片層Ti-6Al-4V合金的界面結構及性能

鄭士建 劉正 鄭曉東 馬英杰

摘要 界面工程是提升工程合金強度和塑性等力學性能的重要途徑。雙相片層Ti-6Al-4V合金作為典型的工程合金，其原子尺度界面結構對材料變形行為和強塑性的調控作用尚不清晰。本文綜述了傳統片層Ti-6Al-4V合金中α/β界面和增材制造法制備的片層Ti-6Al-4V合金中α/界面層/β和α′/β界面對強塑性的影響。因為α/β界面兩側存在特定的取向關系，所以對不同滑移方向位錯運動的阻礙作用具有各向異性，同時其原子尺度臺階狀的界面結構又促進了孿晶在界面處的形核。α/界面層/β界面結構因為界面層的存在，對位錯運動具有更強的阻礙作用，并且在較低應變下產生形變孿晶，促進孿生變形;α′/β界面結構因為α′和β兩相顯著的變形不協調導致界面應力集中， 在α′/β界面處易形成微裂紋。這些不同的界面結構導致材料強塑性的差異。通過系統論述Ti-6Al-4V合金不同界面結構對材料變形行為及強塑性的影響，為合理設計界面結構實現雙相Ti-6Al-4V合金強塑性的提升提供思路。

關 鍵 詞 界面;片層Ti-6Al-4V合金;強塑性;透射電子顯微學

中圖分類號 TG135.1? ? ?文獻標志碼 A

Abstract Interface engineering is an important way to improve the mechanical properties such as strength and plasticity of engineering alloys. The dual-phase lamellar Ti-6Al-4V alloy is a typical engineering alloy， and its atomic-scale interface structure has an unclear control effect on material deformation behavior and strength and plasticity. This article reviews the effects of α/β interface in traditional lamellar Ti-6Al-4V alloy and α/interface layer/β and α′/β interface in lamellar Ti-6Al-4V alloy prepared by additive manufacturing on strength and plasticity. Because of the specific orientation relationship on both sides of the α/β interface， the hindering effect on the movement of dislocations in different slip directions is anisotropic， and its atomic-scale step interface structure promotes the nucleation of twins at the interface. The α/interface layer/β interface structure has a stronger hindering effect on the movement of dislocations due to the existence of the interface layer， and produces deformation twins under lower strain， which promotes twin deformation; The α′/β interface structure is due to the significant inconsistent deformation of the α′ and β phases， which causes the interface stress to concentrate， and microcracks are prone to form at the α′/β interface. These different interface structures lead to differences in material strength and plasticity. By systematically discussing the effects of different interface structures of Ti-6Al-4V alloy on the deformation behavior and strength and plasticity of materials， it provides ideas for the rational design of the interface structure to achieve the improvement of the dual-phase Ti-6Al-4V alloy strength and plasticity.

Key words interface; lamellar Ti-6Al-4V alloy; strength and plasticity; transmission electron microscopy

0 引言

金屬材料在工業應用中有著不可替代的作用?？焖侔l展的航空航天等領域對金屬材料的性能要求越來越高，而金屬材料強度-塑性倒置關系一直是金屬材料領域的熱點和難點問題，例如強度的提升通常會伴隨一定塑性的損失。國內外大量研究表明[1-4]，界面工程可以有效地提升金屬結構材料的綜合力學性能。

界面在金屬材料的變形行為中起著重要作用，界面可以與位錯滑移、孿生變形相互作用從而影響金屬材料的力學性能[5-6]。例如界面可以阻礙位錯滑移提升金屬材料的強度，也可以允許某些特定位錯通過界面進行滑移傳遞，或者為孿晶提供形核位置，從而提高金屬的塑性變形能力，即提升金屬材料的塑性;同時界面也是影響微裂紋萌生及擴展的重要因素[7-10]。納米層狀Cu-Nb復合材料原子尺度界面研究表明[11]，通過改變制備工藝可以對納米層狀Cu-Nb復合材料原子尺度界面結構進行調控，從而改變納米層狀Cu-Nb復合材料的塑性變形機制，改善材料的力學性能。

