在密排六方结构金属中的｛102 ｝孪晶生长机制
摘要
除了协调塑性变形外，经常观察到的｛102 ｝孪晶可以引起密排六方结构（HCP）金属的微观结构和织构的变化，从而影响机械性能。因此，了解｛102 ｝孪晶机制至关重要。在本文中，我们通过实验，建模和理论回顾了｛102 ｝孪晶生长过程的最新基础研究。详细总结了｛102 ｝孪晶边界的结构表征和探索｛102 ｝孪晶生长机理。最后，针对本研究课题，提出了一些关键的科学问题，并进一步研究了密排六方结构金属中的变形孪晶。
关键词: 密排六方结构金属孪晶界;｛102 ｝孪晶机制
1 介绍
密排六方晶体结构的金属，如镁(Mg)、钛(Ti)、锆(Zr)等，由于密度低、比强度高比刚度高等特点，在工业上被广泛用作结构材料。例如，镁合金可以应用到汽车工业中，减轻汽车的重量，提高汽车的效率。钛合金作为轻质材料在航空航天、军事等领域的应用越来越受到人们的重视。Zr合金具有优异的耐腐蚀性，常用于化工和核工业。然而，由于缺乏足够的位错滑移体系，密排六方结构金属的延性和成形性较差。
由于变形孪晶对密排六方结构合金性能的多尺度影响，新型密排六方结构金属的发展可以探索以控制变形孪晶为目标的方法。例如，镁合金成形性的工程难题已经出现。一些研究人员提出通过控制镁合金的微观组织和变形条件来设计细而致密的孪晶片，以提高孪晶片的细化硬化效果。此外，还需要了解纳米尺度上的变形孪晶现象，为模拟服役变形提供一个基于连续的框架。同时指出，通过原子模型或TEM分析从原子的角度研究密排六方结构金属中的孪晶给中尺度或宏观尺度的模型建立提供了一个框架，使研究人员能够更好的描述形变孪晶。因此，探索密排六方结构合金的孪晶机制一直是材料科学家们不懈努力的方向。
｛102 ｝孪晶是密排六方结构金属的重要孪晶方式，在塑性变形过程中，当拉伸应变沿c轴方向时，容易产生｛102 ｝孪晶。｛102 ｝孪晶除了协调塑性变形外，还会引起微观结构和纹理的变化。｛102 ｝孪晶的作用可归纳为:(一) ｛102 ｝孪晶片层细化晶粒，导致晶粒细化;(二)｛102 ｝孪晶改变晶粒取向。众所周知，晶粒取向和晶粒尺寸对金属的力学性能都有显著的影响。研究表明，预孪晶是改善镁合金力学性能的一种简单可行的方法。因此，｛102 ｝孪晶可以对镁合金的力学性能进行微调，从而获得良好的力学性能，了解变形孪晶是为密排六方结构合金设计开辟新途径的关键科学问题。
当达到临界大小时，形核(孪生起源)开始横向生长和横向扩展(孪生生长)。横向生长涉及到孪晶的移动(传播)，横向扩展涉及到孪晶边界的迁移(增厚)。｛102 ｝孪晶边界(TBs)迁移不存在热激活，因此｛102 ｝ 孪晶界在同相结晶固体中的结构表征对于理解孪晶机制至关重要。孪晶理论认为｛102 ｝孪晶界应该与孪晶平面重合(TP, K1平面）。
图1 在(a)镁合金、(b) Co和(c)单晶Mg中，｛102 ｝孪晶界与孪晶面重合的高分辨率温度显微图。
然而，最近的研究表明｛102 ｝孪晶界可能不在孪晶平面上，表明｛102 ｝孪晶界完全脱离K1平面;孪晶是透镜状的，所以他们不能在边界上的所有点上都附着这些东西(尤其是对于孪晶尖端)。因此，提出了一种新的｛102 ｝孪晶机制(shuffling)来解释这种偏差现象。由于shuffling机制直接否定了｛102 ｝孪晶的经典孪晶位错(TD)机制，因此在位错机制和shuffling机制之间引起了较大的争议。由于存在较大的争议，近年来人们对｛102 ｝孪晶机制的认识也做了很多工作。
