孿晶

在晶體生長和製備過程中，晶體會沿某種對稱操作共生，形成孿晶。孿晶界面所分隔開的兩部分晶體間以特定的取向關係相交接，從而構成新的附加對稱元素。如反映面、旋轉軸或對稱中心。但這些對稱操作一定是獨立的，不能與晶體結構所屬空問羣中的任何對稱操作相關聯。同時，這些新加入的對稱操作也必須是結晶學允許的。如圖2中（b）所示為單斜晶系晶體中反映孿晶界面示意圖。對於單斜晶系來説，其對稱特徵是在b軸方向上存在着一個二次旋轉軸或反映對稱面。而圖2中在單斜品系品體中加入了沿晶體(001)方向的反映而對稱性。該反映面是獨立的，其反映對稱操作使晶體的兩個部分進一步關聯，得到如圖2中（b）所示的孿晶。

孿晶中兩部分晶體相互接合的公共界面為孿晶面，在孿晶面上的原子為孿晶的兩部分晶體所共有。如圖3所示為文石中的孿晶面，界面處的原子為兩側晶體所共有。雖然文石為正交晶系，但由於

基團的

鍵角為

，其孿晶看起來類似六方晶系。

孿晶的形成與品面的堆垛層錯有密切關係。如圖4所示，fcc晶體(111)晶面為孿晶面，如果從某一層開始，其堆垛順序發生顛倒，即成為ABC ABC ACB ACB ... ，這樣上下兩部分晶體就形成了鏡面對稱的孿晶關係，在…CAC…處形成了孿晶界。孿晶界必須是低能量的錯排界面。

孿晶界可分為共格孿晶界與非共格孿晶界兩類。

如果兩部分晶體的孿晶面平行於孿晶界，且界面上的原子完全坐落在界面兩側晶體的點陣位置上，與兩側晶體的點陣完全匹配，這種界面就稱為共格孿晶界。如圖4所示。兩側晶體以此面為對稱面，構成鏡面對稱關係。共格孿晶界一般是晶體中特定的晶面，如立方面心結構中的{111}面。沿着孿晶界面，孿晶的兩部分完全密合，最近鄰關係不發生任何改變，只有次近鄰關係才有變化，引入的原子錯排很小，界面能量很低，約為普通晶界界面能的1/10，因而很穩定。

如果孿晶界相對於孿晶面旋轉一角度，則得到非共格孿晶界，如圖5所示。此時，孿晶界上只有部分原子為兩部分品體所共有，因而原子錯排較嚴重。這種孿晶界面的能量相對較高，約為普通品界的1/2。

在鐵電晶體中，將自發極化方向相同的區域稱作鐵電疇。附加的對稱關係造成了兩部分晶體極化方向的差異，不同極化方向的鐵電疇之間的界面稱為鐵電疇界。鐵電體由具有對稱中心的順電相轉變為不具對稱中心的鐵電相時，伴隨着晶體對稱性的降低。如鈣鈦礦結構的

、

等由

立方相轉化為

四方相，失去垂直於四次軸的反映面；鎢青銅型結構的

、

等由

的四方相轉變為

的低對稱性四方相，同時失去垂直於四次軸的反映面；而

、

等類鈣鈦礦型晶體，則由

三方相轉變為

方相，也失去反映面。然而，鐵電相里，較低對稱性的鐵電疇之間可以通過結晶學允許的對稱操作而完全重合，因而從結晶學來講。鐵電疇之間具有孿晶關係。

但是，鐵電疇界與一般的孿晶界面之間存在一個重要區別：由於鐵電疇內電偶極矩方向都一致，必然存在一個空間電荷分佈。鐵電疇界的取向和相鄰鐵電疇極化方向問的關係將決定其表面有無電荷分佈，只有當極化矢量在疇界面處頭尾相接，且法向分量相連續時，無電荷積累而有最低的靜電能量。所以，在考慮鐵電晶體中可能存在的低能量疇界面時．除了滿足孿晶界面的結晶學關係外，還必須考慮其為無電荷積累的最低能量取向。

雖然鐵電疇間的關係毫無例外地是孿晶關係。但鐵電晶體中並非所有孿晶都構成鐵電疇。只有那些孿晶化伴有極化方向改變的孿晶才同時是鐵電疇。 ^[2] 

在機械孿晶的發展期間，孿晶薄層出四得極為迅速，其生成的速率接近於聲速。由於孿晶界面的穩定運動，孿晶薄層隨着應力的增大面增厚。新的孿晶經常以猝發的方式形成，有時伴隨着明顯可聞的“卡嚓”的聲音。這種情況與圖6所示的應力—應變曲線的無規則的形狀相對應。 ‘卡嚓”聲的迅速發生造成了所謂的孿生鳴響，例如在錫中就能夠發生這種現象。

雖然絕大多數金屬一般來説並沒有形成孿晶的趨勢，但是在適當的實驗條件下它們卻經常可以形成孿晶。孿生過程中包括的切變過程可以由不完全位錯的運動而出現。引起孿生的應力不僅取決於源位錯的線張力——如同滑栘的情形那樣，而且取決於孿晶晶界的表面張力。所以引起孿生的應力通常比滑移所需的應力更大一些。在室温下，形變幾乎總是通過滑移過程而出現，滑移要在孿生之前發生。隨着形變温度的降低，滑移的臨界切應力要增加，因此一般來説應力水平很同，更加可能出現形變孿生過程。

