低温环境会影响金属的变形和断裂行为。对一些金属而言，温度降到一定范围后，原本能够发生塑性变形的材料会突然变得容易开裂，这种现象称为“韧脆转变”。这一现象在铁、铬、钨等体心立方金属中较为典型，而多数密排六方（HCP）金属，如锆、钛、镁等并不表现出同样明显的韧脆转变。锌是一个例外：它在低温下会明显脆化，但其背后的微观机制此前尚未得到充分解释。

金属的塑性变形主要依靠位错滑移和形变孪生。位错是晶体中的线缺陷，位错移动时，原子层逐步错动，材料便能通过塑性变形释放局部应力。在密排六方金属锌的塑性变形模式中，最容易启动的基面<a>滑移主要承担基面内沿a轴方向的变形，而沿晶体c轴方向的变形，则需要锥面<c+a>位错滑移和形变孪生来补充。在低温下，这两种变形机制能否顺利发挥作用，直接决定锌是否能够保持韧性。

近日，香港城市大学韩卫忠教授团队系统研究了高纯锌的低温变形与断裂行为，发现低温下孪生难以激活、第二锥面<c+a>位错自增殖受限，是锌发生韧脆转变的重要原因。研究还发现，通过热轧预先引入含有可动螺型分量的高密度<c+a>位错，可将韧脆转变温度从约−20 ℃降至约−90 ℃，降低约70 ℃。相关成果以“Mechanism of Ductile-to-Brittle Transition in Hexagonal Close-Packed Zinc”为题发表于《Acta Materialia》（2026，316，122476）。

论文链接：

https://doi.org/10.1016/j.actamat.2026.122476

研究人员选用纯度99.99%的锌，分别制备再结晶态（低位错密度锌，LDD-Zn）和热轧态（高密度位错锌，HDD-Zn）样品。热轧条件为100 ℃、厚度压下量20%。两种样品的平均晶粒尺寸相近，分别约为54 μm和42 μm。研究人员采用不同温度下的小冲杆测试，通过载荷—位移曲线计算断裂能，并结合断裂形貌证实韧脆转变现象。结果显示，LDD-Zn的韧脆转变温度约为−20 ℃，HDD-Zn则降至约−90 ℃，低温下吸收断裂能的能力也明显提高（如图1）。

断裂形貌与力学测试结果相互印证。LDD-Zn在−30 ℃时出现星形裂纹，断面较平整，裂纹附近塑性变形很少；升至−10 ℃后，断面出现撕裂棱，塑性变形明显增加。相比之下，HDD-Zn在−30 ℃仍能发生明显塑性变形，直到−100℃才出现显著脆性开裂。这些现象直观反映了两种初始位错结构下低温塑性变形能力的显著差异。

首先受到限制的是形变孪生。研究发现，LDD-Zn在低于韧脆转变温度时几乎没有明显孪晶。进入韧性温度区间后，{10-12}压缩孪晶才逐渐形核和长大（如图2）。因此，低温下锌难以通过孪生提供沿c轴方向的剪切变形，导致其缺少一种重要的c轴变形模式。

图2. LDD-Zn在不同温度下变形后的微观组织。−30 ℃时未见明显变形孪晶，升至−10 ℃及以上后出现孪晶。

与此同时，锌中另一种关键的c轴变形载体，锥面<c+a>位错也难以在低温下有效增殖。透射电镜观察发现，LDD-Zn在−30 ℃变形后，<c+a>位错主要呈长直的刃型形貌；温度升至−10 ℃及以上，则出现更多弯曲的混合位错（如图3、图4）。这是因为低温下螺型分量相对容易移动，而刃型分量运动困难，二者可动性差异显著。对于需要刃、螺分量协同运动的Frank–Read（F–R）位错源而言，这种运动失配会显著降低其持续运行和发射新位错的效率，从而削弱<c+a>位错的自增殖能力。结果是，锌难以在低温下持续补充足够的<c+a>位错，c轴方向的塑性变形随之进一步受限。

图3. LDD-Zn在-30 °C下的位错形貌，<c+a>位错以长直刃型位错为主

图4. 再结晶锌在-10 °C和50 °C下的位错形貌，<c+a>位错形貌逐渐转变为弯曲的混合位错。

团队此前在钛、锆中的研究结论为理解这一现象提供了重要参考。在低氧钛（Adv. Mater., 2024, 36, 2408286）和孪晶钛（Adv. Sci. 2026, 13, e75805）中，裂纹尖端的变形孪晶形成后，孪晶界能够作为高效位错源发射大量<c+a>位错，显著促进裂纹尖端塑性变形；在纯锆（Acta Mater., 2024, 269, 119825）及锆合金（Acta Mater., 2024, 279, 120300）中，孪晶界和相界面也能促进<c+a>位错发射和孪晶形核。相比之下，锌在低温下既难以激活孪生、形成新的孪晶界，又因第二锥面<c+a>位错刃型与螺型分量可动性失配而难以依靠Frank–Read位错源实现有效自增殖。两条补充<c+a>位错的途径同时受限，使锌难以维持裂纹尖端所需的均匀塑性变形能力，因而呈现出不同于钛、锆等HCP金属的明显韧脆转变。

预存位错为什么能够改善锌的低温韧性？关键在于热轧预先引入了高密度、含有可动螺型分量的<c+a>混合位错（如图5）。在−30 ℃时，尽管其中的刃型分量仍然不易移动，预存的螺型分量却能够继续滑移，直接参与变形并弥补c轴方向的塑性协调。这样，材料不必完全依赖低温下效率受限的Frank–Read位错源自增殖位错，也能调用已有的可动变形载体，从而延缓脆性开裂，使韧脆转变温度降低约70 ℃。当温度进一步降至−100 ℃，难动的刃型分量发生堆积和缠结，逐渐形成位错障碍，阻碍混合位错继续滑移，HDD-Zn也随之发生脆化（如图6，图7）。

图5. 热轧锌的位初始位错形貌，<c+a>位错以弯曲的混合位错为主。

图6. 热轧锌的在-100 °C和-30 °C下的位错形貌，易滑移的<c+a>螺位错滑出样品表面，留下大量难滑移的<c+a>刃位错。

图7. 锌的韧脆转变及预存位错增韧机制示意图。热轧预存的<c+a>位错中，可动螺型分量在低温下仍能参与变形；温度进一步降低后，难动刃型分量堆积并阻碍位错滑移。

 这项研究表明，HCP金属的低温韧性不仅取决于是否存在某种滑移或孪生模式，更取决于<c+a>位错能否被有效激活、持续运动和增殖。锌在低温下孪生受限、<c+a>位错自增殖效率低，因而容易发生韧脆转变；热轧预存可动的<c+a>螺型位错，则为低温塑性变形提供了额外载体，显著降低了韧脆转变温度。这一发现进一步凸显了<c+a>位错活性对于HCP金属塑性与抗断裂能力的重要性，也为通过位错工程改善低温韧性提供了新思路。

本研究重新定义了形变孪生在HCP金属变形中的关键作用。钛、锆、镁等金属在低温下可通过孪晶界辅助位错增殖，从而抑制低温脆性；而锌则因低温孪生受限，展现出突发的韧脆转变。这证明形变孪晶除提供塑性应变和调节局部取向外，更是低温下<c+a>位错增殖的核心机制。因此，HCP金属的低温韧脆转变行为，直接取决于其形变孪生能力的激活与否。