TC4钛合金激光表面重熔层内拉伸变形$\{10\bar{1}2\}$孪晶形成机制及马氏体变体选择规律

图1 水淬-激光表面重熔(WQ-LSR)试样断口附近重熔层的EBSD表征结果

Fig.1 All-Euler-angle image (a) and inverse pole figure (IPF) (b) of laser remelted layer close to fracture surface of the WQ-LSR sample (RD—rolling direction, TD—transverse direction, ND—normal direction, WQ—water quenching, LSR—laser surface remelting)

一般而言，当hcp晶体的c轴方向受拉或垂直于c轴方向受压缩应力时，会产生孪生变形。当宏观应力轴方向与晶粒c轴平行时，一个晶粒可能会形成6种 ${10 \bar{1} 2}$ 孪晶等效变体，且每种变体的生成概率相同^[13]，则马氏体板条的c轴方向正处于孪晶产生的有利方向，符合 ${10 \bar{1} 2}$ 拉伸孪晶的产生规律。

图2为WQ-LSR试样断口表面 ${10 \bar{1} 2}$ 孪晶的TEM像及选区电子衍射(SAED)花样。可以看出，这种孪晶结构与 ${10 \bar{1} 1}$ 孪晶结构不同。虽然图2中孪晶和基体相对于电子束入射方向并不共轴，但结合基体A和孪晶B区域的衍射斑标定结果及计算结果，仍可确定其为拉伸过程中产生的 ${10 \bar{1} 2}$ 孪晶。为避免制样过程中引入孪晶，需严格控制打磨力度，每组实验重复3次，并采用电解抛光技术去除应力层。

图2

图2 WQ-LSR试样断口表面 ${10 \bar{1} 2}$ 孪晶TEM像及选区电子衍射花样

Fig.2 TEM image of the { $10 \bar{1} 2$ } twin on the fracture surface of the WQ-LSR sample and corresponding SAED patterns (Inset shows the orientation of the hexagonal prism corresponds to matrix A, and the highlighted plane represents the { $10 \bar{1} 2$ } twin plane. EB—electron beam)

图3a为WQ-LSR试样拉伸断口附近的EBSD取向图。在Channel 5软件边界分析中设置旋转轴< $11 \bar{2} 0$ >和取向差角86° ± 2°，便可获得 ${10 \bar{1} 2}$ 孪晶界分布图(图3b)。孪晶片层均起始或终止于自身所在的马氏体板条边界，同一个马氏体板条内同样存在不同取向的 ${10 \bar{1} 2}$ 孪晶，这些均为不同的 ${10 \bar{1} 2}$ 孪晶变体，变体间具有不同的孪生面及孪生方向，但都属于同一晶面族和晶向族。

图3

图3 WQ-LSR试样拉伸断口EBSD取向分析

Fig.3 EBSD orientation analyses of tensile fracture surface of WQ-LSR sample

(a) EBSD orientation maps

(b) grain boundary maps corresponding to Fig.3a

从图3a可以看出，马氏体片层中出现了3种不同取向的孪晶变体，说明马氏体片层中产生了多种 ${10 \bar{1} 2}$ 孪晶变体。表1列出了图3a中基体和所有孪晶的Euler角及每种变体的孪晶面和孪生方向。

表1 图3a中孪晶变体的分析结果

Table 1 Analyses of twin variants in Fig.3a

Matrix orientation in Euler angle / (°)	Twin type	Twin orientation in Euler angle / (°)	Twin variant
(93.7, 91.4, 45.0)	T1	(9.2, 74.2, 55.8)	( $\bar{1} 102$ )[ $1 \bar{1} 01$ ]
	T2	(178.6, 105.1, 0.0)	( $1 \bar{1} 02$ )[ $\bar{1} 101$ ]
	T4	(9.8, 134.9, 3.4)	( $\bar{1} 012$ )[ $10 \bar{1} 1$ ]
	T5	(168.5,164.6, 45.7)	( $0 \bar{1} 12$ )[ $01 \bar{1} 1$ ]
	T6	(32.7, 16.0, 30.6)	( $01 \bar{1} 2$ )[ $0 \bar{1} 11$ ]