密集六角結構的金屬最容易發生孿生過程。這是因為在這類晶體中，滑移系的數目較少，因此孿生是它們的多晶體試樣中基本的必不可少的形變機制。但是在它們的單晶中，樣品的取向，應力水平、形變温度等都是影響孿生過程的重要的因素。在體心立方結構的金屬中，在室温下孿生可以通過沖擊而產生，在低温下由於滑移的臨界切應力十分離，所以孿生可以由更大的恆反變速率而引起。反之，甚至在低温下也只有很少幾種面心立方結構的金屬可以形成孿晶。

貝耳(Bell)和佩(Cahn)研究了六角結構的金屬中應力引起的孿晶成核過程。他們指出：至少是在鋅單晶中，孿生過程與滑移過程的情形不同，它並沒有明確的打切應力，而且為了使孿晶成核，的確需要十分高的應力。在大多數金屬中，通常首先出現滑稱，然後藉助於在位錯塞積羣處存在的極高的應力英中而產生孿晶核。由於使孿晶傳播所需的應力比使它成核所需的應力要低得多，所以孿晶一旦形成，則只要分切應力高於某一臨界值，孿晶便可以傳播。通過其取向能夠使基面滑移不出現的晶體(即其界面近似地平行於樣品釉的晶體)的形變過程，便可以證明這一點。即使在具有這種取向方式的晶體中，也可以發現引起孿生所需的應力比在非基面上滑移所需的應力更高。由此可見，在這種情況下首先產生非基面滑移，當產生位錯塞積並且形成孿晶的時候，外加應力如此之高，結果就產生了孿晶雪崩或者孿晶猝發。引人注意的是，在用尖釘進行試驗的時候，通過樣品壓痕的方法，可以在較低的應力下使得孿晶人工成核。如果外加應力超過了攣晶傳播的應力，那麼這種孿晶將長大，

人們一般都認為，在體心立方結構的金屬中，孿晶成核比孿晶傳播更為困難。一種可能的機制是：由於開動弗蘭克-瑞德源的結果，引起滑移猝發而產生位錯的塞積羣，在塞積羣的頂部，通過應力集中可以產生孿晶核。利用衝擊加載的方法有利於產生孿晶的這種性能。眾所周知，利用這中方法，室温下

鐵中可以產生稱之為紐曼帶的的華孿晶薄層。然而在正常的應變速率下，在具有強釘扎位錯的物質中，比在位錯釘扎相對較弱(

值較低)的物質中更易於產生有利於孿晶成核的滑栘猝發。令人感興趣的是，鈮和鈕都有很小的

疽，所以雖然它們也能形成孿晶，但是若與

鐵之類的物質相比較，它們形成孿晶是十分困難的。

在一切體心立方結構的金屬中，流變應力都施着温度的降低而迅速增加(。因此即使在中等的應變速率下，

鐵在温度77K時就能形成孿晶，而

值較小的鈮卻在温度20K時才能形成孿晶，圖6中（a）展示了鈮的應力—應變曲線的形狀。根據曲線圖可以劃分出三個明顯的階段，它們的特點是：

(1)在形變的早期階段中，在孿晶的廣泛猝發之間散佈着少量的滑移；

(2)隨着形變繼續進行，滑栘是佔優勢的，而只有偶然性的一些孿生；

(3)在滑栘形變時，鈮具有產生加工硬化的能力，這與在温度77K時測試出的結果完全相同。

這些實驗觀測恰好與上面討論過的孿生模型相符合。孿晶一旦形成，它本身便可以起着障礙物的作用，進一步使得位錯塞積並且使孿晶成核。但是經過一段時間之後，絕大部分弗蘭克-瑞德源都已經從它們的雜質氣團中釋放出來，滑移位錯不再以明顯的猝發方式米出現，因此抑制了孿晶的成核。大概是由於孿晶對於滑移位諸的障礙作用，所以在温度20K時可以觀測到迅速帶的加工硬化現象。

在不久以前人們還認為，面心立方結構的金屬不能通過孿生過程而形變。但是，布萊威特(Blewitt)等人指出，在低温下(即温度由4K~-78K)，在某種取向的銅、銀、金等61晶體中可以形成孿晶，最近，竹木(Suzuki)和巴英特(Barrett)證明，在有利取向的銀晶體中，甚至在0度時也能夠發生孿晶過程，而且發生孿晶的程度上隨着金的加入量的增加而絳低，在室温下，在銅-鋁合金的單晶中也觀測到了形變孿晶。

為什麼只有在一定的取向和低温的條件下才能夠形成孿晶呢？這是由於產生孿生所需的應力是很高的，而只是具有有利取向的晶體在試驗時才能達到很高的切應力。這種孿生必須通過不完全位錯的傳播而產生，與之有關的堆垛層錯則要越過一組平行的(111)面。除此之外，我們對這種孿生的精確機制尚不清楚。但是，由於堆垛層錯比不完全位錯的平衡間距更寬，所以孿晶過程必定包括一條不完全位錯被釘扎，另一條不完全位錯分離開去。這個過程產生了一個很寬的單層孿晶。所以為了使孿晶增厚，不完全位錯還必須在相繼的孿晶面上攀移。 ^[3]