片层Ti-6Al-4V合金的界面结构及性能

　　摘要 界面工程是提升工程合金强度和塑性等力学性能的重要途径。双相片层Ti-6Al-4V合金作为典型的工程合金，其原子尺度界面结构对材料变形行为和强塑性的调控作用尚不清晰。本文综述了传统片层Ti-6Al-4V合金中α/β界面和增材制造法制备的片层Ti-6Al-4V合金中α/界面层/β和α′/β界面对强塑性的影响。因为α/β界面两侧存在特定的取向关系，所以对不同滑移方向位错运动的阻碍作用具有各向异性，同时其原子尺度台阶状的界面结构又促进了孪晶在界面处的形核。α/界面层/β界面结构因为界面层的存在，对位错运动具有更强的阻碍作用，并且在较低应变下产生形变孪晶，促进孪生变形;α′/β界面结构因为α′和β两相显著的变形不协调导致界面应力集中， 在α′/β界面处易形成微裂纹。这些不同的界面结构导致材料强塑性的差异。通过系统论述Ti-6Al-4V合金不同界面结构对材料变形行为及强塑性的影响，为合理设计界面结构实现双相Ti-6Al-4V合金强塑性的提升提供思路。

　　关 键 词 界面;片层Ti-6Al-4V合金;强塑性;透射电子显微学

　　引言

　　金屬材料在工业应用中有着不可替代的作用。快速发展的航空航天等领域对金属材料的性能要求越来越高，而金属材料强度-塑性倒置关系一直是金属材料领域的热点和难点问题，例如强度的提升通常会伴随一定塑性的损失。国内外大量研究表明[1-4]，界面工程可以有效地提升金属结构材料的综合力学性能。

　　界面在金属材料的变形行为中起着重要作用，界面可以与位错滑移、孪生变形相互作用从而影响金属材料的力学性能[5-6]。例如界面可以阻碍位错滑移提升金属材料的强度，也可以允许某些特定位错通过界面进行滑移传递，或者为孪晶提供形核位置，从而提高金属的塑性变形能力，即提升金属材料的塑性;同时界面也是影响微裂纹萌生及扩展的重要因素[7-10]。纳米层状Cu-Nb复合材料原子尺度界面研究表明[11]，通过改变制备工艺可以对纳米层状Cu-Nb复合材料原子尺度界面结构进行调控，从而改变纳米层状Cu-Nb复合材料的塑性变形机制，改善材料的力学性能。

　　目前在工程合金领域，人们对原子尺度界面结构对合金性能的影响机理也进行了大量研究[12-14]。Ti-6Al-4V合金作为典型的工程合金，具有比强度高、耐腐蚀、损伤容限高等优异的性能而被广泛应用于航天航空领域[15-16]。Ti-6Al-4V合金属于一种双相钛合金，含有α和β两相，α相为密排六方晶体结构、β相为体心立方晶体结构。双相钛合金具有3种常见的组织结构：等轴组织、双态组织和片层组织。片层Ti-6Al-4V合金具有高强度、良好的断裂韧性及优异的抵抗裂纹扩展能力，因而具备出色的损伤容限[17]。在实际航天航空工程应用中，对材料在有损伤条件下的使役行为与寿命有着更高的要求，使得直升机的主旋翼和尾旋翼等一些结构件通常会选择具有出色损伤容限的片层Ti-6Al-4V合金[16]。现代航天航空工业对片层Ti-6Al-4V合金的强塑性有了更高的要求，具有片层组织的双相Ti-6Al-4V合金在材料塑性上不如具有等轴和双态组织的双相Ti-6Al-4V合金，所以如何利用界面的调控作用实现片层Ti-6Al-4V合金强塑性综合提升成为当前有待解决的科学问题。

　　片层Ti-6Al-4V合金含有高密度界面，研究这些界面在变形过程中对力学性能的作用机制具有重要的理论意义，对工程应用也具有重要的指导意义。本文综述了具有不同界面结构的片层Ti-6Al-4V合金界面结构对片层Ti-6Al-4V合金强塑性的影响。文中主要介绍传统α/β界面结构对塑性变形的影响，以及近年来增材制造技术制备的Ti-6Al-4V合金中α/界面层/β和α′/β两种不同界面结构对强塑性的影响，通过原子尺度微观变形机制的研究，旨在阐明界面与位错、孪晶、变形带等之间的交互作用，为建立双相Ti-6Al-4V合金的界面结构-性能的对应关系，以及通过界面工程实现双相Ti-6Al-4V合金强塑性的综合提升提供理论基础，最终实现原子尺度微观变形机制对高强韧钛合金加工与制备的指导及我国新型高性能钛合金材料的重大突破。