目前在工程合金領域，人們對原子尺度界面結構對合金性能的影響機理也進行了大量研究[12-14]。Ti-6Al-4V合金作為典型的工程合金，具有比強度高、耐腐蝕、損傷容限高等優異的性能而被廣泛應用于航天航空領域[15-16]。Ti-6Al-4V合金屬于一種雙相鈦合金，含有α和β兩相，α相為密排六方晶體結構、β相為體心立方晶體結構。雙相鈦合金具有3種常見的組織結構：等軸組織、雙態組織和片層組織。片層Ti-6Al-4V合金具有高強度、良好的斷裂韌性及優異的抵抗裂紋擴展能力，因而具備出色的損傷容限[17]。在實際航天航空工程應用中，對材料在有損傷條件下的使役行為與壽命有著更高的要求，使得直升機的主旋翼和尾旋翼等一些結構件通常會選擇具有出色損傷容限的片層Ti-6Al-4V合金[16]?，F代航天航空工業對片層Ti-6Al-4V合金的強塑性有了更高的要求，具有片層組織的雙相Ti-6Al-4V合金在材料塑性上不如具有等軸和雙態組織的雙相Ti-6Al-4V合金，所以如何利用界面的調控作用實現片層Ti-6Al-4V合金強塑性綜合提升成為當前有待解決的科學問題。

片層Ti-6Al-4V合金含有高密度界面，研究這些界面在變形過程中對力學性能的作用機制具有重要的理論意義，對工程應用也具有重要的指導意義。本文綜述了具有不同界面結構的片層Ti-6Al-4V合金界面結構對片層Ti-6Al-4V合金強塑性的影響。文中主要介紹傳統α/β界面結構對塑性變形的影響，以及近年來增材制造技術制備的Ti-6Al-4V合金中α/界面層/β和α′/β兩種不同界面結構對強塑性的影響，通過原子尺度微觀變形機制的研究，旨在闡明界面與位錯、孿晶、變形帶等之間的交互作用，為建立雙相Ti-6Al-4V合金的界面結構-性能的對應關系，以及通過界面工程實現雙相Ti-6Al-4V合金強塑性的綜合提升提供理論基礎，最終實現原子尺度微觀變形機制對高強韌鈦合金加工與制備的指導及我國新型高性能鈦合金材料的重大突破。

1 Ti-6Al-4V合金中α/β界面對變形機制及強塑性的影響

1.1 α/β界面與位錯相互作用

對于雙相鈦合金，大部分研究集中于組織結構對合金宏觀變形行為及強塑性的影響[18-19]，而合金相界面上的位錯滑移傳遞對改善金屬強度、塑性等一些長期存在的問題同樣至關重要。目前很多研究表明[10，20]，雙相鈦合金的α和β兩相界面具有一定的取向關系。根據雙相鈦合金α相和β相的晶體學和幾何關系的研究[21-22]，如圖1a）所示，片層Ti-6Al-4V合金中α相與β相之間通常遵循Burgers取向關系，即：[（0002）α//（101）β]和[[2110]α//[111]β]。目前通過傳統鑄造得到Ti-6Al-4V合金鑄錠粗坯，然后進行一定的熱處理工藝能夠獲得含α/β界面結構片層Ti-6Al-4V合金。Zheng等[22]通過真空自耗電弧熔煉、鍛造制備雙相Ti-6Al-4V合金，再將雙相Ti-6Al-4V合金在1 000 ℃保溫1 h，最后通過爐冷獲得由α片層和β片層交替組成的高密度α/β界面的全片層Ti-6Al-4V合金，其高密度的α/β界面必然對合金的變形行為及強塑性產生影響。片層Ti-6Al-4V合金中β相的體積分數占比較少（10%左右），所以變形方式由密排六方結構的α相主導。α相變形以基面滑移[0001<1120>]和柱面滑移[1010<1120>]為主，同時基面和柱面上有3種柏氏矢量方向不同的位錯[23-24]，即柏氏矢量沿[[2110]]的[a1]位錯、柏氏矢量沿[[1210]]的[a2]位錯和柏氏矢量沿[[1120]]的[a3]位錯;在β相中也存在兩種柏氏矢量方向不同的[b1]和[b2]位錯，即柏氏矢量沿[[111]]的[b1]位錯和柏氏矢量沿[[111]]的[b2]位錯，如圖1b）所示[10]。在片層Ti-6Al-4V合金中，這種特定的Burgers界面取向關系在一定程度上影響著α/β界面與位錯的交互作用。目前也有研究表明，基面和柱面上不同取向的位錯在α/β界面處的滑移傳遞，使得片層Ti-6Al-4V合金具有不同的強度和塑性，這也為依靠界面結構調控材料的力學性能提供了科學依據。

