<101]一1/2<101]+（APB）+1/6<211]+（SISF）+1/6<112]
1/2<丁12〕一1/6<丁12]+（SESF）+1/6<丁12〕+（SISF）+1/6<丁12]
其中SESF-superlatticeextrinsicstackingfaults（超点阵外赋层错）。
SISF-superlatticeintrinsicstackingfaults（超点阵内察层错）。
APB-Artiphaseboundaries（反相畴界）。
所形成的1/6<112]型不完位错及超点阵型层错极不易滑移，从而阻止超点阵
位错的运动[53]，使室温下TiAI金属间化合物的滑移变形困难，塑性较差。
但这
些分解形成的层错却有利于孪生形成:
它们可以充当孪生萌生的晶核，诱发孪
晶形成[54,55]。
同时，因其层错能较低，YsrsF的值大约为70一g4ITiJ/m2[56]，从而
有利于萌生孪生。
实验已经证实，在TiAI金属间化合物中经常出现a/6<11到
}111}型孪晶，见图1一3（b），孪生变形和滑移变形相互补充，对塑性变形产生了
有益的作用[s}.ss]0
1.4本文研究目的、内容和技术路线
随着金属钦、错在工程上应用的不断扩大及TiAI金属间化合物作为一种未
来航空用高温合金的逐步实用化，对它们宏观力学行为及微观变形机理的研究
已显得愈来愈重要。
孪生变形是钦、错、TiAI金属间化合物中的一种重要的变
形方式，而这一方面的研究还很不足，对许多试验结果的解释还很不充分，因
此，很有必要进行深人的研究。
同时，孪生变形作为一种基本的塑性变形方式，
目前的研究工作还很不深人和完善，还有许多问题等待着人们去探索。
开展
钦、错、TiAI金属间化合物中孪生行为的研究，对进一步深化六方金属和金属间
化合物中的孪生变形行为的认识具有重要的理论意义和学术价值。
本论文主要研究内容包括:
（1）在不同温度下，对钦、错试样分别进行单调加载试验。
测定其宏观力学
性能随温度的变化规律，观察微观亚结构中的孪晶形态及类型、数量的变化情
况。
分析讨论温度变化对孪生变形行为的影响规律及孪生变形方式对宏观力
学性能的影响作用。
（2）在不同温度下对钦、错进行示波冲击试验。
测定变形过程中的温度一
动态断裂韧度关系曲线，观察不同温度下冲击试样中的孪晶亚结构，分析讨论
冲击载荷作用下温度变化对孪生变形行为的影响规律及孪生变形在冲击过程
中对动态断裂韧度所造成的影响。
（3）对工业纯钦在不同温度下循环变形过程中的宏观力学性能及微观亚结
构的变化规律进行系统地研究。
绘制不同温度下的循环应力一应变曲线，观察
不同温度下变形试样内部孪晶组态的变化情况，分析讨论不同温度循环变形条
件下的孪生变形行为及孪生变形行为对循环性能的影响作用，总结变形温度、
循环应变幅、孪生变形方式之间的内在联系。
（4）对错合金在不同温度下进行循环变形试验。
测定其宏观变形规律，观
察其微观亚结构的变化情况，讨论随温度变化及合金元素的加入对孪生变形行
为的影响和其在循环变形过程中所起的作用。
（5）在室温下对TiAI金属间化合物在不同循环载荷方式作用下的变形过
程进行研究。
进行扫描电镜原位疲劳，并对循环变形后试样中的孪生变形行为
进行透射电镜观察。
从孪生变形的几何条件、TiAI金属间化合物特有的晶体结
构及原子排列有序性等方面来讨论其中的孪生变形机制，以及孪生变形对TiAI
金属间化合物室温循环变形的影响。
（6）对钦、错,TiAI金属间化合物在一196C}-->100℃之间进行热循环。
观察