　　1 Ti-6Al-4V合金中α/β界面对变形机制及强塑性的影响

　　1.1 α/β界面与位错相互作用

　　对于双相钛合金，大部分研究集中于组织结构对合金宏观变形行为及强塑性的影响[18-19]，而合金相界面上的位错滑移传递对改善金属强度、塑性等一些长期存在的问题同样至关重要。目前很多研究表明[10，20]，双相钛合金的α和β两相界面具有一定的取向关系。根据双相钛合金α相和β相的晶体学和几何关系的研究[21-22]，如图1a)所示，片层Ti-6Al-4V合金中α相与β相之间通常遵循Burgers取向关系，即：[(0002)α//(101)β]和[[2110]α//[111]β]。目前通过传统铸造得到Ti-6Al-4V合金铸锭粗坯，然后进行一定的热处理工艺能够获得含α/β界面结构片层Ti-6Al-4V合金。Zheng等[22]通过真空自耗电弧熔炼、锻造制备双相Ti-6Al-4V合金，再将双相Ti-6Al-4V合金在1 000 ℃保温1 h，最后通过炉冷获得由α片层和β片层交替组成的高密度α/β界面的全片层Ti-6Al-4V合金，其高密度的α/β界面必然对合金的变形行为及强塑性产生影响。片层Ti-6Al-4V合金中β相的体积分数占比较少(10%左右)，所以变形方式由密排六方结构的α相主导。α相变形以基面滑移[0001<1120>]和柱面滑移[1010<1120>]为主，同时基面和柱面上有3种柏氏矢量方向不同的位错[23-24]，即柏氏矢量沿[[2110]]的[a1]位错、柏氏矢量沿[[1210]]的[a2]位错和柏氏矢量沿[[1120]]的[a3]位错;在β相中也存在两种柏氏矢量方向不同的[b1]和[b2]位错，即柏氏矢量沿[[111]]的[b1]位错和柏氏矢量沿[[111]]的[b2]位错，如图1b)所示[10]。在片层Ti-6Al-4V合金中，这种特定的Burgers界面取向关系在一定程度上影响着α/β界面与位错的交互作用。目前也有研究表明，基面和柱面上不同取向的位错在α/β界面处的滑移传递，使得片层Ti-6Al-4V合金具有不同的强度和塑性，这也为依靠界面结构调控材料的力学性能提供了科学依据。

　　1.1.1 α/β界面与位错相互作用对强塑性的影响

　　片层Ti-6Al-4V合金发生塑性变形时，α/β界面与柱面和基面滑移系中型位错发生交互作用，α/β界面对柱面和基面上不同取向的位错滑移传递具有不同程度的阻碍作用，使材料的力学性能也随之发生改变。Suri等[10]在双相钛合金α/β界面与柱面滑移系中型位错滑移变形机制的研究中发现：开动不同柱面滑移的α集束表现出不同的力学性能。通过对定向激活柱面[[2110](0110)]滑移系(a1滑移系)、柱面[[1210](1010)]滑移系(a2滑移系)的OA、OB单个α集束进行恒应变速率形变实验，α相柱面滑移系中a1滑移系在应力轴方向[[3410]]且a2滑移系在应力轴方向[[4310]]的施密特因子达到最大值0.5，因此相对容易使特定位错开动。如图2所示，以开动柱面a2滑移系为主的α集束比以开动柱面a1滑移系为主的α集束表现出更高的屈服强度和应变硬化，且以柱面a2滑移系为主的α集束具有更高的应变硬化能力，伴随着明显的加工硬化[10]。如图3a)所示，α相中基面位错滑移方向分别为[[2110]]a1、[[1210]]a2、[[1120]]a3，β相中位錯滑移方向分别为[[111]]b1和[[111]]b2，Savage等[20]在单个α集束有利于基面a1、a2、a3滑移开动方向上进行恒应变速率压缩实验，结果表明基面滑移a1、a2、a3滑移方向为主导变形方式的α集束对应的屈服强度分别为670、821、765 MPa，临界剪切应力分别为330、405、375 MPa，由真应力应变曲线测得其应变硬化指数n分别为0.034、0.047、0.052，如图3b)～ d)所示，即变形由不同滑移方向主导的α集束具有不同的屈服强度、临界剪切应力和应变硬化。通过进一步分析，研究人员发现这是由界面对α相中的位错的选择性决定的[20]。