1.1.1 α/β界面與位錯相互作用對強塑性的影響

片層Ti-6Al-4V合金發生塑性變形時，α/β界面與柱面和基面滑移系中型位錯發生交互作用，α/β界面對柱面和基面上不同取向的位錯滑移傳遞具有不同程度的阻礙作用，使材料的力學性能也隨之發生改變。Suri等[10]在雙相鈦合金α/β界面與柱面滑移系中型位錯滑移變形機制的研究中發現：開動不同柱面滑移的α集束表現出不同的力學性能。通過對定向激活柱面[[2110]（0110）]滑移系（a1滑移系）、柱面[[1210]（1010）]滑移系（a2滑移系）的OA、OB單個α集束進行恒應變速率形變實驗，α相柱面滑移系中a1滑移系在應力軸方向[[3410]]且a2滑移系在應力軸方向[[4310]]的施密特因子達到最大值0.5，因此相對容易使特定位錯開動。如圖2所示，以開動柱面a2滑移系為主的α集束比以開動柱面a1滑移系為主的α集束表現出更高的屈服強度和應變硬化，且以柱面a2滑移系為主的α集束具有更高的應變硬化能力，伴隨著明顯的加工硬化[10]。如圖3a）所示，α相中基面位錯滑移方向分別為[[2110]]a1、[[1210]]a2、[[1120]]a3，β相中位錯滑移方向分別為[[111]]b1和[[111]]b2，Savage等[20]在單個α集束有利于基面a1、a2、a3滑移開動方向上進行恒應變速率壓縮實驗，結果表明基面滑移a1、a2、a3滑移方向為主導變形方式的α集束對應的屈服強度分別為670、821、765 MPa，臨界剪切應力分別為330、405、375 MPa，由真應力應變曲線測得其應變硬化指數n分別為0.034、0.047、0.052，如圖3b）～ d）所示，即變形由不同滑移方向主導的α集束具有不同的屈服強度、臨界剪切應力和應變硬化。通過進一步分析，研究人員發現這是由界面對α相中的位錯的選擇性決定的[20]。

1.1.2 α/β界面與位錯交互作用機制

在片層雙相鈦合金中，α相與β相中分別存在對應的位錯滑移方向且存在不同大小的取向差異和失配。在開動柱面和基面滑移系變形后試樣表征研究發現：如圖4a）、圖5a）、圖4b）、圖5b）所示，當柏氏矢量沿a1和a2方向的位錯在α/β界面滑移傳遞時，易于穿過α/β界面進行滑移傳遞。這是由于兩相之間中的位錯滑移取向具有較小的差異和失配，α相滑移中的[[2110]]a1滑移方向與β相中的[[111]]b1滑移方向幾乎平行（0.56°角度差），α/β界面對a1位錯滑移傳遞幾乎沒有阻礙作用;同時由于滑移方向[[1210]]a2與[[111]]b2接近平行（11.5°角度差），a2位錯能夠穿過β片層，但是相對于a1位錯在α/β界面的傳遞過程，α/β界面對a2位錯具有更強的阻礙作用[10] ，所以下面主要對α/β界面上的a2位錯滑移傳遞機制進行研究。而柏氏矢量沿a3方向的位錯在α/β界面滑移傳遞時，滑移方向[[1120]]a3在β相沒有相匹配的滑移位錯，兩相之間位錯滑移取向差異和失配達到最大，如圖5c）所示，a3位錯不能穿過α/β界面滑移傳遞。綜上所述，位錯在α/β界面處滑移傳遞時，α/β界面與位錯相互作用的各向異性使塑性變形具有明顯的取向依賴性，從而造成雙相鈦合金強塑性的差異[10，20，25]。