其微观组织中的孪晶变化情况，分析讨论生产热循环孪晶的内因及外因。
本论文的技术执行路线示于图1一40
第二章文献综述
孪生变形在金属塑性变形过程中有着十分重要的意义。
在一些晶体结构对称性较高的体心、面心结构金属中，孪生一般在低温或冲击载荷下发生，而在一些晶体结构对称性较低的六方结构金属中，孪生可以在一个相当宽的温度范围内发生，并且发生孪生的应变速率也有所降低，孪生同滑移相互竞争、相互补充。
近来在一些具有有序结构的金属间化合物中也发现有大量的变形孪晶出现，因而对孪生现象的研究已引起了人们的重视。
本章简述孪生变形的一般特点及其在钦、错、TiAl金属间化合物中已取得的研究成果和存在的问题，以便能对其研究现状有一个清晰的了解。
2.1金属中孪生行为的基本特征
2.1.1孪生变形的晶体几何
孪晶是规律排列的两个结构相同而取向相异的晶体，其中一个晶体的原子位置和另一个晶体的原子位置呈镜面对称川。
图2一1是孪晶形成的简单示意图。
空心圆圈代表孪生之前原子的位置，实心圆圈代表孪生之后原子的位置，孪生前后的原子位置沿孪生面K，呈镜面对称。
孪晶的这种切变关系还可用一个单位球在均匀切变前后的变化加以说明，见图2-2。
设孪生发生于上半球，赤道平面K，为孪生面，刀1方向为切变方向，当沿着纸面（切变平面）切变后，原来的
球变成了椭球。
在孪生切变前后有两个大园平面没有发生畸变，一个是K,面，即第工不变平面，另一个是Kz面，即第11不变平面，K}平面切变前后没有转动，而K:
平面则转动到了玫’的位置，但Kz,KZ’平面与K1平面之间的夹角2$在孪生切变前后保持不变。
K1平面、Kz平面、K1平面和Kz平面与切变平面的交线刀，和m方向及夹角2}便构成了孪生切变的基本要素[f2J0
2.1.2孪生变形的影响因素
2.1.2.1晶体位向
孪生切变和晶体位向密切相关。
锅单晶体的应力一应变曲线显示[3]，见图2一3，当基面和拉伸轴的夹角为7.0时，孪生变形之前发生了大量的滑移变形，而当基面和拉伸轴的夹角为3.20时，孪生几乎成了主要的变形方式。
银单晶体拉伸变形研究结果表明[4]，当拉伸加载沿「1}川位向时，几乎没有观察到孪晶，而当拉伸加载沿〔111」位向时，孪生变形大量发生。
研究结果还表明〔5.6]孪生的萌生不但和晶体位向有关，而且还和载荷方式有关，有些孪生在压缩载荷下萌生，而有些在拉伸载荷下萌生，表现出孪生切变的单向性。
2.1.2.2温度
在大多数体心立方、面心立方和密排六方金属中，随着温度降低，孪生变形的作用增强，这同其塑性变形方式中孪生萌生应力对温度变化不敏感而滑移临界分切应力对温度变化敏感有关。
Mahaja。
和Williams}}〕在一篇总结文献里指出，对体心立方金属而言，随着变形温度下降，孪生萌生应力升高，但上升的幅值远不及随温度下降而引起的滑移变形的临界分切应力的上升幅值，因而发生滑移变形向孪生变形方式的转变。
对面心立方金属而言，随着变形温度下降，其滑移变形的临界分切应力有较小的增长，而孪生萌生应力却表现出下降的趋势，即出现正的温度一孪生萌生应力决定关系（positivedependenceoftwinningstressontemperature），因而在低温下孪生变形更容易发生。
图2一4是金属妮在不同温度下的拉伸应力一应变曲线[fa），可以看出，在一196℃时，其应力一应变曲线较室温发生了较大的变化，在屈服点附近发生了大量的孪生变形，表明随温度下降其变形方式发生了变化，由滑移转向了孪生。
对六方金属研究表明（9.io），随着温度下降，除X1011}孪生系的萌生应力上升外，其余的孪生系的萌生应力均下降，因而在低温变形时孪生的作用增强。