　　1.1.2 α/β界面与位错交互作用机制

　　在片层双相钛合金中，α相与β相中分别存在对应的位错滑移方向且存在不同大小的取向差异和失配。在开动柱面和基面滑移系变形后试样表征研究发现：如图4a)、图5a)、图4b)、图5b)所示，当柏氏矢量沿a1和a2方向的位错在α/β界面滑移传递时，易于穿过α/β界面进行滑移传递。这是由于两相之间中的位错滑移取向具有较小的差异和失配，α相滑移中的[[2110]]a1滑移方向与β相中的[[111]]b1滑移方向几乎平行(0.56°角度差)，α/β界面对a1位错滑移传递几乎没有阻碍作用;同时由于滑移方向[[1210]]a2与[[111]]b2接近平行(11.5°角度差)，a2位错能够穿过β片层，但是相对于a1位错在α/β界面的传递过程，α/β界面对a2位错具有更强的阻碍作用[10] ，所以下面主要对α/β界面上的a2位错滑移传递机制进行研究。而柏氏矢量沿a3方向的位错在α/β界面滑移传递时，滑移方向[[1120]]a3在β相没有相匹配的滑移位错，两相之间位错滑移取向差异和失配达到最大，如图5c)所示，a3位错不能穿过α/β界面滑移传递。综上所述，位错在α/β界面处滑移传递时，α/β界面与位错相互作用的各向异性使塑性变形具有明显的取向依赖性，从而造成双相钛合金强塑性的差异[10，20，25]。

　　如上述图4b)和图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滑移方向的位错塞积，这是由于当柏氏矢量沿a2方向的位错穿过α/β界面时通过形成残余位错来调节这种取向差异和失配，从而实现位错在α和β片层之间的传递[20]。此外，全位错还可以通过分解为肖克莱不全位错来促进其他类型位错在界面处的传递。有研究表明，通过全位错分解为肖克莱不全位错，增加了界面处位错反应的可能性，促进了位错在α/β界面处的传递[26]。Zhao等[26]通过原子尺度计算结合相场模拟及显微学实验表征显示，在有利于基面[[1210]]a2滑移开动方向上压缩变形的α集束中，β片层两侧界面处存在[[2110]]a1位错和[[1120]]a3位错，β片层中存在[[111]]b1和[[111]]b2型位错，如图6所示。经过分析获知，[(0001)α//(101)β]基面上的[[1210]]a2位错在α/β界面滑移传递过程中，残余位错塞积并发生位错反应最终形成[[2110]]a1位错和[[1120]]a3位错，肖克莱不全位错在α/β界面的位错滑移传递过程中起到关键作用。图7所示为柏氏矢量沿[[1210]]方向的a2位错在α片层和β片层连续传递的过程。当a2位错穿过α/β界面时发生位错分解，通过形成残余位错br2、残余位错br1进行位错滑移传递，其中残余位错塞积并发生位错反应能够转换成肖克莱不全位错a3′(其中a3′位错的柏氏矢量方向沿[[1010]])，而a2位错可以分解形成两个肖克莱不全位错a1′和a2′(其中a1′和a2′位错的柏氏矢量分别沿[[1100]]和[[0110]]方向)，这些肖克莱不全位错继续与α/β界面交互作用。综上所述，肖克莱不全位错为基面位错在穿过α/β界面过程传递提供了可行的位错反应，可减少位错传递过程中残余位错在α/β界面的塞积，促进材料的塑性变形[26]。

　　α/β界面上的位错滑移传递机制对改善片层Ti-6Al-4V合金的强塑性具有重要指导意义。上述α/β界面与位错交互作用对双相钛合金的强塑性有着重要影响，当两个位错相遇发生反应时，有研究表明通过合金化等能够降低堆垛层错能[27]，进而促进位错反应的分解，促进位错在α/β界面的滑移传递，使肖克莱不全位错数量增加，提高材料的塑性及更高的加工硬化率，对片层Ti-6Al-4V合金的进一步优化设计提供思路。