如上述圖4b）和圖5b）所示，α/β界面存在大量柏氏矢量非柱面和基面a2滑移方向及部分柏氏矢量沿柱面a2滑移方向的位錯塞積，這是由于當柏氏矢量沿a2方向的位錯穿過α/β界面時通過形成殘余位錯來調節這種取向差異和失配，從而實現位錯在α和β片層之間的傳遞[20]。此外，全位錯還可以通過分解為肖克萊不全位錯來促進其他類型位錯在界面處的傳遞。有研究表明，通過全位錯分解為肖克萊不全位錯，增加了界面處位錯反應的可能性，促進了位錯在α/β界面處的傳遞[26]。Zhao等[26]通過原子尺度計算結合相場模擬及顯微學實驗表征顯示，在有利于基面[[1210]]a2滑移開動方向上壓縮變形的α集束中，β片層兩側界面處存在[[2110]]a1位錯和[[1120]]a3位錯，β片層中存在[[111]]b1和[[111]]b2型位錯，如圖6所示。經過分析獲知，[（0001）α//（101）β]基面上的[[1210]]a2位錯在α/β界面滑移傳遞過程中，殘余位錯塞積并發生位錯反應最終形成[[2110]]a1位錯和[[1120]]a3位錯，肖克萊不全位錯在α/β界面的位錯滑移傳遞過程中起到關鍵作用。圖7所示為柏氏矢量沿[[1210]]方向的a2位錯在α片層和β片層連續傳遞的過程。當a2位錯穿過α/β界面時發生位錯分解，通過形成殘余位錯br2、殘余位錯br1進行位錯滑移傳遞，其中殘余位錯塞積并發生位錯反應能夠轉換成肖克萊不全位錯a3′（其中a3′位錯的柏氏矢量方向沿[[1010]]），而a2位錯可以分解形成兩個肖克萊不全位錯a1′和a2′（其中a1′和a2′位錯的柏氏矢量分別沿[[1100]]和[[0110]]方向），這些肖克萊不全位錯繼續與α/β界面交互作用。綜上所述，肖克萊不全位錯為基面位錯在穿過α/β界面過程傳遞提供了可行的位錯反應，可減少位錯傳遞過程中殘余位錯在α/β界面的塞積，促進材料的塑性變形[26]。

α/β界面上的位錯滑移傳遞機制對改善片層Ti-6Al-4V合金的強塑性具有重要指導意義。上述α/β界面與位錯交互作用對雙相鈦合金的強塑性有著重要影響，當兩個位錯相遇發生反應時，有研究表明通過合金化等能夠降低堆垛層錯能[27]，進而促進位錯反應的分解，促進位錯在α/β界面的滑移傳遞，使肖克萊不全位錯數量增加，提高材料的塑性及更高的加工硬化率，對片層Ti-6Al-4V合金的進一步優化設計提供思路。

1.1.3 α/β界面與位錯的交互作用

在片層Ti-6Al-4V合金中，密排六方α相中柱面滑移和基面滑移都無法調控c軸方向產生的應變，往往需要開動位錯來協調塑性變形。由于界面與位錯的交互作用的各向異性，使得合金在不同方向上加載具有不同的強塑性。Mine等[28]通過研究片層Ti-6Al-4V合金單個α集束的強塑性，對單個α/β集束進行原位微拉伸實驗，結果表明：如圖8a）所示，錐面滑移臨界剪切應力約為690 MPa，比柱面滑移（410 MPa）和基面滑移（330 MPa）的臨界剪切應力大很多，且沿有利于或位錯開動方向加載會使材料表現出不同的屈服強度和拉伸塑性;如圖8b）～ d）所示（其中c-0表示沿[[0001]]應力軸方向加載，Pr-a3表示沿與柱面滑移[[1120]]a3成45°方向應力軸加載，Pr-a1表示沿與柱面滑移[[2110]]a1成45°方向應力軸加載，Ba-a1表示沿與基面滑移[[2110]]a1成45°方向應力軸加載;c-10-a1、a2、a3表示沿[[0001]]分別朝向a1、a2和a3傾斜10°應力軸方向加載），位錯滑移試樣比位錯滑移試樣屈服強度高很多。通過進一步分析，這是由于沿有利于位錯開動方向加載時，位錯在α相啟動，β相和α/β界面通過阻礙位錯運動，從而提高材料的強度;當沿位錯開動方向加載時，由于滑移的臨界剪切應力很大，此時位錯首先在β相啟動，α/β界面阻礙β相中的位錯傳遞，也會提高材料的強度;位錯不容易開動，可開動的滑移系減少，且位錯首先在β相啟動，而在片層Ti-6Al-4V合金中β相的含量較少，僅占約10%，所以此加載方向會降低材料的塑性變形能力，導致塑性顯著下降[28]。

