导读：作为一种应用广泛的核结构材料，锆(Zr)合金易发生脆性氢化物致开裂。Zr包层管固有的无法抑制这种开裂趋势，严重威胁到Zr包层管的使用安全。本文提出了一种显微组织设计策略，通过在Zr-2.5Nb合金中引入分层的纳米层双相结构，有效地抑制裂纹的扩展。由于在裂纹尖端之前形成了均匀而密集的塑性变形，从而获得了前所未有的K_JIc ∼ 165 MPa·m^1/2 相当于J_Ic ~ 256 kJ/m²)的断裂韧性，这是Zr基材料所不具备的。分析表明，分层Zr-2.5Nb合金中高密度的多取向α/β界面激发了大量的<c+a>位错，促进了变形孪核，从而产生了有效的裂纹尖端钝化，而这两者在室温下是传统Zr基材料难以激活的。分层纳米层结构具有优异的断裂韧性，为设计耐损伤六角形金属提供了新的途径，用于安全关键应用。

       锆(Zr)合金具有热中子俘获截面小、耐腐蚀性能好、机械性能优异等特点，在核工业中广泛应用于燃料包壳管和结构部件。然而，在核反应堆中使用时，Zr合金通常会产生氢化物，这是一种脆性相，断裂韧性极低(<1 MPa·m^1/2)。这些氢化物的析出使Zr包层容易发生微裂纹，从而限制了使用寿命并存在安全隐患。一种备受关注的解决方案侧重于提高Zr合金本身的断裂韧性，从而抑制氢化物诱导裂纹的快速扩展。

提高合金断裂韧性的机制可分为内在机制和外在机制。内在增韧包括通过增强塑性变形能力来抑制裂纹尖端之前以微裂纹或空洞形式形成的损伤。相反，外部增韧通过裂纹桥接等机制在裂纹产生后起作用，阻止裂纹张开，防止裂纹尖端前的局部应力上升。对于金属材料，本征增韧起着更为关键的作用，因为它可以同时阻碍裂纹的萌生和扩展。因此，提高Zr合金的抗断裂能力需要提高裂纹尖端前的塑性变形能力，以阻止损伤。

       Zr作为六方密排金属，其塑性变形主要由位错滑移和孪晶提供。主要滑移模式的晶体学是{101-0}<12-10>滑移，由于其在室温下的最低临界分解剪切应力(CRSS)为~ 20 MPa，因此称为棱柱状<a>滑移。然而，棱柱滑移模式只能容纳沿<a>-轴的塑性，并且仅由两个独立的滑移系统组成。因此，嵌入在多晶中的Zr晶体不能仅通过棱镜<a>滑移而变形，并且满足均匀塑性变形的Taylor-von Mises准则，该准则至少需要五个独立的滑移系统。HCP晶体中的孪晶除了有滑移作用外，还是一种<c>轴变形机制;然而，与滑移不同的是，所有的双模态都是单向的，任何给定的模态都可以容纳<c>收缩或伸展，但不能同时容纳两者。因此，与孪生相比较，<c+a>位错滑移的激活通常发生在具有Burgers矢量的一阶锥体{11-01}面上b→=1/3<1-1-23>，为较有利的<c>轴变形机制。包含12个滑移系统的一阶锥体滑移模态<c+a>可以提供适应均匀变形所需的滑移系统。不幸的是，在Zr中，<c+a>滑移的CRSS通常比<a>滑移高10倍，导致<c+a>位错的活性低得多。

       此外，最近的原位TEM分析和原子模拟报告了HCP金属中<c+a>位错的边缘组分的迁移率远低于螺杆组分。这种明显的迁移率差异会阻碍Zr合金中<c+a>位错的增殖，进一步降低其活性。结果表明，合金元素的加入可通过促进<c+a>位错的交叉滑移而促进<c>轴变形。然而，这种机制对<c+a>位错的倍增作用很小。因此，通过增强<c+a>位错的活性，在Zr合金的裂纹尖端前产生足够的均匀变形仍然是关键的挑战。

       在这项工作中，西安交通大学韩卫忠教授团队提出了一种通过直接引入<c+a>位错源来增强Zr合金裂纹尖端<c+a>位错活性的策略。在Zr-2.5Nb合金中引入了一种独特的具有高密度α/β-Zr界面的分层纳米双相结构。研究表明，这些界面是<c+a>位错的来源，促进了大量<c+a>位错的形核，并显著提高了裂纹尖端前的塑性变形能力。α/β-Zr界面还有助于激活多个变形孪晶，从而提供额外的<c>轴变形，从而有效地钝化裂纹尖端。因此，与粗晶纯Zr和粗层Zr-2.5 nb相比，分层纳米Zr-2.5 nb合金在室温下具有优异的抗断裂性能。

      相关研究成果以“Hierarchical nanolayered structures-enabled record-high fracture resistant zircaloy”发表在Acta Materialia上。