　　1.1.3 α/β界面与位错的交互作用

　　在片层Ti-6Al-4V合金中，密排六方α相中柱面滑移和基面滑移都无法调控c轴方向产生的应变，往往需要开动位错来协调塑性变形。由于界面与位错的交互作用的各向异性，使得合金在不同方向上加载具有不同的强塑性。Mine等[28]通过研究片层Ti-6Al-4V合金单个α集束的强塑性，对单个α/β集束进行原位微拉伸实验，结果表明：如图8a)所示，锥面滑移临界剪切应力约为690 MPa，比柱面滑移(410 MPa)和基面滑移(330 MPa)的临界剪切应力大很多，且沿有利于或位错开动方向加载会使材料表现出不同的屈服强度和拉伸塑性;如图8b)～ d)所示(其中c-0表示沿[[0001]]应力轴方向加载，Pr-a3表示沿与柱面滑移[[1120]]a3成45°方向应力轴加载，Pr-a1表示沿与柱面滑移[[2110]]a1成45°方向应力轴加载，Ba-a1表示沿与基面滑移[[2110]]a1成45°方向应力轴加载;c-10-a1、a2、a3表示沿[[0001]]分别朝向a1、a2和a3倾斜10°应力轴方向加载)，位错滑移试样比位錯滑移试样屈服强度高很多。通过进一步分析，这是由于沿有利于位错开动方向加载时，位错在α相启动，β相和α/β界面通过阻碍位错运动，从而提高材料的强度;当沿位错开动方向加载时，由于滑移的临界剪切应力很大，此时位错首先在β相启动，α/β界面阻碍β相中的位错传递，也会提高材料的强度;位错不容易开动，可开动的滑移系减少，且位错首先在β相启动，而在片层Ti-6Al-4V合金中β相的含量较少，仅占约10%，所以此加载方向会降低材料的塑性变形能力，导致塑性显著下降[28]。

　　1.2 α/β界面与孪晶的相互作用

　　由于密排六方结构相对称性较低，导致其在发生塑性变形时能够较易启动的独立滑移系不足5个，而多晶材料发生范性塑性滑移至少需要5个独立的滑移系统，因此密排六方结构相发生塑性变形时往往需要锥面滑移或者孪生变形开动。在片層Ti-6Al-4V合金中，变形方式由密排六方结构相主导，而在剧烈变形时中，Ti-6Al-4V合金中孪生变形往往占据主导作用[29-30]。下面讨论片层Ti-6Al-4V合金塑性变形过程中α/β界面对孪生变形的影响机制，通过研究界面对孪生变形的影响能够更好地理解界面在塑性变形中的作用。Zheng等[22]研究了片层Ti-6Al-4V合金中α/β界面对孪生变形的影响机制。通过高分辨透射电子显微镜对全片层Ti-6Al-4V合金循环加载样品进行表征，如图9e)所示，未变形的片层Ti-6Al-4V合金α/β两相界面具有原子尺度的台阶状结构，并在循环加载后的疲劳裂纹附近观察到形变孪晶，如图9a)～ d);且孪晶形成起始和扩展终止位置都在α/β界面处，如图9f)所示。通过分析，由于α/β界面对位错运动的阻碍具有取向选择性，在循环加载后[[1210]]a2位错和[[1120]]a3位错在α/β界面处塞积，且这种原子尺度台阶状α/β界面结构容易导致应力集中，同时[[1210]]a2和[[1120]]a3全位错在α/β界面分解形成孪生位错和残余位错，在3个因素同时作用下促进孪晶形核。此外，在界面α/β界面处形核的孪晶会继续与β相交互作用，如图10a)所示，孪晶通过与界面交互作用使β片层发生扭折从而进行连续传递。当孪晶在α/β界面遇到β相时，产生应力集中使β片层发生弹性弯曲，在β相中产生剪切应力形成位错并使其向相反方向进行运动，促进β扭折带的形成;在这样的情况下，孪生应变可以穿过β相促使孪生位错在β相另一侧形核并继续扩展(图10b)～ e))，最终实现孪晶在α片层和β片层中的连续扩展。这使我们对孪晶与β相的交互作用及扩展有了新的理解，孪晶的扩展有利于孪生变形释放内应力，减少内应力集中而产生的微裂纹，有利于片层Ti-6Al-4V合金的塑性变形[22]，为设计具有更高抗裂纹扩展能力的片层双相钛合金提供了理论基础。

