了解相是如何从母体相演变而来的，对于控制微观结构的转变，进而控制材料性能至关重要。TiAl 合金具有轻质和优异的高温性能，因此适合高温应用。然而，要通过热加工进一步改善TiAl 合金的微观结构和性能却很困难，因为原始微观结构中的片状结构无法被完全分解。这些残余应力很难消除，它们的存在降低了合金的微观结构均匀性和性能。
来自西北工业大学的学者提出了一种在热加工前引入核壳状结构的方法，以完全破碎 β 固化 TiAl 合金中的片状结构。这种核壳状结构的核心是一个 (α2+γ) 片状聚落，外壳是一个 α2 矩阵。非经典的 L10 (γ) 到 hcp
core-shell-like structure in β-solidifed TiAl alloy and its effect on hot
workability”标题发表在Acta Materialia。 (α) 相变主导的片状分解是确保形成核壳状结构的关键，本研究还进一步讨论了缺陷和 β0 晶粒等因素的影响。此外，β固化TiAl 合金在热加工前获得的类核壳结构可提高热加工性能。相关文章以“Formation of
论文链接：
https://doi.org/10.1016/j.actamat.2023.119036
图 1. 不同热处理后的 SEM-BSE 显微结构。(a) HIP。(b) 1200 ℃/1 h/WC；(c 和 d) 1250 ℃/1 h/WC；(e) 1250 ℃/3 h/WC；(f) 1280 ℃/1 h/WC。
图 2. 层状分解。(a) BF 图像。插图显示了相应的 SAED 图案。(b) 垂直分解。(c) 平行分解。(d)垂直分解示意图。(e 和 f) 在 γ/γ 层界面（e）和 α2/γ 层界面（f）发生的平行分解示意图。
图 3. 层状分解的细节。(a-d) 垂直分解。(a) BF 图像。(b 和 c）（a）中区域 I（b）和区域 II（c）的 HRTEM 图像。(b) 和 (c) 中的插页是相应微区的 FFT 图像。(d）EDX 图谱。(e-h）平行分解。(e）BF 图像。(f和g）（e）中区域III（f）和区域IV（g）的HRTEM图像。f）和（g）中的插图是相应微区的 FFT 图像。(h）EDX 图谱。
图 4. 不同边缘区域的 STEM 图像。(a和d）BF；（b和e）HAADF。(c和f）分别为（b和e）中蓝色方框的放大图
图 5. 单轴压缩试验结果。(a) 试样在不同预处理、变形温度为 1200 ℃、应变率为 0.05s- 1 时的流动应力曲线。(b 和 c) 试样在预处理 1200℃/1小时（b）和 1250 ℃/1小时（c）后的变形微观结构。
图 6. L12结构。(a) BF 图像。插图显示了相应的 SAED 图案。(b) (a) 的 DF 图像。(c) HRTEM 图像，插图显示 FFT 图像。(d）EDX 图谱。(e) (d) 中蓝线的线扫描结果。
图 7. L10→ hcp 相变路径示意图
图 8. 类核壳结构示意图。(a) 从薄片结构到类核壳结构的演变。(b) 单个γ薄片在形成核壳状结构过程中的演变。
图 9. 片状边界的特征。(a) HAADF 图像。(b) (a) 中红色方框的放大图。(c) (b) 中黄色和红色虚线之间区域的 HRTEM 图像。(c) 中的插图是不同微区的 FFT 图像。(d）EDX 图谱。(e) (d) 中黄线的线扫描结果。
本研究关注了 Ti-43.5Al-4Nb-1Mo-0.1B 合金中核壳状结构的形成及其对热加工性能的影响。核壳状结构由 (α2 +γ) 层状菌落的核和 α2 基体的壳组成。主要结果总结如下: 阐明了类核壳结构形成的原因。核壳状结构是多种因素综合作用的结果，包括非经典的γ→α转变、提供原子扩散通道的缺陷以及阻碍 α 晶粒生长的 β0 相。提出了非经典的 L10（γ）到 hcp（α）相变机制。相变路径可归纳如下：L10→Ti含量增加的 L12 结构→可蜕变的fcc-LPS→可蜕变的hcp-LPS→无序的 hcp。γ→α转变是一种化学主导的局部转变，即上述非经典相变是在富钛区域实现的。α相（壳）的增长是通过重复上述局部相变形成新的α区域并合并这些小的α区域来实现的。缺陷是发生相变的最初位置。片状边界是优先扩散的通道。γ/γ孪晶相关边界和α/γ层状界面可引起原子波动。β0相通过固定α晶界来抑制α晶粒的生长。通过在热加工前引入核壳状结构，可完全消除变形微观结构中的残余片状结构。
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