由于孪晶成核实验工作的困难，许多关于｛102 ｝孪晶成核的研究工作都是通过建模和理论的方法来研究的，对｛102 ｝孪晶成核的理解几乎没有争议。然而，对｛102 ｝孪晶生长机制的认识仍是一个热点研究领域，近年来许多学者对｛102 ｝孪晶机制的研究做出了重要贡献。由于｛102 ｝孪晶生长的位错机制和shuffling机制之间存在巨大的争议，有必要对近十年来在理解｛102 ｝孪晶生长机制方面取得的主要进展进行总结。因此，在本文中，我们着重研究了目前在理解｛102 ｝孪晶生长方面工作的独特性和新颖性。
1995年，Christian和Mahajan对形变孪晶进行了全面的报道，因此本文没有涉及｛102 ｝孪晶的结晶学基础和形核。本文对｛102 ｝孪晶生长进行了综述，主要包括三部分:(1)｛102 ｝孪晶生长;(二)重新认识｛102 ｝孪晶;(三)主要结论及进一步工作。
图2 高分辨率TEM显微图显示｛102 ｝孪晶边界完全偏离Co中的孪晶平面。
2 ｛102 ｝孪生增长
｛102 ｝孪生模式的完整描述是K1=｛102 ｝;K2=｛012｝;eta;1=lt;10gt;;eta;2=lt;01gt;;剪切面= ｛110｝；， r代表了密排六方结构晶体的轴比。由于｛102 ｝孪晶生长过程中不存在热激活，因此孪晶界的结构表征对于理解孪晶机制至关重要。接下来我们首先回顾｛102 ｝孪晶界在实验中的结构表征。
2.1｛102 ｝孪晶边界的表征
｛102 ｝孪生是通过协调位移完成的，在定义明确的晶面（K1 平面）上沿着明确的晶体方向（eta;1，lt;10gt;） 的原子，导致晶格的均匀剪切和｛102 ｝孪晶中新晶格对基体晶格取向的形成。孪晶形变用显微尺度上的剪切来表示。因此，基体晶格和孪晶晶格在孪晶平面上反射。如图1所示，在镁合金、Co和单晶Mg中，｛102 ｝孪晶界与孪晶平面重合，表现出共格孪晶界(CTB)。在显微镜下，孪晶滑移作用，孪晶之间的相互作用和应变适应可能会导致实际孪晶界与孪晶平面(局部干扰孪晶界的记录)略有偏差。由于｛102 ｝孪晶模式在平面应变不变的情况下，其错向是唯一定义的，因此这些相互作用无法大角度改变其错向。孪生过程中孪晶平面结构应保持不变。
图3 高分辨率透射电镜(TEM)显示(a) Co和(b) Zn中孪晶位错。
有趣的是，最近的实验结果显示｛102 ｝ 孪晶界完全偏离了孪晶平面。如图2所示，Co中｛102 ｝孪晶平面的轨迹与实际孪晶界不匹配，实际孪晶界明显偏离孪晶平面。此外，靠近顶部的｛102 ｝孪晶界更平行于孪晶的棱柱状平面。从宏观上看，｛102 ｝孪晶具有片状或透镜状的形貌，使得孪晶界与｛102 ｝ 孪晶平面相差不超过几度。然而，这一较大的偏差已被发现，表明其他机制可能主导｛102 ｝孪晶生长。下面我们将讨论｛102 ｝孪晶生长的两种不同的孪晶机制。
2.2｛102 ｝孪晶生长机理
在传统孪晶理论框架下，｛102 ｝孪晶生长归因于孪晶位错(TDs)， 孪晶位错可以在保守地指定为K1的孪晶平面上滑动，导致属于基体的原子被携带到孪晶的相应位置。孪晶位错是指在一个合理的共格孪晶界中的一个步骤，它的应力场类似于晶格中的位错。｛102 ｝孪晶模式的稳定位错是双阶梯高度的纬向错位,如Co和锌在图3所示,以及由电路映射得到的位错的Burgers向量为lt;10gt;。
图4 通过变换原子重排将基体级变换为｛102 ｝孪晶。