1.2 α/β界面與孿晶的相互作用

由于密排六方結構相對稱性較低，導致其在發生塑性變形時能夠較易啟動的獨立滑移系不足5個，而多晶材料發生范性塑性滑移至少需要5個獨立的滑移系統，因此密排六方結構相發生塑性變形時往往需要錐面滑移或者孿生變形開動。在片層Ti-6Al-4V合金中，變形方式由密排六方結構相主導，而在劇烈變形時中，Ti-6Al-4V合金中孿生變形往往占據主導作用[29-30]。下面討論片層Ti-6Al-4V合金塑性變形過程中α/β界面對孿生變形的影響機制，通過研究界面對孿生變形的影響能夠更好地理解界面在塑性變形中的作用。Zheng等[22]研究了片層Ti-6Al-4V合金中α/β界面對孿生變形的影響機制。通過高分辨透射電子顯微鏡對全片層Ti-6Al-4V合金循環加載樣品進行表征，如圖9e）所示，未變形的片層Ti-6Al-4V合金α/β兩相界面具有原子尺度的臺階狀結構，并在循環加載后的疲勞裂紋附近觀察到形變孿晶，如圖9a）～ d）;且孿晶形成起始和擴展終止位置都在α/β界面處，如圖9f）所示。通過分析，由于α/β界面對位錯運動的阻礙具有取向選擇性，在循環加載后[[1210]]a2位錯和[[1120]]a3位錯在α/β界面處塞積，且這種原子尺度臺階狀α/β界面結構容易導致應力集中，同時[[1210]]a2和[[1120]]a3全位錯在α/β界面分解形成孿生位錯和殘余位錯，在3個因素同時作用下促進孿晶形核。此外，在界面α/β界面處形核的孿晶會繼續與β相交互作用，如圖10a）所示，孿晶通過與界面交互作用使β片層發生扭折從而進行連續傳遞。當孿晶在α/β界面遇到β相時，產生應力集中使β片層發生彈性彎曲，在β相中產生剪切應力形成位錯并使其向相反方向進行運動，促進β扭折帶的形成;在這樣的情況下，孿生應變可以穿過β相促使孿生位錯在β相另一側形核并繼續擴展（圖10b）～ e）），最終實現孿晶在α片層和β片層中的連續擴展。這使我們對孿晶與β相的交互作用及擴展有了新的理解，孿晶的擴展有利于孿生變形釋放內應力，減少內應力集中而產生的微裂紋，有利于片層Ti-6Al-4V合金的塑性變形[22]，為設計具有更高抗裂紋擴展能力的片層雙相鈦合金提供了理論基礎。