　　2 增材制造Ti-6Al-4V合金中界面对变形机制及强塑性的影响

　　2.1 增材制造Ti-6Al-4V合金中的界面结构

　　近年来，电子束激光熔化和选择性激光熔化逐渐成为增材制造的主要方法。该方法通过激光束或者电子束与粉末原料相互作用产生熔池、凝固，由计算机辅助控制设计制造具有高密度、复杂形状的结构件，在高性能金属结构件快速制造方向发展迅速。增材制造技术能够快速地制备具有特定形状且含有不同界面结构的片层Ti-6Al-4V合金结构件[31-32]。通过Ti-6Al-4V合金棒材制备成Ti-6Al-4V合金粉末，电子束激光熔化和选择性激光熔化技术可以使α/β两相界面分别转换为α/界面层/β和α′/β界面[33-36]。对于α/界面层/β界面结构，有研究发现双相钛合金中存在界面层[37-38]。这种界面层是不同于α相和β相的一种面心立方(FCC)结构相，界面层与α片层和β片层遵循特定的晶体学取向关系：[110β//111FCC//(0002)α]、[111β//[110]FCC//[1120]α][39]，通过热处理可以由面心立方结构(FCC)转变为密排六方(HCP)相[37-39]。通过选择性激光熔化(SLM)可以制备具有α′/β界面的Ti-6Al-4V合金。因为选择性激光熔化技术制备的Ti-6Al-4V合金结构件具有独特的α′马氏体显微组织，通过快速冷却可以使Ti-6Al-4V合金中柱状β晶粒中β相在冷却过程中转变形成亚稳态马氏体α′组织，从而形成α′/β界面结构。片层Ti-6Al-4V合金中几种界面结构的差异必然影响其变形行为，许多学者对这两种新型的界面结构对片层Ti-6Al-4V合金的强塑性的影响展开了研究，以期建立界面结构-性能之间的联系。

　　2.2 α/界面层/β界面结构对强塑性的影响

　　Tan等[35]通过电子束激光熔化技术制备了具有α/界面层/β界面结构的Ti-6Al-4V合金，在TEM中观察到α/界面层/β界面结构，如图11所示。界面层形成的原因主要是冷速过快导致V元素不能有效扩散而富集在α/β界面处，从而促使α/β界面处产生FCC相。如图12a)和图12b)所示，Zhao等[40]分别通过CO2激光熔覆技术制备具有α/β界面结构和二极管激光熔覆技术制备含α/界面层/β界面结构的Ti-6Al-4V合金，进一步研究这种α/界面层/β界面结构对Ti-6Al-4V合金强塑性的影响。拉伸实验结果表明：含α/界面层/β界面结构比含α/β界面结构的Ti-6Al-4V合金具有更高的屈服强度、极限抗拉强度和延伸率，如图12c)所示。这种性能的提高是由于变形过程中位错运动的不同所导致的[40]。如图13所示，对于α/界面层/β界面结构Ti-6Al-4V合金试样，拉伸变形量为2.5%时，位错线在α片层平行分布，无法通过界面层进行位错滑移传递;拉伸变形量为6.0%时，α片层中位错数量增加，更多的滑移系统被激活，位错线从平直变为曲折，大部分位错在α/界面层界面处塞积;拉伸变形量为8.5%时，在界面层中出现形变孪晶，界面层发生孪生变形。而具有传统α/β界面的Ti-6Al-4V合金在拉伸变形量较小为2.0%时，位错能够穿过α/β界面进行滑移传递;拉伸变形量较大为7.0%的时候，α/β界面处存在位错塞积，没有出现形变孪晶，塑性变形主要以位错滑移为主，如图14所示。α/界面层/β界面结构的Ti-6Al-4V合金变形方式主要由α相主导，最终表明α/界面层/β界面对α相中位错运动具有更强的阻碍作用，界面层中形变孪晶的出现证明界面层具有变形能力可以协调合金的塑性变形。传统α/β界面结构的Ti-6Al-4V合金通常在高应变下才会出现形变孪晶，而具有α/界面层/β界面结构的Ti-6Al-4V合金相比具有α/β界面结构的Ti-6Al-4V合金能够在相对较低应变下诱发形变孪晶进行孪生变形，这些都有利于材料强塑性的提高[40]。

