“令人兴奋的是，低氧钛的断裂韧性超越了目前已报道的所有商业纯钛和钛合金，甚至超过了大部分金属材料。”西安交通大学韩卫忠教授表示。

图 | 韩卫忠（来源：韩卫忠）

近日，他和团队成功突破了钛和钛合金的极限性能，将商业纯钛的氧杂质含量从 0.14wt.% 降至 0.02wt.%，让其断裂韧性从 117MPa?m^1/2 提至 255MPa?m^1/2。

通过本次研究，他们还首次揭示了钛的超高本征断裂韧性，打破了钛及钛合金的断裂韧性均低于 130MPa?m^1/2 的传统认知，证明低氧钛是目前已知最有韧性的金属材料之一。

总的来说，本次成果为设计高强、高韧的钛合金带来了重要启示。

目前，在航空航天领域为了促进钛合金在某些安全关键负载条件下的应用，人们已经在钛合金中采用了控制氧含量的设计思路，这不仅能提高钛合金的断裂韧性，并已有相关产品实现商业化。

例如，损伤容限型 Ti-6Al-4V（TC4 DT）合金、以及超低间隙（ELI）Ti-6Al-4V 合金，均已得到广泛的应用。

然而，对于当下的损伤容限型钛合金来说，它里面的氧含量仍然处于较高水平，导致其断裂韧性仍被限制在 130MPa?m1/2 以下。

要想进一步提高 Ti-6Al-4V 等经典钛合金的应用范围，就得提升它的服役安全性。后续，通过进一步地降低氧杂质的含量，将能让该钛合金的断裂韧性实现跨越式提升。

事实上，几乎所有的密排六方结构金属，包括目前已被广泛使用的钛、锆、镁、锌等，都存在<c+a>位错难以被激活、或可动性较差的现象。

这让它们的塑性和断裂韧性，远远低于大部分面心立方结构金属，导致其应用范围受到限制。

因此，后续可以通过合金化的设计方案，来促进变形孪晶大量激活。

进而通过孪晶界来促进<c+a>位错的密集启动，借此显著提升密排六方金属的力学性能。

（来源：Advanced Materials）

01 有望大幅提高密排六方金属的变形能力

韩卫忠表示，多年来他和团队一直关注固溶氧对金属材料性能的影响，几年前就曾对第五副族难熔金属钒、铌、钽的氧脆机制开展了研究。

研究发现，金属材料中固溶的氧在变形过程中，容易与位错运动产生的空位结合，形成氧-空位复合体。

氧-空位复合体能够强烈地钉扎位错，并能促进变形微孔的形成，由此会引发第五副族难熔金属的氧脆现象。

为了实现固溶氧致脆现象的良好转化，课题组发明了一种名为金属表面梯度渗氧的技术。

即通过在高温氧气氛中，针对易于吸氧的金属加以处理，让氧从金属表面扩散到金属内部。

期间，金属内部会形成一种从表面到内部的氧浓度梯度，这会让金属材料表面变硬，而金属材料芯部则能保持韧性。

这样一来，就能获得兼具高强度与高韧性的金属材料，同时还能提高金属的表面耐磨性。

事实上，金属表面渗氧技术类似于渗碳技术和渗氮技术，是一种全新的金属材料表面强化技术。

当使用金属表面梯度渗氧技术，针对高纯钛进行处理并进行拉伸变形之后，他们发现样品的外侧梯度渗氧区和芯部低氧区的变形特征，出现了十分显著的差异。

具体来说：芯部低氧区会产生大量的变形孪晶，而靠近表面的梯度渗氧区由于氧含量比较高则没有形成变形孪晶。

这说明：氧含量对于钛的变形孪生倾向有着巨大影响，即低氧含量时，更容易产生变形孪生。

（来源：Acta Materialia）

据课题组介绍，近几年来他们也一直在研究金属材料的韧脆转变问题。

对于在温度降低之后，体心立方金属的塑性变形能力会出现突然下降的情况，他们重点研究了背后的微观机理。

研究结果表明：体心立方金属的韧脆转变，与位错源的效率密切相关。即其决定因素是在变形之时，金属材料内部能否及时产生足够多的可动位错来协调变形。

同时，对于位错源效率来说，它由螺位错和刃位错的相对运动能力决定。

在韧脆转变温度之下，螺位错的可动性很差，而刃位错易于滑动，导致整个位错线的运动能力被限制。

更重要的是，在这种运动不协调的情况下，位错线不能转化为高效的位错源，因此难以实现位错的有效自增殖。

这时，由于可以协调变形的可动位错数量太少，所以一旦环境温度降低到某个温度以下，体心立方金属就会发生突然的韧脆转变。

由此可见：对于金属材料的韧脆特性来说，它与螺位错和刃位错的相对运动能力有着密切联系。

依托这一发现，在调控密排六方金属的变形能力上，课题组找到了新思路。

研究人员表示，密排六方金属比如钛、锆和镁等，它们的晶格对称性较低。

通常柱面或基面<a>滑移更加容易被启动，而锥面<c+a>滑移则会难以启动。

这会让密排六方金属无法满足泰勒-冯-米塞斯准则，最终导致密排六方金属整体的变形能力偏弱。

事实上，锥面<c+a>位错滑移之所以难以启动，是由于其自身的原因。由于<c+a>刃位错很容易分解到柱面和基面，因此可动性很差。

而<c+a>螺位错相对更容易滑动，所以在密排六方金属中，人们通常会观察到长直的<c+a>刃位错、以及很短的<c+a>螺位错。