为了明确图3a中每种孪晶变体与基体间的取向关系，将它们的不同晶面在极图中进行了投影，结果如图3c所示，T1和T2孪晶变体以实心五角星(★)表示，T4孪晶变体以实心三角形(▲)表示，T5和T6孪晶变体以实心菱形(◆)表示，基体以空心圆(○)表示。由于CML并不完全平行于RD，拉伸时 ${10 \bar{1} 2}$ 变体的产生概率并不相同。本工作中，WQ-LSR试样拉伸断口附近表面共出现了5种 ${10 \bar{1} 2}$ 孪晶变体。

2.2 ${10 \bar{1} 2}$ 孪晶Schmid因子(SF)分析

通过SF可以判断滑移系启动的难易，SF越大，滑移越容易启动，当外加应力达到滑移开启所需的CRSS后，晶体便开始滑移。研究^[14,15]表明，在Ti及钛合金中，基面<a>滑移、柱面<a>滑移、锥面<c + a>滑移和 ${10 \bar{1} 2}$ 孪晶开启所需的CRSS分别为85、20~50、580~635和40~100 MPa。最容易开启的滑移为柱面<a>滑移，其次为基面<a>滑移。

利用Channel 5软件对WQ-LSR试样断口表面区域的EBSD数据进行SF计算，得到TC4钛合金中常出现的基面<a>滑移和柱面<a>滑移的SF分布，结果如图4所示。根据柱状图可知，大部分马氏体板条的SF在0.3~0.5，而在出现孪晶的CML中，柱面<a>滑移的SF极低，说明开启该种滑移的可能性极低。虽然CML中基面<a>滑移的SF稍高于柱面<a>滑移，但此时拉伸过程中产生的应力远未达到基面<a>滑移启动的CRSS，而此时 ${10 \bar{1} 2}$ 孪生的CRSS与基面<a>滑移启动的CRSS接近。孪生变形与滑移变形为hcp金属中常见的两种变形模式，二者互为竞争关系，当滑移变形受阻碍时，孪生变形则会起主导作用。在拉伸过程中，当其他SF较高的马氏体板条开始开启柱面<a>滑移协调变形时，SF较低的CML由于无法开启滑移，仍然处在弹性变形阶段。当应力继续增加，直到达到 ${10 \bar{1} 2}$ 孪晶开启的CRSS后，才开启孪生协调整体的变形。另外，孪晶产生后，其内部的柱面<a>滑移的SF变得极高，孪晶的晶体学取向转变为有利于滑移的取向。孪晶在拉伸的过程中不断产生，并有效促进了位错的滑移，这也是WQ-LSR试样力学性能曲线具有较长的非均匀延伸段的原因^[3]。

图4

图4 WQ-LSR试样柱面滑移和基面滑移的Schmid因子分布图及统计图

Fig.4 Schmid factor (SF) distribution images and corresponding statistical histograms (insets) of prismatic slip (a) and basal slip (b) in WQ-LSR sample

图5给出了WQ试样断口表面的SF分布。可以看出，柱面<a>滑移中SF值呈现蓝色的极少区域(SF较低)同样出现了类孪晶结构，并且产生孪晶的马氏体片层与WQ-LSR样品相比没有显著的尺寸及分布特征。可以认为这些孪晶是在拉应力的作用下偶然产生的孪晶组织，对WQ试样整体的力学性能没有显著影响。

图5

图5 WQ试样柱面滑移和基面滑移的SF分布图及统计图

Fig.5 SF distribution images and statistical histograms (insets) of prismatic slip (a) and basal slip (b) in WQ sample

利用EBSD数据统计可得，WQ-LSR样品中的孪晶面积分数为1.79%，而WQ样品中的孪晶基本可以忽略不计。相应地，孪晶界是强烈的位错障碍，阻止了位错的自由运动，增加了材料的屈服强度和硬化率。另一方面，材料通过孪生协调变形提高了塑性。因此，WQ-LSR样品的抗拉强度从WQ样品的963 MPa 提高到1023 MPa，延伸率从6.8%提升到8.2%，实现了材料强塑性的同步提升^[3]。

