亚稳β型钛合金中的{332}〈113〉变形孪晶{332} 〈113〉

陈 斌，孙 威，赵 颉，胡常青

(北京工业大学 固体微结构与性能研究所，北京 100124)



亚稳β型钛合金中的{332}〈113〉变形孪晶{332} 〈113〉

陈 斌，孙 威，赵 颉，胡常青

(北京工业大学 固体微结构与性能研究所，北京 100124)

{332}〈113〉变形孪晶是亚稳β型钛合金变形过程中的一种独特变形机制。该类型孪晶具有特殊性质并且对亚稳β型钛合金力学性能具有显著影响。本文总结了{332}〈113〉变形孪晶的研究状况和特性，重点介绍了{332}〈113〉变形孪晶形成的几种代表性模型。通过分别对这些模型的假设条件以及需要进一步解释和验证的科学问题进行分析，旨在为理解和揭示{332}〈113〉变形孪晶的变形机制提供有用的参考信息。

亚稳β型钛合金；{332}〈113〉变形孪晶；变形机制

近些年来，亚稳β型钛合金由于具有较低的杨氏模量、高的耐腐蚀性能、良好的生物相容性以及形状记忆效应等，被认为是一种具有广泛应用前景的生物医用材料[1-9]。对于具有体心立方(BCC)结构的亚稳β型钛合金，冷加工变形是对其最简单和直接的加工方法，因此，亚稳β型钛合金的塑性变形行为一直倍受科研工作者们的关注。研究表明，亚稳β型钛合金的塑性变形行为与β相的稳定性密切相关[7,10,11]，通过控制β相的稳定性，合金可以通过应力诱发α″马氏体相变、应力诱发ω相相变、{332}〈113〉变形孪晶、{112}〈111〉变形孪晶以及位错滑移等变形机制进行塑性变形。

亚稳β型钛合金在变形过程中产生的一种重要的变形孪晶是{332}〈113〉变形孪晶。这种高指数变形孪晶首先是由Blackburn和Feeney在1971年于Ti-11.5Mo-6Zr-4.5Sn合金中发现的[12]。{332}〈113〉变形孪生并非罕见现象，到目前为止，已经在很多亚稳β型钛合金中观察到了{332}〈113〉变形孪晶，如二元的Ti-V[13-15]、Ti-Mo[14-22]、Ti-Nb[15,23,24]、Ti-Cr[25]和Ti-Fe[15]合金以及Ti-V基[26-28]、Ti-Mo基[22,26,29-34]、Ti-Nb基[35-39]和Ti-Ta基[40]合金等。有学者甚至观察到了{332}〈113〉变形孪晶的退孪晶现象[37,39]。{332}〈113〉变形孪晶作为亚稳β型钛合金中一种重要的变形模式已经得到了越来越广泛的关注。因此，在不断加深了解{332}〈113〉变形孪晶特性的基础上，揭示{332}〈113〉变形孪晶的变形机制具有十分重要的学术和实际应用价值，这也是多功能钛合金材料领域研究者们今后仍要持续面对的重要课题。

1 {332}〈113〉变形孪晶的特性

{332}〈113〉变形孪晶的重要性还在于它极大地影响了亚稳β型钛合金的力学性能。Hanada等[26]在一系列亚稳β型钛合金，如Ti-11.5Mo-6Zr-4.6Sn，Ti-15Mo-2Zr，Ti-3Al-8V-6Cr-4Mo-4Zr，Ti-15V-3Cr-3Al-3Sn， Ti-8Mo-8V-2Fe-3Al，Ti-13V-11Cr-3Al等拉伸变形的合金试样中均发现了{332}〈113〉孪晶的形成。{332}〈113〉变形孪晶的形成会导致合金具有低屈服强度和大伸长率，而与之相反，单纯的位错滑移则会产生高屈服强度和小伸长率。Min等[31,32]通过对Ti-Mo基合金(Ti-15Mo-5Zr，Ti-10Mo-2Fe)的研究发现，通过结合位错滑移和{332}〈113〉变形孪晶两种变形方式，可以使合金在保持较高屈服强度的同时拥有较大的伸长率，而且在合金变形过程中引入的{332}〈113〉变形孪晶可以带来显著的加工硬化。对Ti-15Mo二元合金的研究发现，通过预应力引入{332}〈113〉变形孪晶是一种改善合金强度-塑形关系的有效方法，预应力产生的{332}〈113〉变形孪晶可以有效地提高合金的伸长率[19]。{332}〈113〉变形孪晶还可以在Ti-15Mo合金变形过程中引起动态Hall-Petch效应[20]，导致合金在具有大伸长率的同时产生显著的加工硬化。Sun等通过研究二元Ti-12Mo[22]和三元Ti-9Mo-6W[22,34]合金的变形行为，发现{332}〈113〉变形孪晶、应力诱发α″马氏体相变、应力诱发ω相相变等都可以诱发合金的塑性，有效地提高合金的伸长率。{332}〈113〉变形孪晶被认为在亚稳Ti-12Mo合金最初的变形阶段中占首要地位，变形组织的演化使得合金具有高加工硬化率、高拉伸强度和大伸长率[21]。总之，利用{332}〈113〉变形孪晶与其他变形机制的结合，可以形成更复杂的变形组织结构，并使其综合性能得到改善，这为调控合金的微观组织与性能提供了有效的途径。

