导读：体心立方 (BCC) 金属具有不稳定的本征堆垛层错和对形变孪晶的高抵抗力，这往往会引发复杂的孪晶动力学，这在经典孪晶理论的框架中是无法完全理解的。在这里，我们揭示了经受极端变形的纯铌 (Nb) 中相变和变形孪晶之间的内在耦合。BCC (β)、ω (ω)、正交马氏体 (α") 相之间混洗介导的多晶型转变诱导三种不同的孪晶路径，不涉及经典孪晶剪切。孪晶上的残余界面相（主要是 ω 相）有助于降低转变势垒并作为离散孪晶增厚的重要前体，很好地融合了在文献中 BCC 金属和合金中通过实验观察到的几种不常见的孪晶动力学。这些发现不仅促进了我们对广泛类别中不常见孪晶行为起源的理解BCC金属及合金，也有利于开发高性能BCC材料。
变形孪晶是晶体固体中与其他变形模式（如位错滑移和相变）竞争的重要塑料载体，并控制不同长度尺度下金属和合金的力学性能和塑性。大量研究揭示了不同材料中的孪生机理及其与其他变形模式的转变。在面心立方（FCC）金属中，由于在常见变形条件（例如低应变率和室温）下相对较高的孪晶趋势，变形孪晶及其动力学已被充分记录，这与孪晶部分的连续滑移密切相关。
然而，在体心立方（BCC）金属中，缺乏稳定的本征堆垛层错诱导了孪晶的超高势垒，使得变形孪晶主要发生在低温和高应变率的极端条件下，并表现出一些与FCC对应物明显不同的行为。实验表明，不同BCC金属中的变形孪晶通常表现出3n层厚的行为（n为整数）和逐步孪生边界（TB），其步高远大于单个孪生位错。理论研究还报道了BCC金属中不常见的1/12<111>、1/3<111>和1/4<111>部分滑移引起的变形孪晶。由于这些复杂性，人们自然会问BCC金属中的变形孪晶是否由一些完全偏离经典孪生理论的机制形成。
孪生成核的困难还产生了孪生与其他塑性模式之间激烈竞争的可能性，从而诱发复杂的孪生动力学。众所周知，BCC金属和合金倾向于通过相变变形，其中ω和α“马氏体相变已被广泛报道，特别是在β-Ti合金中。发现这些相变与{112}<11`1>β和{332}<11`3>β变形孪生密切相关，其中亚稳相可以存在于孪生体内或TB上。在纯BCC金属中，如Ta，Mo和Nb ，极端条件下增强的流动应力也可以通过1/12<111>类型的位移刺激亚稳ω相变。从晶体学的角度来看，马氏体相变途径与变形孪晶的路径基本相似，两者都涉及变形晶格内的原子剪切。然而，BCC金属的变形孪晶和相变之间的关系仍然存在很大争议。
在本文中，浙江大学、河南省科学院、东北大学、中国工程物理研究院、北京理工大学研究团队联合揭示了BCC铌（Nb）在低温（LT）压缩和室温（RT）冲击的极端变形下相变（PT）介导的变形孪晶的原子机制。基于实验观察和理论计算，确定了三种不同的孪生路径，通过BCC（β）、ω（ω）（包括六边形和三角ω相）、斜方马氏体（α）结构之间的多态性PTs，与BCC金属中的经典孪生剪切形成鲜明对比。这种PT介导的变形孪晶的一个重要特征是中间相的不完全转变，导致TB处的残余界面相（主要是ω相）具有高应力集中。这些发现为原子水平上不寻常的PT介导的变形孪晶提供了见解，从而推动了目前对BCC晶体中变形孪晶的理解。
相关研究成果以题“Phase transformation induced transitional twin boundary in body-centered cubic metals”发表在国际期刊Acta Materialia上。
链接：https://www.sciencedirect.com/science/article/pii/S1359645423001465
图1
ω介导的变形孪晶。（a） 高分辨率透射电子显微镜 （HRTEM） 图像显示沿 [1`1
0]区域轴，由相应的FFT图案的插图确认。（b） 双尖端的放大 HRTEM 图像对应于 （a） 中的盒装区域 （b），显示过渡 ω 相区域作为未孪生 βM 和孪生 βT 之间的中间结构。（c） βM、ω 和 βT 相的晶胞，具有相应的 FFT 模式。（d） 显示过渡三角ωTran和六边形ω相位的原子尺度HRTEM图像。下面给出了原子柱沿水平方向的相应强度分布，揭示了β → ω相变过程中的连续跃迁过程。比例尺：（a） 10 纳米、（b） 2 纳米和 （c、d） 0.5 纳米。