2.3 ${10 \bar{1} 2}$ 孪晶的形成机制

已有研究^[16~18]表明，Al作为α相稳定元素，会提高hcp晶格的轴比c / a，提升晶格的各向异性，抑制孪晶的激活；随着Al含量的增加，TC4钛合金的c / a升高，增大了α晶格的不对称性，对 ${10 \bar{1} 2}$ 拉伸孪晶的激活具有抑制作用，因此在低应变速率拉伸过程中基本不会出现 ${10 \bar{1} 2}$ 拉伸孪晶。传统的热处理TC4钛合金研究中鲜有关于产生 ${10 \bar{1} 2}$ 孪晶的报道，而激光作为一种高能量密度、热量集中的新型热处理手段，在激光与试样表面作用的过程中，部分低熔点的元素会发生蒸发^[19]。为了确认激光表面处理过程是否会导致元素含量的变化，以及孪晶、基体之间元素含量的变化，对WQ及WQ-LSR样品进行STEM-EDS分析，结果如表2所示，每个试样至少进行3次不同位置的取样及微区选定。根据文献[1]，由WQ和WQ-LSR试样中的Al含量可知，二者的c / a分别为1.5954和1.5975。对于TC4钛合金，Al元素属于易蒸发元素^[20]，在激光处理过程中熔池温度远高于Al元素沸点(2327 ℃)，因此部分Al会蒸发。而Al含量的降低会导致TC4钛合金中α相的c / a降低^[21]，晶体各向异性降低，从而导致滑移及孪生开启的CRSS降低^[15]，因此有理由推测，柱面<a>滑移的CRSS与 ${10 \bar{1} 2}$ 孪晶开启的CRSS降低程度不同，导致二者存在一定的竞争关系^[21]。综合多项钛合金变形机制的研究结果^[15,16,22]推测，当Ti-Al合金中的Al含量从6.7%下降到5.7%时， ${10 \bar{1} 2}$ 孪晶的CRSS下降幅度比柱面<a>滑移的CRSS下降幅度大。本工作参数下，Al元素的蒸发量恰好导致柱面<a>滑移的CRSS与 ${10 \bar{1} 2}$ 孪晶的CRSS之间可能存在“此消彼长”的关系。因此，在拉伸过程中，此类具有特殊马氏体取向关系的变体产生了 ${10 \bar{1} 2}$ 孪晶。

表2 WQ和WQ-LSR试样的STEM-EDS元素分析结果 (mass fraction / %)

Table 2 STEM-EDS elemental analyses of WQ and WQ-LSR samples

Sample	Al	Ti	V
WQ	6.72	89.76	3.52
WQ-LSR	5.74 (-14.58%)	90.63 (+0.96%)	3.63 (+3.13%)

Note: the numbers in parentheses indicate the relative percentage change in the respective element content after LSR treatment, compared to the WQ condition

2.4 马氏体变体选择规律

本工作中，孪晶的马氏体取向比较统一，推测在激光表面处理的过程中可能存在某一方向的择优取向，因此对这些产生孪晶的马氏体进行EBSD变体分析。

WQ与WQ-LSR试样中的马氏体板条形态有很大不同^[3]，造成这种差异的原因可能是激光冷却过程中的变体选择行为。根据Burgers规则，bcc-β相在相变时会产生12种hcp-α相变体，如表3^[9,23,24]所示(此处的V1~V12与图6中V1~V12是对应关系)。为了明确这种粗大马氏体板条是如何在激光处理的过程中生成的，对两种试样进行原始β晶粒重构：利用母相(β相)与子相(α相)之间的晶体学位向关系，重构出原母相β晶粒的结构，结果如图6所示。同时，统计WQ与LSR-WQ试样中原始β晶粒及其12个α变体的Euler角及面积占比，结果如表4所示。图6a为WQ试样的重构及变体分离结果。可以看到，12种变体分布均匀，不存在某种变体数量显著增加的现象。WQ-LSR试样重构及变体分离结果如图6b所示，尽管同样存在12种马氏体变体，但产生 ${10 \bar{1} 2}$ 孪晶的马氏体变体V2和V5占比明显高于其他变体，揭示了WQ-LSR试样表面在冷却过程中强烈的变体选择效应。

表3 TC4钛合金中通过Burgers取向关系由β→α相变产生的12种变体^[9,23,24]

Table 3 Twelve α variants in TC4 titanium alloy resulting from the β→α phase transition calculated by Burgers orientation relationship^[9,23,24]

