孪晶是一种具有镜面对称关系的2部分晶体组合, 是材料学中一种常见的晶体间特殊位向关系. 孪晶的形成过程称为孪生, 根据其形成方式不同可归纳为生长孪生(如自然孪晶、退火孪晶和相变孪晶等)和机械孪生(或称变形孪生) 2类. 尽管孪生现象在材料学领域已有上百年的研究历程, 但限于原位孪生信息获取的困难, 关于孪生机制的唯象讨论与研究仍是当前的热门课题[1-4].

{112}类型孪生是体心立方(bcc)结构金属及合金中最为常见的孪生类型, 很早就在Fe中发现, 俗称纽曼带(Neumann bands)[5], 淬火态中高碳马氏体钢中存在大量这种孪晶, 在钢铁材料中这种马氏体一般被称为孪晶马氏体[6]. 与密堆(cp)结构金属(如面心立方(fcc)和密排六方(hcp)结构金属)相比, bcc结构属于非密堆结构, 其层错能较高, 因此, 若要解释bcc结构金属中的孪生现象[7-10]很难像解释cp金属中的孪生[1,11]一样容易. 实际上, 孪生解释复杂性的增加往往要以增加孪生附加条件(如增加过程假设或设定过程路径等)为代价, 这在一定程度上限制了孪生模型的适用范围, 相应地, 这些孪生模型只有在特殊条件时才会发挥作用, 缺乏普适意义.

本文作者通过研究bcc-Ti中的一种亚稳ω相发现, bcc-Ti中{112}孪晶与ω相有着密不可分的关系; 同时, 从大量关于bcc结构金属及合金的文献[12-22]中发现, ω相并非IVB族Ti, Zr和Hf金属及其合金独有, ω相很可能会较普遍地存在于bcc结构金属及合金中, 并且从已知结果中[12-22]也发现了{112}孪晶与ω相的密切联系; 另外, 早期关于bcc结构金属及合金中{112}孪生界面非“sharp”的界面信息也暗示其中的ω点阵信息[23,24]. 基于这些实验现象, 本文作者在bcc结构金属及合金中提出了{112}类型孪晶形成的ω点阵机制[25], 该机制可以解释在无内、外应力或应变情况下, 无位错参与的孪晶形核、长大和停止过程, 并从实验和理论上给予了证明. 本工作针对bcc结构金属及合金中{112}孪生的ω点阵机制, 运用点阵模型图解{112}孪生和ω转变, 介绍{112}孪生途经ω点阵的必然性, 再进一步详解bcc结构金属及合金中{112}孪晶形核、长大和终止的ω点阵机制.

{112}孪生是bcc (Im3ˉm, #229, W型)结构金属及合金中常见的孪生类型, 特别在低温或高速变形过程中尤为常见, 可以通过相邻{112}面依次切动1/6(或反方向1/3< 1ˉ1ˉ1ˉ>)得到, 对应的切应变为 1/2(或 2). 图1是利用点阵模型描述的{112}孪生前后状态. 其中图1a为bcc点阵沿[10 1ˉ]方向的投影图, ○和●分别表示相邻2层 101ˉ)面原子的投影(下同), 12ˉ1面原子的堆垛顺序为“…ABCDEFA…”. 如果图1a中标记的E, F及上侧的A面依次切变1/6后, 原 12ˉ1面上的原子堆垛顺序将变成“…ABCDCBA…”, 如图1b所示(孪生后), 这就是以D面为镜面(孪生面)的孪晶, 其中与基体呈镜面对称关系的孪生点阵如图1b中阴影部分(黄色区域,下同)所示. 这种光滑笔直的孪晶界与实验观察的结果[12-22]并不吻合。

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图1   {112}孪生过程

Fig.1   Schematic of the classical shear model of {112}-type twinning in bcc crystals (The solid ● and open ○ circles represent atoms in the adjacent 101ˉ layers (similarly hereinafter))

ω相已在多种bcc结构金属及合金中发现[12-22], 其中在IVB族Ti, Zr, Hf金属及其合金中研究得较早也较多. ω相可在多种状态下从bcc基体中析出[26-30], 并多以纳米尺度弥散分布在bcc基体中(特殊状态下也会呈片层状[12,17]). ω相受热容易粗化并最终转变成为稳定相, 因此常压状态一般是亚稳相. ω相与bcc基体有着严格的位向关系: [111]bcc//[0001]ω, 11ˉ0bcc// 112ˉ0ω. 受合金成分或处理工艺条件的影响, ω相存在六角(P6/mmm, #191, AlB2型)和三角 (P3ˉm1, #164, CrTi型) 2种结构, 原子位置分别为(0, 0, 0), (2/3, 1/3, 1/2), (1/3, 2/3, 1/2)和(0, 0, 0), (2/3, 1/3, 1/2+z), (1/3, 2/3, 1/2-z) (0