　　2.3 α′/β界面结构对强塑性的影响

　　由于选择性激光熔化制备的Ti-6Al-4V合金中微观组织都形成了亚稳态马氏体α′组织，如图15所示，选择性激光熔化不同工艺参数所制备S1—S10试样，其力学性能都呈现“强度高、塑性差”的特点[41]。研究學者普遍认为此力学特点与α′相的脆性相关，但对其独特的α′/β界面结构和变形行为对材料强塑性的影响机制尚未知晓。首先，α′/β界面取向仍然遵循Burgers取向;其次，Ti-6Al-4V合金中马氏体通常是片层状或者针状，由于其内部具有高密度位错、孪晶等亚结构，合金具有较高的屈服强度[42]。Zhang等[43]通过同步辐射研究选择性激光熔化制备的Ti-6Al-4V合金力学性能的微观机制。通过对选择性激光熔化制备的Ti-6Al-4V合金样品进行不同热处理，分别在730 ℃和900 ℃真空加热2 h进行炉冷，得到具有α′+α+β结构(HT-730 ℃)和α+β结构(HT-900 ℃)的样品。原位拉伸实验结果(图16和表1)显示： HT-900 ℃样品比HT-730℃样品具有更好的延展性。图17为不同应变下α相、α′相和β相中平均应力的变化，HT-730℃样品中β相和α′相中存在的平均应力相差很大，而HT-900℃样品β相和α相中存在的平均应力几乎接近[43]。Zafari等[33]对选择性激光熔化制备的全α′马氏体和α′+β结构Ti-6Al-4V合金样品进行拉伸实验，发现全α′马氏体结构的Ti-6Al-4V合金具有高屈服强度和延展性，而α′+β结构的Ti-6Al-4V合金虽然具有高屈服强度，但是延展性差，如图18所示。这些结果表明在α′+β结构Ti-6Al-4V合金发生塑性变形时，由于α′和β两相的晶体结构和变形能力均不同，导致两相在变形过程中应力分布不均匀，从而促使两相界面处应力集中;α′/β界面处的应力集中会使得裂纹优先在界面处形核并扩展，最终降低Ti-6Al-4V合金的塑性[33， 43]。

　　3 总结与展望

　　本文综述了具有α/β界面、α/界面层/β界面及α′/β界面的片层Ti-6Al-4V合金在变形过程中不同界面结构对合金变形行为及强塑性的影响机理。在双相钛合金中主要的塑性变形方式为位错滑移和孪生，本文重点论述片层Ti-6Al-4V合金中α/β界面与位错滑移、孪生变形的相互作用机制。目前对于α/界面层/β界面和α′/β界面的研究主要集中于对材料强塑性的影响，对片层Ti-6Al-4V合金原子尺度α/界面层/β界面和α′/β界面结构与变形行为的相互作用机制的认识比较匮乏，由于α/界面层/β界面和α′/β界面具有不同于传统α/β界面的原子尺度界面结构，这些不同的界面必然对位错滑移、孪晶形核及扩展等微观塑性变形产生新影响，微观塑性变形行为的变化最终会改变Ti-6Al-4V合金的力学性能。通过综述片层Ti-6Al-4V合金中这3种不同界面对变形行为及力学性能的影响，为建立片层Ti-6Al-4V合金原子尺度界面结构与强塑性之间的对应关系，以及揭示提高强塑性的原子尺度界面结构特征提供理论基础，为探索通过界面工程提高材料使役性能提供思路。

　　已有的研究结果表明，通过界面工程对片层Ti-6Al-4V合金的界面尤其是原子尺度界面结构进行设计和调控，可以有效地改变和增强片层Ti-6Al-4V合金的单一性能。未来的挑战在于利用先进的增材制造技术和其他构筑技术，通过界面工程调整片层Ti-6Al-4V合金的界面结构及界面两侧各相的组织与成分，使得界面在能够阻碍缺陷运动提高合金强度的同时，也可以促进缺陷的产生并提供缺陷运动的场所来提高合金的塑性，从而实现片层Ti-6Al-4V合金强度和塑性的同时提升。最终将界面工程方法应用于制备具有等轴或双态组织的双相钛合金中，使得双相钛合金的综合力学性能更上一个台阶。

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