作为一种非常规的高指数变形孪晶，{332}〈113〉变形孪晶具有上述特殊的性质，并且强烈地影响亚稳β型钛合金的力学性能，因而对其形成机制的研究一直是人们关注的重要课题。众所周知,体心立方晶体中的主要滑移面是{110}和{112}面，滑移方向是最密排的〈111〉方向。原子在这些面内沿〈111〉方向的滑移所需要能量较低，容易进行，所以通常{112}〈111〉变形孪晶的生成是可以理解的。而在{332}〈113〉变形孪晶中，高指数{332}面和〈113〉方向不对应于体心立方晶体中的密排面和密排方向，原子在此滑移系内的剪切运动比较困难，这就使理解该类孪晶的形成机制面临困难。虽然，已经提出了一些模型来试图解释{332}〈113〉变形孪晶的形成，但是它们的前提条件和着眼点各不相同。以下将重点介绍在{332}〈113〉变形孪晶变形机制研究过程中提出的代表性模型，并分析这些模型的不足以及需要进一步解释的科学问题。

2 {332}〈113〉变形孪晶的变形机制

2.1 剪切和重组机制

图1 {332}〈113〉变形孪晶形成机制模型(a)和形成后的孪晶及其界面附近结构(b)[43]Fig.1 A schematic description for {332}〈113〉 deformation twinning(a) and the twinned structure and its boundary formed through the twinning process(b)[43]

为了克服Richman模型中孪晶/基体界面产生高界面能的缺点，Takemoto等[16]提出了{332}孪晶形成的松弛模型。他们认为，当以Richman模型形成{332}孪晶后，原子应再沿密排〈111〉方向做局域松弛，以降低孪晶/基体界面能。图2给出了Richman模型与松弛模型的对比示意图以及通过多层法模拟的对应高分辨图像。

由于实际的{332}孪晶通常是具有一定厚度的片层结构，将产生两个等效孪晶界面将孪晶与基体分开。但由于上述机制只是考虑了一个孪晶/基体界面的松弛结果，只让该界面附近的原子沿给定的方向进行松弛重组，而忽略了与另一个等效孪晶面的协调。这种不对称的重组机制，破坏了两个等效孪晶/基体界面的对称性，不能有效地解释孪晶的形核与长大。而且，Richman模型和Takemoto松弛模型均采用了原子刚性球模型来考虑原子的剪切与重组，实质上这只能是从几何层面上对{332}孪晶的形成给出片面的、形式上的解释。

继提出{332}〈113〉变形孪晶的松弛模型之后，Takemoto等[17]通过高分辨透射电子显微镜观察发现，Ti-Mo合金中形成的{332}变形孪晶的孪晶/基体界面处存在弛豫结构，并且该弛豫结构类似于α″马氏体结构，据此提出了{332}变形孪晶形成的βα″马氏体机制。该机制共分为两步，如图3所示。第一步是在外应力作用下基体β相转变成应力诱发α″马氏体(图3(a))，原子的位移方向平行于〈113〉β方向，惯习面为{332}β面，转变过程中体积仅仅膨胀了0.4%，该过程为形成{332}〈113〉变形孪晶带来了有利条件；第二步是外应力去除后应力诱发α″马氏体逆转变成β相(图3(b))。{332}〈113〉变形孪晶被认为是这种逆转变过程的结果。 图4是Richman模型与βα″马氏体机制模型的对比示意图[24]。可以看到，通过βα″马氏体机制可以有效地避免原子的重叠，不会形成不稳定的高能界面结构，而且可以较好地解释孪晶界面区域的弛豫结构。