2 增材制造Ti-6Al-4V合金中界面對變形機制及強塑性的影響

2.1 增材制造Ti-6Al-4V合金中的界面結構

近年來，電子束激光熔化和選擇性激光熔化逐漸成為增材制造的主要方法。該方法通過激光束或者電子束與粉末原料相互作用產生熔池、凝固，由計算機輔助控制設計制造具有高密度、復雜形狀的結構件，在高性能金屬結構件快速制造方向發展迅速。增材制造技術能夠快速地制備具有特定形狀且含有不同界面結構的片層Ti-6Al-4V合金結構件[31-32]。通過Ti-6Al-4V合金棒材制備成Ti-6Al-4V合金粉末，電子束激光熔化和選擇性激光熔化技術可以使α/β兩相界面分別轉換為α/界面層/β和α′/β界面[33-36]。對于α/界面層/β界面結構，有研究發現雙相鈦合金中存在界面層[37-38]。這種界面層是不同于α相和β相的一種面心立方（FCC）結構相，界面層與α片層和β片層遵循特定的晶體學取向關系：[110β//111FCC//（0002）α]、[111β//[110]FCC//[1120]α][39]，通過熱處理可以由面心立方結構（FCC）轉變為密排六方（HCP）相[37-39]。通過選擇性激光熔化（SLM）可以制備具有α′/β界面的Ti-6Al-4V合金。因為選擇性激光熔化技術制備的Ti-6Al-4V合金結構件具有獨特的α′馬氏體顯微組織，通過快速冷卻可以使Ti-6Al-4V合金中柱狀β晶粒中β相在冷卻過程中轉變形成亞穩態馬氏體α′組織，從而形成α′/β界面結構。片層Ti-6Al-4V合金中幾種界面結構的差異必然影響其變形行為，許多學者對這兩種新型的界面結構對片層Ti-6Al-4V合金的強塑性的影響展開了研究，以期建立界面結構-性能之間的聯系。

2.2 α/界面層/β界面結構對強塑性的影響

Tan等[35]通過電子束激光熔化技術制備了具有α/界面層/β界面結構的Ti-6Al-4V合金，在TEM中觀察到α/界面層/β界面結構，如圖11所示。界面層形成的原因主要是冷速過快導致V元素不能有效擴散而富集在α/β界面處，從而促使α/β界面處產生FCC相。如圖12a）和圖12b）所示，Zhao等[40]分別通過CO2激光熔覆技術制備具有α/β界面結構和二極管激光熔覆技術制備含α/界面層/β界面結構的Ti-6Al-4V合金，進一步研究這種α/界面層/β界面結構對Ti-6Al-4V合金強塑性的影響。拉伸實驗結果表明：含α/界面層/β界面結構比含α/β界面結構的Ti-6Al-4V合金具有更高的屈服強度、極限抗拉強度和延伸率，如圖12c）所示。這種性能的提高是由于變形過程中位錯運動的不同所導致的[40]。如圖13所示，對于α/界面層/β界面結構Ti-6Al-4V合金試樣，拉伸變形量為2.5%時，位錯線在α片層平行分布，無法通過界面層進行位錯滑移傳遞;拉伸變形量為6.0%時，α片層中位錯數量增加，更多的滑移系統被激活，位錯線從平直變為曲折，大部分位錯在α/界面層界面處塞積;拉伸變形量為8.5%時，在界面層中出現形變孿晶，界面層發生孿生變形。而具有傳統α/β界面的Ti-6Al-4V合金在拉伸變形量較小為2.0%時，位錯能夠穿過α/β界面進行滑移傳遞;拉伸變形量較大為7.0%的時候，α/β界面處存在位錯塞積，沒有出現形變孿晶，塑性變形主要以位錯滑移為主，如圖14所示。α/界面層/β界面結構的Ti-6Al-4V合金變形方式主要由α相主導，最終表明α/界面層/β界面對α相中位錯運動具有更強的阻礙作用，界面層中形變孿晶的出現證明界面層具有變形能力可以協調合金的塑性變形。傳統α/β界面結構的Ti-6Al-4V合金通常在高應變下才會出現形變孿晶，而具有α/界面層/β界面結構的Ti-6Al-4V合金相比具有α/β界面結構的Ti-6Al-4V合金能夠在相對較低應變下誘發形變孿晶進行孿生變形，這些都有利于材料強塑性的提高[40]。