多晶错在室温变形时，其变形方式是{1010}滑移和X1012}孪晶，而在77K时，出现了大量的{11乏1f,}1012}及{1122孪晶。
2.1.2.3应变速率
在材料塑性变形过程中，应变速率效应和温度效应有许多相似之处，两者均能影响位错自身的热激活过程，因此，材料性能随温度发生变化，也必然随应变速率发生变化。
对孪生变形来讲，低的变形温度等同于高的应变速率，并且，孪生变形对应变速率更敏感。
在冲击载荷作用下，所有的体心、面心、六方金属均可以在室温下发生孪生变形，且随应变速率增加，孪生变形加剧〔“，’“〕。
Bolting和Richmanfis〕对孪生变形的应变速率效应研究表明，在孪晶核周围，由于应力集中，总伴随有一定的位错结构，位错容易运动时，应力集中小，而位错不易移动时，则应力集中增大。
在高的应变速率下，位错来不及移动，孪晶核周围的应力将增大，从而促进了孪生变形的发生。
2.1.2.4溶质原子
间隙原子和置换原子对金属中孪生变形行为有着复杂的影响。
C.LMagee}la〕对体心立方金属研究发现，间隙原子总是阻碍孪生的萌生，而置换原子却有利于孪生萌生，并认为间隙原子总会增加孪生切变时的能量，而置换原子通过影响孪晶的核结构、促进螺位错的可动性而有助于孪生萌生。
J.A.Venables}is]对面心立方金属研究发现，置换原子能促进孪生萌生，并且发现随着固溶体中层错能的下降，孪生萌生应力也下降，见图2-5.通过改变固溶体的层错能，从而影响了，因此认为置换原孪生萌生应力。
2.1.2.5晶粒尺寸
晶粒大小对孪生萌生应力也有一定的影响。
类似于晶粒大小对流变应力的影响，晶粒大小对孪生萌生应力也有相应的影响〔16]，即
a`Y=。
。
‘+K`d一Iz
其中弓是孪生的萌生应力，时是孪生萌生时的点阵阻力，K‘为一常数，d为晶
粒大小。
O.Vohringer}I'〕研究Cu-Sat.%Sn合金时发现，在室温下孪生萌生应力和Hall-Patch关系很符合，但在77K时，孪生萌生应力和晶粒直径成直线型关系，是d-’而不是d-Il2关系。
2.1.2.6预变形
滑移变形对孪生萌生也有影响，特别是在fcc金属中，经常是发生了大量滑移变形之后才观察到了孪生变形。
所以很容易把预应变同孪生萌生联系起来，尽管还不清楚预应变在孪生萌生过程中所起的作用〔’“〕。
2.1.2.7第二相
第二相的存在，会使基体金属的晶格点阵发生一定的扭曲，并在其周围形成复杂的位错结构，使孪生切变阻力增加，抑制了孪生的发生。
C.J.Mchargue}19]研究发现，当妮金属中的间隙原子含量超过其溶解极限时，孪生的萌生就会受到抑制。
J.S.Chunlzo]研究发现，在Ti一5.lwt%Zr合金时效处理后，孪生萌生也受到了抑制。
2.1.3孪晶的成核机制
对孪晶成核基本上有两种观点:
一种是Orowan等人[fzl〕提出的均匀成核机制（homogeneousnucleation），即在完整晶体中通过高的应力集中来促发孪晶;另一种为Conttrell和Bilby等人[zz]提出的非均匀成核机制（Heterogeneousnucleation），孪晶成核通过位错辅助或位错反应来完成。
2.1.3.1Orowan成核机制
Orowan设想，在一些应力集中区域，透镜状的孪晶核会均匀地生成，即构成孪晶和基体界面的孪晶位错可以从完整晶体中产生。
并指出，当促发孪晶核形成的外加应力所作的功等于孪晶界面能时，孪晶核即可形成，并且，热起伏并不能促成孪晶核的形成。