图2 {332}〈113〉变形孪晶的形成机制示意图[16](a)Richman模型;(b)松弛模型;(c),(d)用多层法模拟的相应高分辨图像Fig.2 Schematic illustration of atom displacement in {332}〈113〉 twinning for Richman model(a), relaxation model(b) and the corresponding multi-slice simulation images are shown in fig.2(c) and fig.2(d), respectively[16]

图3 {332}〈113〉变形孪晶形成的βα″马氏体机制示意图[17](a)β→α″马氏体相转变；(b)α″→β逆转变Fig.3 Schematic demonstration showing the formation of a {332}〈113〉 deformation twinning through βα″transformation processes[17] (a)β→α″ transformation;(b)α″→β inverse transformation

图4 {332}〈113〉变形孪晶的形成机制示意图[24] (a)Richman模型；(b)βα″马氏体机制模型Fig.4 Schematic illustrations of {332}〈113〉 deformation twinning[24] (a)Richman model;(b)βα″ martensitic transformation model

在解释β→α″ 马氏体相变时，马氏体相变晶体学表象理论(Phenomenological Theory of Martensite Crystallography, PTMC)认为，马氏体相变是通过一个不变平面应变(Invariant Plane Strain, IPS)完成的，并且由于马氏体相变是母相基体中原子通过协同运动来进行的，这将使得母相β与α″马氏体相之间的界面具有高的共格性。当β→α″ 马氏体相变发生时，惯习面是不变平面，该面不发生旋转与畸变，是α″马氏体与母相之间的交界面。然而在{332}孪晶的βα″马氏体机制中，惯习面{332}β附近的原子在相变过程中需要有较大的原子位移来满足相转变的要求，并不能较好地保持惯习面作为不变平面的共格性。亚稳β钛合金中的β→α″ 马氏体相变一般遵循‖ (001)α″的晶体学位向关系[44]。已有实验观察发现，在β钛合金中马氏体相变的惯习面为{755}β面[45]或{334}β面[46-48]，但尚无实验证据表明β→α″ 马氏体相变可以取{332}面为惯习面。而{332}变形孪晶的βα″机制假定了β→α″ 相变的惯习面是{332}β面，这虽然为解释{332}变形孪晶的形成带来了方便，但由于缺乏实验证据和理论支持，使得利用该机制解释{332}孪晶的形成同样面临困难。

2.3 位错机制

图5 Kawabata{332}孪晶位错模型[35](a)孪晶位错在(332)面上的滑移；(b)原子的重组运动；(c)孪晶位错在(332)面上的再次滑移;(d)基于该机制形成的变形孪晶基本单元的示意图Fig.5 Kawabata model for {332} twinning[35]

上述基于位错移动、原子重组的Kawabata和Rusakov位错理论模型，虽然都可以从形式上解释{332}〈113〉变形孪晶的形成，但均涉及了复杂的原子间协调运动，其中孪晶位错的存在及其伯格斯矢量的合理性均缺少确切的理论和实验依据。虽然建立{332}〈113〉变形孪晶的位错模型对理解位错与{332}孪晶共存的特点是一个很好的尝试，但对{332}〈113〉变形孪晶与β相不稳定性密切相关这一重要性质尚无法建立起任何关联。位错模型的建立及其合理性仍然需要进行实验验证，并结合第一性原理、分子动力学模拟计算等综合手段来考察与完善。

2.4 晶格不稳定机制

图7 BCC晶格结构(a)和晶格调制结构(b)以及可以被看成四方结构的晶格调制结构示意图(c),(d)[50]Fig.7 Schematic drawing of the BCC structure(a),the modulated BCC structure(b) and the modulated structure can be treated as a tetragonal structure(c),(d) [50]

由于目前在亚稳β-Ti合金变形实验中，并没有观察到四方结构，因而Kim等的模型尚需实验验证。四方结构作为{332}孪晶形成的过渡结构，为证实其存在开展细致的原位电子显微观察十分必要。由于四方结构存在的局域性，并且其与母相BCC结构的差别不大，要想真正研究清楚是否存在四方过渡结构将面临较大的挑战。

