₃₀的滑移障碍较低，裂纹尖端位错滑移更均匀；但Nb₄₅Ta₂₅Ti₁₅Hf₁₅的断裂韧性仍接近100 MPa√m。关键因素在于低的孪生迁移应力和低的异质位错形核势垒，二者主要取决于电子结构。IV族元素添加可降低V族金属的不稳定层错能，促进孪生和ω相变；但由于ω相被Rice参数预测为脆性相，且Ti/Hf在晶界偏聚可把局部IV族浓度提高到42 at%，既促进位错形核又增强应力诱导ω相形成的化学驱动力，因而是一把“双刃剑”。

结论翻译：研究证明NbTi基合金在低至20 K仍保持优异的损伤容限，无可测量的DBTT。其机制源自一种bcc合金在拉伸下不常见的全局序列：首先由孪生（经螺位错芯转变介导）偶联相变，随后在界面形核位错耗散应力集中，最后发生位错滑移。裂纹尖端钝化由对温度不敏感的孪生启动，防止塑性区收缩，并将孪生界面作为高效位错源。这一结果提供了一条不依赖化学复杂性抑制难熔bcc合金DBTT的新途径。