多晶金属合金的疲劳失效并不是突然发生的。相反，它是从单个晶粒尺度上小范围不可逆塑性应变的积累开始的。对于钛合金而言，由于不存在任何硬质夹杂物，疲劳裂纹的起始通常是由高度局部化的滑移活动引起的[[1], [2], [3]]。因此，许多实验和数值研究都集中在活性滑移系的性质和分布及其与裂纹起始的相关性上。Bridier等人的研究[1]特别考虑了晶体取向对Ti-6Al-4V中活性滑移机制的影响，提出在主要弹性应力范围内，优先的基面和棱柱面滑移模式与α-钛的弹性和塑性各向异性直接相关。一些作者还报告称，具有(0001)晶面且与加载方向成10°至20°夹角的微纹理区域，会在基面上同时经历高分辨率剪切应力和正应力，从而可能促进塑性滑移的早期激活和裂纹形成[[4], [5], [6], [7]]。此外，作者之前的工作[8,9]提出，伯格斯矢量相对于样品表面的方向是影响裂纹形成的关键滑移特性之一，因为它影响滑移面的挤出程度。因此，不仅要确定滑移面，还要确定剪切的方向和大小，以加深我们对裂纹形成过程中塑性变形机制的理解。
初步而言，可以使用施密德因子和临界解析剪切应力(CRSS)来估计晶粒内激活不同滑移系的相对倾向[[10], [11], [12], [13], [14]]。在单晶样品中，解析剪切应力可以通过施加的应力和施密德因子来确定，但在多晶集合体中，局部应力条件与施加的应力之间存在差异。具有六方密排(hcp)晶体结构的合金（如α-钛、α-锆和镁）有四种滑移模式：基面滑移、棱柱面滑移、金字塔面滑移和金字塔面
滑移[15]。然而，已知型滑移在室温下更难以激活，其激活难度高于型滑移，且准静态应变率也较高[16,17]。无论如何，成分的剪切激活难度较大，导致显著的塑性各向异性[17,18]。先前的研究还表明，当样品处于名义弹性应力范围内时，α-Ti的hcp晶体的弹性各向异性可以促进基面滑移的激活[1,4,8,9,11]，尽管这种效应可能较小。实验上，活性滑移面通常是通过比较由电子背散射衍射(EBSD)分析得到的表面滑移迹线角度与所有滑移系的理论滑移迹线角度来确定的[19,20]。然而，当伯格斯矢量几乎平行于样品表面时，这种滑移迹线不易被检测到，因为它不会形成台阶[21]。此外，这种方法本身无法区分具有相同滑移面的不同滑移方向，例如hcp晶系中的基面滑移和(fcc)晶系中的(111)面滑移。此外，由于hcp晶系中可能的滑移系统数量众多，多个滑移系统可能会显示出与实验观察结果非常接近的理论滑移迹线角度，从而无法确定唯一解。使用产生最高全局施密德因子的伯格斯矢量作为次要标准在许多情况下是不准确的[22]，因为多晶集合体中的晶体级应力条件复杂。最近的研究还表明，在Mg中观察到多个基面滑移系[23]。这一发现对于钛合金尤为重要，因为已知基面滑移活动控制着在包括低循环、高循环和非常高循环（驻留）疲劳范围内的循环变形过程和裂纹面形成[3,5,7,14,24]。
当塑性滑移在单个晶粒内起始并形成滑移迹线时，与滑移迹线相关的位错运动会在晶界处产生局部应力强度，这会在相邻晶粒中诱导局部应力。如果存在方向相似的滑移系，这种应力集中可以触发相邻晶粒中的新滑移迹线形成，作为局部应力松弛机制[20,[25], [26], [27], [28], [29]]。Guo等人[29]提出，当晶体滑移系之间存在良好的几何对齐时，即使这些滑移系的施密德因子不是最高的，也会发生这种滑移“传递”。使用几何兼容性参数可以预测晶界间这种滑移-滑移相互依赖的激活可能性，这需要准确知道晶界两侧的实际活性滑移面和滑移方向[30]。迄今为止，大多数评估滑移传递行为的研究仅依赖于传统的基于EBSD的滑移系分析，假设活性伯格斯矢量是基于最高施密德因子的计算[10,26,28,31,32]。在较高应变水平下的有限研究中，利用TEM来识别实际的活性滑移系以及晶界间的滑移传递路径[33]，但这种方法仅限于观察少数晶界。因此，仍然缺乏一种更具有统计相关性的方法来研究包括剪切方向测量在内的滑移-滑移相互依赖行为，这对于高循环疲劳机制尤其重要，因为裂纹起始是特别关注的重点。
为应对这些挑战，一种结合扫描电子显微镜(SEM)和数字图像相关性(DIC)技术的综合方法，以及纳米级表面图案化技术，现在可以实现对亚100纳米分辨率的平面内剪切应变模式的测量，从而能够精确量化材料在塑性变形过程中的滑移局部化程度[[34], [35], [36], [37], [38]]。图像捕获过程中空间分辨率和噪声的显著提高使得在名义弹性应力范围内，塑性应变水平远低于1%时也能量化与滑移相关的应变[[39]]。此外，利用高分辨率数字图像相关性(HR-DIC)跟踪的纳米级变形，以及Chen和Daly[20]首次提出的相对位移比(RDR)，可以确定剪切方向，从而确定活性滑移系的伯格斯矢量。这种方法的原则是将实验确定的x和y位移分量比值与从EBSD取向图获得的所有可能滑移方向的理论值进行比较。Xu等人[22]使用详细的扫描透射显微镜(STEM)分析验证了RDR方法的有效性。
本研究旨在准确定量地研究接近α型的TIMETAL?834合金在高循环疲劳(HCF)机制下的滑移系活性及其相关的循环塑性应变积累。为此，使用HR-DIC技术获取了在名义弹性加载条件下形成的单个滑移迹线的剪切应变模式。HR-DIC数据与从EBSD获得的晶体取向信息相结合，利用基于EBSD的滑移迹线分析和RDR分析来确定活性滑移面及其剪切方向。在此基础上，本研究首次直接从实验测量的滑移方向评估了几何兼容性参数，而不仅仅是基于施密德因子的推断。这种方法通过考虑单个晶粒的取向和与相邻晶粒的局部滑移适应，提供了对滑移系激活机制的新见解。此外，还评估了弹性各向异性对不同滑移模式应变异质性的影响。值得注意的是，揭示的基面滑移引起的循环塑性应变积累和晶间适应机制对于评估从接近α型到α+β型钛合金范围内的疲劳寿命非常有价值，因为已有研究报道了基面滑移在裂纹面形成中的特定作用[3,[7], [8], [9], [40]。