J.T.Fourie}z3〕在研究锡薄膜孪生行为时发现，孪晶可以从无位错区萌生，而M.L.Kronberg}z4】在研究六方金属{10丁2}孪晶时给出了如何从原子的集体切变中生成一个宏观意义上的孪晶的模型，这些结果均有力地支持了均匀成核机制。
2.1.3.2Conttrell和Bilby成核机制
Cattrell和Bilby最早提出，若一扫动位错能绕着一极轴位错旋转，且此扫动位错在沿孪生平面扫过一遍后，立即转人相邻的下一孪生平面继续扫动，并依次进行下去，这样就可能在比理论强度低很多的应力下产生一定体积的孪晶。
图2-6给出了体心立方晶体中孪生形成过程。
（112）面上的全位错异[111J在
一定条件下分解为a/3[112〕位错在（112）面上不能滑移，可作为极轴位错，而a/6[111」在（112）面上可以滑动，它在（II2）面上运动的结果便产生了一单原子层厚的孪晶。
当滑移到（112）面和（121）面的交线【111」上时，就变成了一个纯螺型位错，在适当条件下可以滑移到（121）面上扫动，故可作为扫动位错。
而极轴位错可分解为
a/3〔112]一a/6[121」+a/`2[101]
其柏氏矢量中垂直于扫动面（121）的分量正好是a/6[121}，也就是（121）面的面间距，
因此，扫动位错绕极轴位错在不同（121）面上滑移的结果，便可得到沿〔111]方向多层原子厚的孪晶，此孪晶与a/6[11刊位错在（112）面上形成的单原子层厚的孪晶是相一致的。
2.1.4孪晶的界面反应
当基体发生孪生变形后，常常会在孪晶和基体的界面、孪晶和滑移带或孪晶相交处产生很高的应力集中，并引发各种晶体缺陷来松驰应力集中。
2.1.4.1孪晶终止于晶体内部
A.W.Sleeswyk}25】研究发现，在孪晶的尖端有大量的位错存在，且位错的柏氏矢量和孪生切变方向一致，因而认为位错是主要的应力释放一机制。
在体心、面心立方金属中，孪晶位错可以通过分解反应而形成一个点阵位错和一个补充位错（弥补形状上
不连续的位错）由于分解反应是耗能的，因而可以通过位错反应把应力集中释放出去。
在六方金属中的应力释放机制比较复杂，孪晶通过产生平行于孪生面的扭折和垂直于孪生面的扭折来释放应力，其中平行于孪生面的扭折主要由基面位错组成，而垂直于孪生面的扭折主要由非基面位错组成〔26]0除通过形成位错来释放能量这一途径外，孪生还可以通过剪切区的形变来释放能量。
但如果基体为无缺陷的完整晶体，且其弹性模量又很高，则孪生引起的形状改变具有伪弹性，在反向应力作用下可消除。
2.1.4.2孪晶和滑移的交互作用
当基体中滑移和孪生相交时，滑移位错可以直接穿过点阵相关的孪晶界或通过与孪晶位错的反应而通过孪晶。
在孪晶界的位错反应，不仅和位错的柏氏矢量有关，而且还和所在滑移面有关。
如在六方晶体中，Yoo和Wei}2}〕分析了基面位错和}1012}孪晶的反应过程，指出两种晶体学上可能的反应为
其中场是孪晶位错的柏氏矢量。
（1）式表明，具有柏氏矢量平行于基体和孪晶交线的基面位错能够交滑移到孪晶的基面上去，而
（2）式表明，基体位错可以通过位错反应，消耗两个孪晶位错后进人孪晶区。
上述反应一般不易进行，因为分解以后的滑移面和滑移方向一般不是最密排面和方向，故常要消耗一定的应力集中方可促发。
2.1.4.3孪晶和孪晶的交互作用
当孪晶和孪晶相交时，孪生切变可以以一定的方式穿过相交的孪晶。
R.W.Cahn}2g」研究表明，若两相交孪晶满足一定的条件，则变形孪晶（A）就可以穿过变形孪晶（B），并在相交区形成二次孪晶（C）.
