由六邊形堆積（HCP）α相和體心立方（BCC）β相組成的雙相α+β Ti合金因其高比強(qiáng)度、低密度和顯著的耐腐蝕性而受到廣泛關(guān)注。與雙峰或全等軸α+β Ti合金相比，具有全片層結(jié)構(gòu)的α+β鈦合金具有更好的斷裂韌性、抗疲勞裂紋擴(kuò)展性能，即良好的損傷容限，可用于航空工業(yè)。這是因?yàn)槿�片層�?β Ti合金由大量的α/β界面組成，不僅可以阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)，還可以作為位錯(cuò)源促進(jìn)位錯(cuò)的產(chǎn)生。實(shí)際上在變形過(guò)程中，全片層α+β Ti合金可以刺激位錯(cuò)和變形孿晶，以適應(yīng)塑性變形。這樣，位錯(cuò)/孿晶與β相之間的相互作用是不可避免的，這將顯著影響合金的性能。因此，探索全片層α+βTi合金的變形模式及其與β相的相互作用機(jī)制尤為重要。

      來(lái)自河北工業(yè)大學(xué)的Xiaodong Zheng等人在全片層Ti-6Al-4V合金中觀察到了一個(gè)新的變形帶（DB）。通過(guò)透射電子顯微鏡（TEM）研究，DB被確定為由{1010}棱鏡平面上的<a>位錯(cuò)堆積產(chǎn)生的扭折帶（KB）。更有趣的是，KB可以穿過(guò)β相，然后誘導(dǎo)從β相到α相的相變，并指出伴隨的成分變化可能是在嚴(yán)重變形條件下由高變形能驅(qū)動(dòng)的擴(kuò)散所調(diào)節(jié)的。

圖1 退火后全層Ti-6Al-4V合金的微觀組織和拉伸變形后DB的典型形態(tài)：（a）退火后α相和β相交替分布的全層Ti-6-Al-4V合金形態(tài)；（b）DB的BF TEM圖像；（c） DB的DF TEM圖像；（d）矩陣和數(shù)據(jù)庫(kù)之間接口的HRTEM圖像。

圖2 借助SAED模式和Kikuchi模式獲取的[1-210]_M方向下基質(zhì)和DB的典型形態(tài)：（a） DB的BF TEM圖像；（b） DB的DF TEM圖像；（c） 基質(zhì)SAED模式；（d） DB的SAED模式；（e） Kikuchi矩陣模式；（f） DB的Kikuchi模式。

圖3 β相和KB之間相互作用區(qū)域的形態(tài)：（a）KB的典型BF-TEM圖像；（b） β和KB之間的相互作用區(qū)域的HRTEM圖像，如（a）所示；（c，d）分別在（b）中指示的白色和黃色正方形中所示的區(qū)域的對(duì)應(yīng)FFT；（e） KB和β相之間相互作用區(qū)域的典型HADDF-STEM圖像，以及右下角β相剪切變形的放大形態(tài)；（f） 相互作用區(qū)域的EDS分析如（e）所示，顯示在KB剪切的β相中Ti、Al占優(yōu)勢(shì)，而V、Fe很少。

圖4 （a）KB形成過(guò)程示意圖；(b) 模擬了KB與基體的原子界面結(jié)構(gòu)。

圖5 β-α轉(zhuǎn)變過(guò)程中BCC β相和HCP α相之間的三維示意晶格對(duì)應(yīng)關(guān)系。（a） β的原始三維晶格結(jié)構(gòu)；（b） 從β相到α相的轉(zhuǎn)變；（c） α相的最終三維晶格結(jié)構(gòu)

      總的來(lái)說(shuō)，該項(xiàng)工作發(fā)現(xiàn)了大量的納米級(jí)DB出現(xiàn)在全片層Ti-6Al-4V合金經(jīng)拉伸變形后的裂痕附近。根據(jù)HRTEM和Kikuchi模式，DB被確定為由α相中{10-10}棱柱面上的1/3 a<11-20>位錯(cuò)累積形成的KB，其導(dǎo)致相對(duì)于基體圍繞[0001]方向的旋轉(zhuǎn)角為5-15°。此外，本工作中還觀察到KB可以穿過(guò)β相。在KB和β相相互作用后，在嚴(yán)重塑性變形下，β相將按照Burgers取向關(guān)系轉(zhuǎn)變?yōu)棣料唷Ｋ�有這些發(fā)現(xiàn)為進(jìn)一步深入了解層狀α+β Ti合金的變形行為提供了依據(jù)。