Variant	Plane parallel	Direction parallel	Rotation angle/axis from V1
V1	${(1 \bar{1} 0)}_{β} / / {(0001)}_{α}$	${[111]}_{β} / / {[11 \bar{2} 0]}_{α}$	-
V2	${(1 \bar{1} 0)}_{β} / / {(0001)}_{α}$	${[11 \bar{1}]}_{β} / / {[11 \bar{2} 0]}_{α}$	$10.53 ° / [0001]$
V3	${(110)}_{β} / / {(0001)}_{α}$	${[1 \bar{1} 1]}_{β} / / {[11 \bar{2} 0]}_{α}$	$90 ° / [1 \bar{2.38} 1.38 0]$
V4	${(110)}_{β} / / {(0001)}_{α}$	${[\bar{1} 11]}_{β} / / {[11 \bar{2} 0]}_{α}$	$90 ° / [1 \bar{2.38} 1.38 0]$
V5	${(10 \bar{1})}_{β} / / {(0001)}_{α}$	${[1 \bar{1} 1]}_{β} / / {[11 \bar{2} 0]}_{α}$	$60.83 ° / [\bar{1.377} 1 2.377 0.359]$
V6	${(10 \bar{1})}_{β} / / {(0001)}_{α}$	${[111]}_{β} / / {[11 \bar{2} 0]}_{α}$	$60 ° / [11 \bar{2} 0]$
V7	${(01 \bar{1})}_{β} / / {(0001)}_{α}$	${[\bar{1} 11]}_{β} / / {[11 \bar{2} 0]}_{α}$	$60.83 ° / [\bar{1.377} 1 2.377 0.359]$
V8	${(01 \bar{1})}_{β} / / {(0001)}_{α}$	${[111]}_{β} / / {[11 \bar{2} 0]}_{α}$	$60 ° / [11 \bar{2} 0]$
V9	${(011)}_{β} / / {(0001)}_{α}$	${[1 \bar{1} 1]}_{β} / / {[11 \bar{2} 0]}_{α}$	$63.26 ° / [\bar{10} 5 5 \bar{3}]$
V10	${(011)}_{β} / / {(0001)}_{α}$	${[11 \bar{1}]}_{β} / / {[11 \bar{2} 0]}_{α}$	$60.83 ° / [\bar{1.377} 1 2.377 0.359]$
V11	${(101)}_{β} / / {(0001)}_{α}$	${[\bar{1} 11]}_{β} / / {[11 \bar{2} 0]}_{α}$	$63.26 ° / [\bar{10} 5 5 \bar{3}]$
V12	${(101)}_{β} / / {(0001)}_{α}$	${[11 \bar{1}]}_{β} / / {[11 \bar{2} 0]}_{α}$	$60.83 ° / [\bar{1.377} 1 2.377 0.359]$

图6

图6 WQ和WQ-LSR试样的初始β晶粒重构及α变体取向

Fig.6 Prior β grains and α variant orientations reconstructed from WQ (a) and WQ-LSR (b) samples

表4 WQ和WQ-LSR试样中原始β晶粒及其12个α变体的Euler角与面积占比

Table 4 Euler angles and area fractions of the prior β grain and twelve α variants in WQ and WQ-LSR samples

Grain/variant	Euler angle		Area fraction / %
	WQ	WQ-LSR	WQ	WQ-LSR
Prior β grain	(319.7°, 177.7°, 95.1°)	(55.2°, 85.3°, 272.0°)	100.00	100.00
V1	(269.6°, 88.5°, 176.5°)	(190.2°, 91.9°, 170.0°)	5.88	8.70
V2	(89.6°, 91.5°, 352.9°)	(10.2°, 88.1°, 359.5°)	5.90	28.50
V3	(179.6°, 91.8°, 356.2°)	(100.4°, 85.2°, 352.8°)	8.26	1.75
V4	(359.6°, 88.2°, 173.2°)	(280.4°, 94.8°, 176.7°)	6.43	0.75
V5	(314.4°, 42.7°, 85.0°)	(237.1°, 49.8°, 82.1°)	7.10	25.49
V6	(134.4°, 137.3°, 84.4°)	(57.1°, 130.2°, 87.3°)	11.74	2.46
V7	(227.0°, 135.2°,268.0°)	(140.8°, 132.8°,258.3°)	7.15	12.61
V8	(47.0°, 44.8°, 261.4°)	(320.8°, 47.2°, 271.2°)	12.82	1.23
V9	(42.3°, 134.7°, 81.5°)	(330.3°, 136.8°, 91.7°)	7.52	6.32
V10	(222.3°, 45.3°, 88.0°)	(150.3°, 43.2°, 77.8°)	8.58	1.74
V11	(134.8°, 47.3°, 264.5°)	(53.0°, 40.3°, 267.8°)	8.76	8.22
V12	(314.8°, 132.7°, 265.0°)	(233.0°, 139.7°, 261.7°)	9.86	2.23