i）A孪晶和C孪晶及B孪晶的K}面的交线具有同一方向;
ii）A孪晶和C孪晶的切变方向、切变大小必须相同。
且反应中生成的应力可以通过产生位错来释放。
在体心立方金属中，由于三种X112}孪晶均具有唯一的切变方向<111>,比较容易满足Cahn条件，当沿着<111>方向相交时，一个孪生面的孪生位错可以沿螺位错方向交滑移到另一个孪晶面或孪晶的{112}平面上去，使孪生切变通过相交的孪晶。
而在面心和六方金属中，由于孪生面和孪生方向的多样性，孪晶和孪晶相交的情况比较复杂，孪晶相交既可以生成二次孪晶，也可以阻碍孪晶生长，还可以产生应力集中，以滑移变形的方式穿过相交的孪晶，等等探讨还在继续着[29一川。
2.1.5孪晶与加工硬化和塑性伸长
前已述及，在孪晶与基体界面、孪晶与滑移带或孪晶与孪晶交界处，总存在着因释放应力集中而产生的界面位错，当滑移和生长孪晶遇到阻碍孪晶时，常因相交的位错反应较难进行而使滑移和生长孪晶受阻，因此，孪晶在一定程度上强化了基体金属。
K.S.Ragharan[32〕还发现，生成的孪晶层片在一定程度上起着细化基体的作用，因而对强度也有一定的贡献。
另一方面，孪生变形通过改变晶体位向为位向不利的或难滑移的滑移系的运动提供了可能;孪生变形增加了塑性变形方式，更利于基体金属均匀变形;且孪生变形本身也有一定的塑性变形量，故孪生变形对基体金属塑性的增加有着积极的作用。
Suzuki和Barrette33]研究Ag一25at.%Au合金的拉伸性能时发现，在193K时，试样组织中无孪晶存在，其强度、伸长率均较低，见图2一7，但在20.4K时，试样组织中出现了大量的孪晶，其强度、伸长率均
有较大幅度的增长。
C.N.Reid等人〔}l研究多晶锐拉伸性能时也发现，在77K时试样以滑移变形为主，屈服之后立即颈缩，而在20K时试样以孪生变形为主，屈服之后产生了7%的均匀伸长后颈缩。
这表明孪生变形有助于塑性提高。
2.1.6孪晶与裂纹萌生
当晶体中发生孪生时，在孪晶周围总会有一定的应力集中，并通过形成伪孪晶、位错、二次孪晶来释放，但如果条件不利时，则也可以产生裂纹。
在低温或冲击载荷下断裂时，断口上常常有大量孪晶出现，且裂纹常在孪晶界面的附近萌生，因而孪晶被认为和裂纹萌生相关。
但又有实验结果表明[（35]，在bcc金属的脆性断口上有时也会没有孪晶出现，且发现裂纹在扩展过程中，其尖端的应力集中可以通过诱发孪晶来松驰，因此，是孪生引发了裂纹，还是裂纹诱发了孪生还存在争议。
Hull和Hondas36〕对单晶硅铁研究发现，孪生变形过程中引起裂纹萌生和晶体位向有密切关系。
当两孪晶相交时，随着3100}解理面上的分切应力增大和孪晶相交靠近高应力解理面时，裂纹更容易萌生。
因此，孪晶和裂纹萌生有一定关系，但还不清楚孪晶到底起多大作用。
2.2
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