一个位错可以稳定在现有的｛102 ｝ 孪晶界上。因此，孪晶位错的逐层滑移可以作为｛102 ｝孪晶生长的机制。由位错引起的｛102 ｝孪晶生长原理图见文献。在这里，我们简要回顾一下｛102 ｝孪晶的位错机制。在剪切应力作用下，位错可以在｛102 ｝孪晶面滑行，导致孪晶面增大。基体内的透镜状｛102 ｝孪晶可以看作是位错的一系列环，环的直径随着透镜中心平面的靠近而增大;因此，这种孪晶可以通过扩展位错环来扩大其半径。然而，一旦在中央界面区域形成新的位错回路，随着位错回路的增长，直径与厚度的比值将停止增大。对于｛102 ｝孪晶界可能的来源，科学界提出了许多不同的机制。例如，在高应力状态下，已有的位错在孪晶界上的成核机制，以及晶格位错的离解，这些离解与孪晶界结合。位错机制可以很好地解释 ｛102 ｝孪晶界与孪晶平面重合的原因。
对于｛102 ｝孪晶界与孪晶平面的较大偏差(如图2所示)，李等人提出了｛102 ｝孪晶生长(单位细胞重构)的shuffling机制。在这里，我们简单回顾一下“单位细胞重构”。首先，将一个密排六方结构与另一个密排六方结构进行叠加，如图4所示。红色和蓝色的符号分别表示出孪晶及其基体晶格，这两个结构相对旋转90度。当向柱面施加法向的压缩应力时，蓝色的密排六方结构可以转换为红色的。箭头表示原子运动的可能路径。在孪晶转换过程中，基体基面上的原子需要随机旋转到孪晶柱面的晶格点，基体柱面上的原子需要随机旋转到基底的晶格点。因此｛102 ｝晶格格子对应。图4展示了原子变换是如何实现｛102 ｝孪生关系的。变换过程的细节也可以在文献中看到，说明｛102 ｝孪晶界是由原子变换导致的，没有任何孪晶位错。李等人认为shuffling机制可以解释实际孪晶界远离孪晶平面的原因，因为变换并不一定局限于孪晶平面。由于｛102 ｝孪晶在孪晶方向上的剪切位移确实很小，因此shuffling机制直接否定了｛102 ｝孪晶方案可以通过均匀剪切实现。
2.3 位错机制与shuffling机制的争论
研究者认为，支持shuffling机制的一些作者还没有理解界面位错理论的原理，下面的研究结果支持这一论断。首先，由于实验中｛102 ｝孪晶界中确实存在位错(图3)，认为｛102 ｝位错的Burgers矢量太小而没有物理意义是错误的。位错的伯氏矢量较低意味着发生小剪切变形。其次，不能忽略｛102 ｝孪晶剪切变形的影响，即使变换引起的原子运动大于剪切引起的原子运动;然而，变换过程对｛102 ｝孪晶剪切没有贡献。｛102 ｝孪晶中的零剪切应变(变换过程)与经典的孪晶理论不符。第三，由于应变相容性条件，｛102 ｝孪晶界总是会偏离孪晶平面，由于位错的存在，｛102 ｝孪晶界可能会发生倾斜。第四，变换不必局限于孪晶平面; 然而，用shuffling机制解释｛102 ｝孪晶界中共格孪晶界不是最终结果。第五，研究表明，塑性剪切(位错机制)可以降低密排六方结构晶体中基体体系的弹性能; 然而，目前还没有研究表明shuffling机构可以降低弹性能。
｛102 ｝孪晶的shuffling机制的有效性有几个原因。首先，非相干孪晶界可以由孪晶界面上的非均匀应力或应力梯度产生。显微镜下孪晶状体的孪晶界与孪晶平面相差不超过几度，导致孪晶界不连贯。值得注意的是，在这些情况下，孪晶取向关系保持不变。然而，｛102 ｝孪晶界与孪晶平面不再一致。其次，｛102 ｝孪晶是可逆的。
图5 高分辨率透射电镜显微图显示(a) Co和(b) AZ31中｛102 ｝孪晶边界的基底棱柱状(BP/PB)界面和共格孪晶界。