当基体晶格不稳定时，在应力作用下，不同成分、不同变形条件和变形阶段的亚稳结构导致的原子切变模式和大小会有不同。如果用δ来表征晶格调制结构中原子沿〈011〉方向的位移程度(图7(b))，则根据之前的研究证明[50,52]，当合金的组成成分不同时，δ的取值范围为0 <δ<δα″<δα′/6，其中δα″和δα′分别指的是BCC结构调制到α″和α′马氏体结构时的切变量。相对于δ较小难以观察的四方结构，δ的取值如果达到δα″，此时的晶格调制结构是斜方α″马氏体结构。如果考虑亚稳的BCC结构先转变为调制α″马氏体结构，再经由α″马氏体结构过渡转变为{332}孪晶，这就可以与上文Takemoto等提出的α″马氏体机制建立关联。由此看来，系统地考察晶格不稳定性带来的局域晶格切变转换关系十分必要，这将为研究清楚亚稳β结构与α″马氏体、{332}孪晶以及它们之间可能存在的过渡结构间的转换提供重要依据，同时也将为彻底揭示{332}孪晶的形成机制奠定重要的基础。

3 结束语

{332}〈113〉变形孪晶是亚稳β型钛合金变形过程中的一种独特的变形机制，其大多在亚稳β型钛合金中产生，并极大地影响着亚稳β型钛合金的力学性能，因此真正研究清楚其形成机制意义重大。由于{332}〈113〉变形孪晶的形成表现出多种特性，这给解释该类孪晶的形成机制带来较大困难，并且其形成机制是否因合金体系而异也尚无定论。从4种{332}〈113〉孪晶变形机制的代表性模型中不难看出，它们仍然都存在着不同程度的假设条件，以及需要进一步解释和验证的科学问题。其中，原子剪切重组机制和位错运动机制只是从几何层面上唯象地解释了{332}〈113〉变形孪晶的形成，对发生原子孪生几何变位的合理性缺乏理论和实验的验证。而βα″马氏体机制以及晶格不稳定机制，考虑的则是{332}变形孪晶的形成是在基体晶格不稳定前提下发生应力诱发相变或中间结构调制导致的结果，由于缺乏实验证据和更深层次的理论支持，使得利用这两种机制解释{332}孪晶的形成同样面临困难。当基体晶格不稳定时，在应力作用下，亚稳β结构与α″马氏体、{332}孪晶以及它们之间可能存在的过渡结构有着局域晶格切变转换的关系，因此未来系统地分析与考察基体晶格不稳定性带来的局域晶格切变转换关系应该是解释{332}孪晶形成的关键之处。

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(本文责编：王 晶)

Deformation Twinning in Metastable β-type Titanium Alloys

CHEN Bin，SUN Wei，ZHAO Jie，HU Chang-qing

(Institute of Microstructure and Property of Advanced Materials,Beijing University of Technology,Beijing 100124,China)

{332}〈113〉 deformation twinning is a unique deformation mode which can have some special features and a strong influence on the mechanical properties for metastable β-type titanium alloys. {332}〈113〉 deformation twinning has already got more and more attention. The research situation and observed characteristics for the {332}〈113〉 deformation twinning are summarized in this paper. Some typical models for the {332}〈113〉 twinning are reviewed, and their assumptions and remaining problems are presented so as to provide useful information for understanding and revealing the deformation mechanism of {332}〈113〉 deformation twinning.

metastable β-type titanium alloy;{332}〈113〉 deformation twinning;deformation mechanism

10.11868/j.issn.1001-4381.2015.000449

TG146

A

1001-4381(2017)01-0111-09

国家自然科学基金资助项目(51171004)；北京工业大学研究生科技基金资助项目(ykj-2014-10574)

2015-09-08;

2016-05-30

孙威(1962-)，男，教授，博士，从事周期与准周期复杂合金相中原子团及新型缺陷结构解析、新型生体医用Ti基合金设计、结构表征与相关性能的研究工作，联系地址：北京市朝阳区平乐园100号北京工业大学固体微结构与性能研究所(100124)，E-mail:weisun@bjut.edu.cn