钛合金具有低密度、高强度、耐腐蚀、耐高温等诸多优点，被广泛用于航空、航天、船舶、兵器、化工及生物医疗等领域^[1~3]。其中，在重大工程领域发挥重要作用的结构钛合金主要是α + β两相钛合金，由hcp结构α相与bcc结构β相组成。为获得良好的服役性能，通常需要对两相钛合金初始α片层组织进行热机械处理^[4~6]。掌握α片层组织演化规律，是实现钛合金微观组织和力学性能精准调控的必要基础。

钛合金铸锭开坯锻造前需经过β单相区的均匀化处理，形成片层组织，也称魏氏组织。在此过程中，晶界α相(α_GB)优先在原始β相晶界处形核生长。而后，晶内α片层从α_GB处形核，向β相晶粒内部生长，最终形成由多个相近取向的α片层构成的α集束^[7~9]。在β→α相变过程中，母相β与α相存在Burgers取向关系(Burgers orientation relationship，BOR)：{0001} _α //{110} _β，<11$\overline{\mathrm{2}}$0> _α //<111> _β^[10~13]。研究^[12,14]表明，当相邻原始β相晶粒有相同或相近的{110}面时，在该β相晶界处析出的α_GB将发生择优生长现象：α_GB的{0001}面平行于相近的{110}面。这种择优生长的α_GB与两侧β相晶粒同时符合BOR，称为2-BOR α_GB。α_GB仅与一侧β晶粒符合BOR，称为1-BOR α_GB；与α相符合BOR的β相晶粒称为BOR-β相晶粒。在β退火处理过程中，晶内α片层通常不会直接在β相晶界处形核生长，而是由α_GB界面处的凸起向β相晶粒内部生长而成^[15,16]。这将导致2-BOR α_GB可向两侧的BOR-β相晶粒中同时生长，产生取向相近的α片层，形成一个大范围的具有相近取向的微区^[14,17]。与单个集束相比，这种大范围微区的微织构强度更高。钛合金织构是影响包括保载疲劳性能在内的多种关键力学性能的重要因素^[18~20]。因此，α_GB的取向将直接影响晶内α片层的取向，进而影响微织构的强度。

关于α_GB以及晶内α片层的生长，前人已做了相关研究^[21~24]。Liu等^[23]研究了Ti17亚稳β钛合金中α_GB的择优生长行为，结果表明，当晶界两侧β相晶粒中可能的α_GB变体对之间的取向差θ_2-BOR ≤ 10°时，α_GB为2-BOR α_GB。Salib等^[24]研究了转变温度对Ti17亚稳β钛合金中α相析出行为的影响，结果表明，转变温度降低，α_GB的形核率升高，β相晶粒中产生的α片层的数量增多，进而降低微织构强度。Wu等^[8]研究了冷却速率对Ti-5321近β钛合金组织转变的影响，结果表明，随着冷却速率的加快，室温组织依次转变为片层组织、网篮组织、亚稳β相组织。然而，针对α + β两相钛合金在β退火处理过程中β→α相变过程以及微织构的转变并没有系统的研究。此外，在α + β两相区热机械加工过程中，不同β相晶粒内部的α集束在热变形过程中朝相近方向转动，在一定范围内形成微织构^[4]。因此，初始片层组织参数直接影响热变形后的组织。

本工作通过一系列的中断炉冷热处理实验，表征了片层组织由β单相区缓冷至室温过程中α_GB以及晶内α片层转变过程，重点分析了α_GB的择优生长行为及其对后续晶内α片层生长的影响，进一步讨论了组织演变对微织构强度的影响。该工作对了解和掌握α + β两相钛合金的显微组织和微织构演变规律具有重要意义，是削弱甚至消除微织构、优化力学性能的理论基础。

实验所用材料为α + β两相区锻造的直径约200 mm的Ti6246两相钛合金饼材，化学成分为Ti-6.04Al-2.05Sn-4.00Zr-6.02Mo (质量分数，%)。利用连续升温金相法测定合金的α + β→β相变温度(T_β )为(960 ± 5) ℃。