值得注意的是，位错可控的孪晶界迁移通常是不可逆的，因为孪生是单向的。第三，｛102 ｝孪晶所适应的宏观应变可以被原子变换支配，因为变换可以在不涉及位错或孪晶剪切的情况下沿c轴产生正应变。第四，王等人最近声称｛102 ｝孪晶成核是通过shuffling导致的，但他们认为｛102 ｝孪晶的成核仍然是通过“位错”介导的。这就提出了一个问题:如果shuffling可以使孪晶成核，为什么shuffling不能使孪晶长大?基于以上分析，我们可以得出结论，对于｛102 ｝孪晶界偏离理论孪晶平面的解释存在争议。
3 重新理解｛102 ｝孪生
3.1｛102 ｝孪晶边界基底棱柱界面的表征
本节对｛102 ｝孪晶生长机理的最新研究成果进行了综述。近年来，通过实验、理论和建模等方法对｛102 ｝孪晶界中的基面柱面(BP/PB)界面进行了研究。BP/PB界面在｛102 ｝孪晶界(（0002）p//｛100｝T，｛100｝p //（0002）T)产生了柱面和基面。事实上，这个界面早在很久之前就有报道，而最近才正式命名为“BP/PB”。
图5为Co和AZ31中｛102 ｝孪晶界中｛102 ｝界面与BP/PB界面共存的情况。研究表明BP/PB界面可以适应孪晶界与｛102 ｝孪晶平面的较大偏差。正因为如此，BP/PB界面可以促进完美习性面偏离，如图6所示，其极限为小平面与K1平面的夹角。偏差角(theta;)可以使用方程tantheta;= h / (htimes;r L)从BP / PB阶跃的高度长度计算出, r是密排六方结构晶体的轴向比率，L是两个相邻阶跃之间的长度。因此，解释｛102 ｝ 孪晶界偏离理论孪晶平面的原因可以归结为BP/PB界面，而不是shuffling机制。
近年来，｛102 ｝孪晶界中BP/PB界面的特点引起了科学界的广泛关注。首先，BP / PB接口可以通过堆积｛102 ｝孪晶的位错来形成。这种孪晶位错的特征是一个小伯格斯向量和两个平面高度的阶跃，如图3所示。其次，BP/PB界面的稳定性是完美的｛102 ｝共格孪晶界的能量与BP/PB界面的能量的差异产生的巨大毛细力的结果。第三，BP/PB界面具有独特的结构，可能导致溶质原子的溶解度不同。
此外，由于其晶体学，当共格孪晶界出现正应力(压缩或张力)时，BP/PB界面受到与孪晶相关的剪应力。应力状态的这种差异可能进一步改变溶质原子在孪晶界之间的溶解度，进而改变溶质原子在孪晶界处的分布。第四，BP/PB界面在｛102 ｝孪晶界面中起着重要作用，因为它具有较低的能量，在孪晶的取向相关界面能量中形成了一个尖点。第五，在｛102 ｝孪晶界中，｛102 ｝界面(CTB)与BP/PB界面共存是首选，因为它们的能量比其他所有孪晶界面都要低得多。BP/PB界面和｛102 ｝界面(CTB)的结合可以提高孪晶界的迁移率，从而控制孪晶传播的整体动力学。
图6 由孪晶界的BP/PB阶梯状结构引起的孪晶界与｛102 ｝孪晶面偏离角示意图
3.2 对｛102 ｝孪晶生长机理的重新认识
王等人根据 ｛102 ｝孪晶界的结构特征(BP/PB界面)，最近通过原子模拟识别了｛102 ｝孪核的pu
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资料编号：[3182]
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