图2
ω介导的变形孪晶的早期成核阶段沿[`113]β区域轴。（a） 几个ω相与βT耦合，如（b）相应的SAED模式所证实。（c） 放大的HRTEM图像，显示ω相内的βT相。比例尺：（a） 50 纳米和 （c） 5 纳米。
图3
α“和ω共介导的变形孪生。（a） HRTEM图像α显示沿[1`10]区域轴，由插图FFT图案确认。（b）双尖端的局部原子结构对应于（a）中的盒装区域（b），揭示了（c）βM，α“和ω相之间的晶格对应关系。（d）ω和α“共介导的变形孪晶成核前的证据。α“相存在于ω相的尖端，而βT相发生在ω相的末端。比例尺：（a、d） 10 纳米、（b） 2 纳米和 （c） 0.5 纳米。
图4
α“双胞胎（α”T）介导的变形孪生。（a） 主要由α“T和少数βT相组成的变形带，由α”T衍射点选择的暗场TEM图像证实了这一点。（b） 沿 [1`10]β区轴显示βT在α“T变形带内，与βM在变形带外形成{112}<1`11>孪关系。（c）对应于（b）中盒装区域（c）的原子尺度滤波HRTEM图像，显示了βT和α“T之间的晶格对应关系。黄线表示βT/α“T界面。（d） βM、α“T和βT相之间的晶格对应关系，及其相应的FFT模式。比例尺：（a） 200 纳米、（b） 10 纳米、（c） 2 纳米和 （d） 0.5 纳米。
图5
α“M和α”T.（a）α“M内的α”T，由[111]β//[110]α“区域轴下的镶嵌SAED图案证实。（二、三）α“M和α”T的HRTEM图像，具有相应的SAED模式。比例尺：（a） 200 纳米和 （b， c） 1 纳米。
图6
三种PT介导的变形孪生途径的示意图。纯原子洗牌涉及 （a） βM → ω → βT 和 （b） βM → α“ → ω → βT。原子剪切和洗牌都涉及（c）βM→ α“M → α”T→βT孪生路径。投影视图沿 [110]β 区域轴线。β、ω和α“相位的基序分别由黑线、红线和蓝线表示。β、ω和α”相的原子分别由灰色、红色和蓝色/白色着色。黄色和蓝色箭头分别表示变换所需的原子洗牌和剪切位移。仅标记周期最少的原子洗牌。（d） β、ω和α”相之间的三维晶格对应关系。
图7
（a）经典孪生和（b-d）三种PT介导的变形孪晶的能量景观。路径中涉及的所有相都标记在能量配置文件中。请注意，所涉及的中间相都对应于鞍座，即局部最小值，不包括理想的ω相。
图8
TB的典型原子构型。（a） HRTEM图像显示了TB处的界面ω结构，该结构由ωTran和ω相组成。视图方向沿 [110]β区域轴。在ωTran/βT接口上出现一个3层阶跃。（b）TB的厚度分布，显示（112）个平面的3n层特征（n为正整数）。LT-C：低温压缩;RT-S：室温冲击。（c） 通过 ωTran/βT 界面上的 3 层步进以 ω → β变换的方式移动进行双增厚。比例尺：（a） 1 纳米和 （c） 0.5 纳米。
图9
TB处的界面ω相而不是摩尔纹条纹。（a） 双胞胎结构的明场透射电镜图像。（b） （a）中圆圈区域的相应SAED模式。（c） 使用（b）中黄色圆圈选择的衍射光斑的暗场TEM图像。（d）使用（b）中红色圆圈选择的衍射光斑的暗场TEM图像表明TB处存在ω相位。比例尺：500 nm。
总之，我们揭示了在极端变形下的纯BCC Nb中相变介导的变形孪生的原子机制。基于随机介导的BCC（β）、ω（ω）、斜方马氏体（α“）相之间的多态性转变，提出了3种不同的孪生路径，没有经典孪生剪切的参与。不完全转化通常会导致TB上残留的界面相，这是离散孪晶增厚的重要前体，与经典的孪生行为背道而驰。散装BCC样品的这些孪生动力学不仅很好地融合了文献中报道的不同BCC金属和合金中的几种不常见的孪生动力学，而且有利于高性能BCC材料的开发。