这表明两种位错的可动性差异很大，而难以滑动的位错通常会保留下来。这一点也与脆性体心立方金属中经常看到的长直螺位错现象是类似的。

对于锥面<c+a>位错的刃分量和螺分量来说，它们的可动性存在较大差异，因此其自增殖能力很弱，进而会导致在变形时缺乏足够的锥面<c+a>位错协调<c>轴变形。

而要想增加<c+a>位错的数量，可以采取增加<c+a>位错源的数量的策略。

值得注意的是，该团队在前期研究中恰好发现：锆中的孪晶界可以发射<c+a>位错。基于此，他们通过降低氧含量来促进孪生变形。

这时，大量的孪晶界能被作为位错源，从而可以激发高密度的<a>和<c+a>滑移，进而有望大幅提高密排六方金属的变形能力。

（来源：Advanced Materials）

02 断裂韧性值稳定在 255MPa-m1/2

事实上，在研究伊始他们并没有重点关注钛中氧含量对于断裂韧性的影响，而是重点研究了密排六方结构纯锆的微观结构与断裂韧性关系。

当发现氧对于密排六方金属孪生的重要影响之后，课题组才开始尝试使用低氧钛作为模型材料，进而研究其变形机制与断裂韧性。

测试中，他们遇到了一个从未遇到的情况：即和商业纯钛相比，在加载的过程之中，低氧钛样品的裂纹扩展速度非常缓慢。

于是，他们针对研究计划加以重新审视。后来，其决定从揭示钛的本征断裂韧性角度出发，借此发现低氧钛是已知的韧性最强的金属材料之一。

与此同时，还有两个问题必须要回答：

其一，如何测得一个既满足断裂力学标准又能够被同行广泛认可的断裂韧性值？

其二，为何低氧钛具有如此高的断裂韧性？其内在的韧化机制是什么？

为了测到标准的断裂韧性值，他们开始研究低氧钛断裂韧性与样品厚度的关系。

详细来说：课题组制备了厚度从 2.5mm-30mm 不等的多个样品，并分别测量出对应的断裂韧性值，进而研究了样品断裂韧性随厚度的变化趋势。

结果显示：低氧钛的断裂韧性值能够稳定在 255MPa?m1/2。而他们所使用样品最厚的厚度是 30mm，这超过了断裂力学标准所要求的 27mm 的最小厚度。

（来源：研究者提供）

为了进行对比，他们又针对商业纯钛进行标准测试，发现商业纯钛的断裂韧性仅为 117MPa?m1/2，远远低于低氧钛的断裂韧性。

而上述两种纯钛的最大差异，在于氧元素杂质的含量不同。商业纯钛中的氧含量大约是低氧钛的 7 倍，这表明氧杂质含量是造成二者断裂韧性差异的主因。

随后，他们进一步分析了两种钛合金中的位错结构特征。借此发现：商业纯钛中主要是<a>位错，<c+a>位错很少。

相比之下，低氧钛裂纹尖端区激活了高密度的<a>位错，并能启动大量的<c+a>位错，且这些<c+a>位错会从孪晶界处发射。这表明，孪晶界是<c+a>位错源。

正因此，低氧钛会形成独特的递进韧化机制。当降低氧含量之后，能够大量激活低氧钛的裂纹尖端变形孪晶。

随后，孪晶界会发射高密度的<c+a>位错，并能显著提高裂尖处的变形密度和塑性区尺寸，进而能让裂纹得到有效钝化，最终让低氧钛得以拥有超高的断裂韧性。至此，本次研究正式结束。

（来源：Advanced Materials）

日前，相关论文以《通过降低氧杂质含量揭示钛的固有高断裂韧性》（Uncovering the Intrinsic High Fracture Toughness of Titanium via Lowered Oxygen Impurity Content）为题发在 Advanced Materials[1]。

西安交通大学博士生邹小伟是第一作者，韩卫忠教授和马恩教授担任共同通讯作者。

图 | 相关论文（来源：Advanced Materials）

对于本次论文审稿人表示，相比不锈钢这样的高韧性金属材料而言，钛通常表现出较低的断裂韧性，这强化了人们对于密排六方金属固有韧性较差的刻板印象。

然而，本次研究中针对低氧钛的结果，挑战了这一刻板印象。它表明：密排六方金属具有很高的断裂韧性潜力，并且能和不锈钢相媲美。

后续，课题组希望将低氧的策略运用到高强高韧钛合金的设计和制造中。

针对目前广泛使用的 Ti-6Al-4V 合金，他们计划开发全新的样品制备工艺，希望能够大幅降低 Ti-6Al-4V 合金中的氧杂质含量。

预计这将有助于促进裂纹尖端变形孪晶的大量启动，进一步激活<c+a>位错，从而显著提升 Ti-6Al-4V 合金的断裂韧性，扩大其应用范围并能提高服役安全性。

此外，还可以对钛合金进行合金成分设计，通过特定的合金元素促进裂纹尖端变形孪晶或<c+a>位错的启动，助力于实现钛合金强度-断裂韧性的协同提升。

参考资料： 1.https://onlinelibrary.wiley.com/doi/full/10.1002/adma.202408286