值得注意的是，根据Burgers取向关系重构出的WQ与WQ-LSR试样的原始β相取向一致，这与原始板材的高温轧制工艺密切相关。在高温轧制过程中，材料主要以bcc-β相存在，并形成{001}<110>轧制织构。冷却后，bcc-β相根据Burgers关系转变为12种hcp-α相。在实验前的热处理-激光表面处理过程中，材料经历了快速熔化与凝固，伴随α→β及β→α相变，大部分轧制织构得以继承并保留。

图7为WQ和WQ-LSR试样相对于原始取向的马氏体变体的非相邻变体间的取向差角统计。两种试样的取向差角分布相似，但WQ-LSR试样在63°附近的取向差比较集中，其取向差角占比最高，对应的转轴为 $63.26$ ° $/ [\bar{10} 5 5 \bar{3}]$ ；55°~62°取向差角对应的转轴为 $60$ ° $/ [11 \bar{2} 0]$ 和 $60.83$ ° $/ [\bar{1.377} 1 2.377 0.359]$ ；85°~92°取向差角对应的转轴为 $90$ ° $/ [1 \bar{2.38} 1.38 0]$ ；而具有8°~12°取向差角对应的转轴为 $10.53$ ° $/ [0001]$ 。确定变体选择的另一种方法是比较α/α界面的长度，这同样可以通过转角/轴的类型来区分，与基于等概率成核假设的理论分析进行比较^[9]。根据Burgers取向关系及表3^[9,23,24]，在两个不同的α变体之间可形成5种α/α界面，即5种转角。表5为WQ和WQ-LSR试样中5种α/α界面的占比统计。

图7

图7 WQ和WQ-LSR试样的取向差角统计

Fig.7 Misorientation histograms of WQ (a) and WQ-LSR (b) samples

表5 WQ和WQ-LSR试样变体α/α晶界长度占比统计

Table 5 α/α grain boundary length fractions of variants in WQ and WQ-LSR samples

α/α boundary	Rotation angle / (°)	Frequency / %
	Rotation angle / (°)	WQ	WQ-LSR
Type 1	10.53	1.9	1.3
Type 2	60	33.6	21.6
Type 3	60.83	6.8	4.6
Type 4	63.26	47.0	65.1
Type 5	90	10.6	7.4

Wang等^[25]提出的形状应变自适应机制表明，在β→α相变过程中，可以通过增加某些变体的形核速率来最小化形状应变能。 $60 ° / [11 \bar{2} 0]$ (Type 2型)边界的自适应度最高，在β→α转变过程中能量有利。因此，当冷却速率较低时，由于β→α相变过程中的自适应作用，更容易出现Type 2型α/α边界；而当冷却速率较高时， $63.26 ° / [\bar{10} 5 5 \bar{3}]$ (Type 4型)边界更容易使马氏体相变过程中形状应变所需的剪切分量最小化^[9]，由于WQ-LSR试样的冷却速率远快于WQ试样，所以WQ试样的Type 2型边界占比高于WQ-LSR试样，而Type 4型边界占比低于WQ-LSR试样。

Ma等^[9]在采用L-PBF技术对TC4钛合金进行增材制造的过程中发现，由于激光表面处理过程中的热循环作用，不同高度方向上马氏体变体的生成具有择优性，根据温度梯度及冷却速率的不同^[7,26,27]，马氏体变形择优性大致分为3个区：底部、中部及上部，冷却速率为底部>上部>中部。本工作中，由于只有一次线扫描的过程，因此情况与文献[9]中底部区域类似，具有极高的冷却速率(10⁴~10⁵ K/s)，显著高于β相向α马氏体转变的临界速率(410 K/s)^[28,29]，β相在冷却时会形成α'马氏体相，此时 $63.26$ ° $/ [\bar{10} 5 5 \bar{3}]$ 型边界形成的概率会高于 $60$ ° $/ [11 \bar{2} 0]$ 型边界，这与Beladi等^[23]和Stephenson等^[30]的实验结果一致。变体的选择与冷却速率高度相关，由于底部的高冷却速率及高残余应力，在热应力的作用下，这种较高的残余应力将促进某些变体的成核，这一结果已被大量的相场模拟及实验结果所证实：张金虎等^[31]认为，外部施加的应力或残余应力会影响变体的成核；Pantawane等^[4]和Yang等^[12]的实验结果表明，熔池与固态界面的位错分布可作为马氏体变体的形核点，并在后续激光处理过程长大；相场模拟^[32]及相互作用能^[33]的计算结果也表明，施加一定方向的剪应力可以有效促进β→α的转变。由表4可知，WQ-LSR试样中 $63.26 ° / [\bar{10} 5 5 \bar{3}]$ 型晶界占比最高。因此，可以合理推测，残余应力促使该种α/α晶界从β相中析出。此外，Wang等^[25]还从唯象模型中论证了该种变体的α/α边界可以使马氏体转变过程的剪切分量最小，并且该种变体更容易在高冷却速率下产生。