2.3 α′/β界面結構對強塑性的影響

由于選擇性激光熔化制備的Ti-6Al-4V合金中微觀組織都形成了亞穩態馬氏體α′組織，如圖15所示，選擇性激光熔化不同工藝參數所制備S1—S10試樣，其力學性能都呈現“強度高、塑性差”的特點[41]。研究學者普遍認為此力學特點與α′相的脆性相關，但對其獨特的α′/β界面結構和變形行為對材料強塑性的影響機制尚未知曉。首先，α′/β界面取向仍然遵循Burgers取向;其次，Ti-6Al-4V合金中馬氏體通常是片層狀或者針狀，由于其內部具有高密度位錯、孿晶等亞結構，合金具有較高的屈服強度[42]。Zhang等[43]通過同步輻射研究選擇性激光熔化制備的Ti-6Al-4V合金力學性能的微觀機制。通過對選擇性激光熔化制備的Ti-6Al-4V合金樣品進行不同熱處理，分別在730 ℃和900 ℃真空加熱2 h進行爐冷，得到具有α′+α+β結構（HT-730 ℃）和α+β結構（HT-900 ℃）的樣品。原位拉伸實驗結果（圖16和表1）顯示： HT-900 ℃樣品比HT-730℃樣品具有更好的延展性。圖17為不同應變下α相、α′相和β相中平均應力的變化，HT-730℃樣品中β相和α′相中存在的平均應力相差很大，而HT-900℃樣品β相和α相中存在的平均應力幾乎接近[43]。Zafari等[33]對選擇性激光熔化制備的全α′馬氏體和α′+β結構Ti-6Al-4V合金樣品進行拉伸實驗，發現全α′馬氏體結構的Ti-6Al-4V合金具有高屈服強度和延展性，而α′+β結構的Ti-6Al-4V合金雖然具有高屈服強度，但是延展性差，如圖18所示。這些結果表明在α′+β結構Ti-6Al-4V合金發生塑性變形時，由于α′和β兩相的晶體結構和變形能力均不同，導致兩相在變形過程中應力分布不均勻，從而促使兩相界面處應力集中;α′/β界面處的應力集中會使得裂紋優先在界面處形核并擴展，最終降低Ti-6Al-4V合金的塑性[33， 43]。

3 總結與展望

本文綜述了具有α/β界面、α/界面層/β界面及α′/β界面的片層Ti-6Al-4V合金在變形過程中不同界面結構對合金變形行為及強塑性的影響機理。在雙相鈦合金中主要的塑性變形方式為位錯滑移和孿生，本文重點論述片層Ti-6Al-4V合金中α/β界面與位錯滑移、孿生變形的相互作用機制。目前對于α/界面層/β界面和α′/β界面的研究主要集中于對材料強塑性的影響，對片層Ti-6Al-4V合金原子尺度α/界面層/β界面和α′/β界面結構與變形行為的相互作用機制的認識比較匱乏，由于α/界面層/β界面和α′/β界面具有不同于傳統α/β界面的原子尺度界面結構，這些不同的界面必然對位錯滑移、孿晶形核及擴展等微觀塑性變形產生新影響，微觀塑性變形行為的變化最終會改變Ti-6Al-4V合金的力學性能。通過綜述片層Ti-6Al-4V合金中這3種不同界面對變形行為及力學性能的影響，為建立片層Ti-6Al-4V合金原子尺度界面結構與強塑性之間的對應關系，以及揭示提高強塑性的原子尺度界面結構特征提供理論基礎，為探索通過界面工程提高材料使役性能提供思路。

已有的研究結果表明，通過界面工程對片層Ti-6Al-4V合金的界面尤其是原子尺度界面結構進行設計和調控，可以有效地改變和增強片層Ti-6Al-4V合金的單一性能。未來的挑戰在于利用先進的增材制造技術和其他構筑技術，通過界面工程調整片層Ti-6Al-4V合金的界面結構及界面兩側各相的組織與成分，使得界面在能夠阻礙缺陷運動提高合金強度的同時，也可以促進缺陷的產生并提供缺陷運動的場所來提高合金的塑性，從而實現片層Ti-6Al-4V合金強度和塑性的同時提升。最終將界面工程方法應用于制備具有等軸或雙態組織的雙相鈦合金中，使得雙相鈦合金的綜合力學性能更上一個臺階。

參考文獻：

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