如表4所示，在WQ-LSR试样的12种变体中，变体V2 (Euler角为(10.2°, 88.1°, 359.5°))和V5 (Euler角为(237.1°, 49.8°, 82.1°))占比最高，分别为28.5%和25.49% 。二者的α/α界面符合 $63.26 ° / [\bar{10} 5 5 \bar{3}]$ (Type 4型)取向关系。计算结果显示，变体V2的基面滑移SF为0.168，柱面滑移SF为0.016，{10 $\bar{1}$ 2}拉伸孪生SF为0.485，显然，该变体极易发生孪生。此外，在图4中也观察到变体V2中孪晶的存在，验证了其较高的孪晶形成倾向。相较之下，变体V5的孪生SF为-0.002，未观察到孪晶，仅作为辅助变体，通过协调变体V2的形变以降低马氏体相变的能量。

综上所述，极高的冷却速率(10⁴~10⁵ K/s)下会在特定方向上产生较大的残余应力，这种残余应力可作为剪切力，促进β→α相变的发生。此外，由于高温β晶粒具有{001}<110>晶体织构，马氏体相变的形成呈现择优取向，使得 $63.26 ° / [\bar{10} 5 5 \bar{3}]$ 型边界更容易出现^[34,35]。同时，由于激光扫描方向与RD平行，马氏体在形核后倾向于沿上次熔化边缘的位错聚集区及残余应力较大的区域继续生长，最终形成沿RD分布的CML。WQ-LSR试样中孪晶更容易形成，主要归因于马氏体变体的择优选择以及Al含量的降低导致的孪晶CRSS下降。

3 结论

(1) WQ-LSR试样拉伸断口表面产生的孪晶为 ${10 \bar{1} 2}$ 拉伸孪晶，在拉伸过程中，拥有特殊取向的马氏体板条具有极低的基面滑移Schmid因子，为了协调拉伸产生的塑性应变，当达到 ${10 \bar{1} 2}$ 孪晶开启时的CRSS，孪晶被激活。

(2) 激光与试样表面作用时，熔池高温导致Al元素蒸发，Al含量降低使TC4钛合金中α相的c / a降低，晶格各向异性减弱，从而降低了 ${10 \bar{1} 2}$ 拉伸孪晶的CRSS。

(3) WQ-LSR试样在激光表面处理的过程中会产生特殊取向的马氏体变体，这与激光过程极高的冷却速率有关。高的冷却速率产生了巨大的残余应力，促进了 $63.26 ° / [\bar{10} 5 5 \bar{3}]$ 型变体的择优形成，从而最小化了马氏体相变过程中的形状应变剪切分量。

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借助Willis-Steeds-Lothe方法计算了单根长直刃型与螺型位错应力场, 并采用相场动力学方法模拟了含位错Ti-6Al-4V合金中β→α转变过程, 探索长直位错应力场下共格α相的形核及对微织构形成的影响. 研究表明, 刃型位错应力场与择优α变体间相互作用能中, 正应力分量S<sub>33</sub>起主要作用; 螺型位错时切应力分量S<sub>23</sub>作用最大. 刃型位错应力场对α变体选择的作用要强于螺型位错. 刃型位错下择优变体以V1与V7为主, 螺型位错时以变体V7, V10及V12为主, 且V1/V7, V1/V4/V6是刃型位错下主要出现的变体组合类型, 而螺型位错时则以V7/V10/V12组合为主. 含位错体系的微观组织由位错应力场与α变体之间相互作用能, 以及α变体之间弹性相互作用能共同决定. 位错周围的应力场可导致界面能较高的界面类型出现.

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