为获得原始片层组织，切取长、宽、高均为15 mm的试块，进行β退火处理：在1000 ℃ (T_β + 40 ℃)保温1 h后，随炉冷却(furnace cooling，F.C.)至室温，热处理制度示意图如图1a所示。为了研究α相在β退火处理过程中的组织及微织构转变过程，设计了一系列的中断炉冷热处理：将热处理试块在1000 ℃保温1 h后，炉冷至不同的两相区温度(920、910、900、890、880、860、840、810和780 ℃)，保温3 min后水冷(water quenching，W.Q.)至室温，热处理制度示意图如图1b所示。由于β→α转变为扩散型转变，水冷过程可使得高温α相保留至室温。而在冷却过程中，高温β相可能转变为马氏体，但是马氏体不是本工作的研究重点。

2-BOR α_GB只能在特殊β相晶界处形成。通过计算给定α_GB潜在的母相β之间的取向差，获得了4种特殊β相晶界，其取向差分别为：10.5°/<110>、49.5°/<110>、60°/<110>和60°/<111>^[13]，分别定义为I型、II型、III型和IV型特殊β相晶界。文献[23]给出了定义特殊β相晶界的方法：计算母相β1和β2的12 × 12种可能的α变体对之间的取向差{θ(${\alpha }_i^{\beta \mathrm{1}}$/${\alpha }_j^{\beta \mathrm{2}}$)} _{i = 1, 12; j = 1, 12}，取向最邻近的α_GB变体对使α_GB与两侧β晶粒的BOR偏差之和最小，如果最邻近的α_GB变体对之间的最小θ_2-BOR ≤用户定义的阈值角度，则β相晶界被定义为特殊β相晶界；否则，为普通β相晶界。对在920、880和840 ℃中断炉冷热处理冷却后的样品，分别表征了60条转变为α_GB的β相晶界，以研究不同温度下α_GB的择优生长行为以及α_GB对α片层取向的影响。

将热处理后的试样进行分类镶嵌、抛光和腐蚀，所用腐蚀剂为体积比为3∶3∶94的HF + HNO₃ + H₂O混合溶液。采用Axiovert 200 MAT光学显微镜(OM)及MAIA3扫描电镜(SEM)观察合金显微组织；抛光后的样品经过振动抛光后，利用NordlysMax3电子背散射衍射(EBSD)探头表征组织的晶体取向。EBSD实验数据利用HKL Channel 5软件进行处理。

Ti6246合金初始微观组织的SEM像如图2所示，为典型的双态组织，由分布在β基体中的初生α (α_p)片层和次生α (α_s)片层组成。

经过β退火处理后，Ti6246合金为片层组织(图3)，由α_GB、晶内α片层以及剩余β相组成，其中母相β晶粒尺寸约为680 μm，α片层宽度约为1 μm。片层组织的EBSD分析如图4所示。从图4a和b可以看出，同一α集束中的片层取向一致，但不同的α集束取向不同。图4c和d为某一α_GB的取向表征结果。从SEM像(图4c)中可以观察到一条连续的α_GB。然而取向图(图4d)中显示，连续的α_GB是由2个取向不同的α_GB相连而成。因此，α_GB形貌上的连续性不是判断α_GB晶粒数量的依据。

晶内α片层的生长机制有2种：感生形核机制^[25]和界面失稳形核机制^[15]。感生形核理论认为晶内α片层位于α_GB/β界面处，通过感生形核生成与α_GB取向不同的α片层，进而向晶粒内部生长。而界面失稳形核理论认为α_GB界面存在部分凸起，当凸起的尺寸超过某一阈值后，将不再受界面能的限制，向β相晶粒内部生长，从而产生与α_GB取向一致的α片层。片层从不同的α_GB长出，对应不同的生长机制。在图4d中，难以判定α1片层是从α_GB1还是α_GB2长出的，α1片层也有可能是从其他α_GB形核，再向β相晶粒内部生长，最终与α_GB1和α_GB2相接。因此，通过Ti6246合金热处理后的最终组织特征不能判断α片层的形核机制，需进一步表征α片层在生长初期的特征。

本工作利用中断炉冷热处理实验研究了Ti6246合金中的α相在不同温度下的生长特征。图5a为920 ℃冷却后组织形貌的OM像。在该温度下，只有少量的α_GB在部分原始β相晶界处析出，无晶内α片层产生。图5b为880 ℃冷却后组织形貌的OM像。在此温度下，α_GB已占据大部分的原始β相晶界，并且部分α片层优先从晶界处形核生长。当温度降到840 ℃后，α_GB已占据全部原始β相晶界，晶内α片层已占据大部分原始β相晶粒，只有少量“空白”区域内的β相没有发生β→α相转变。当温度达到810 ℃时，α集束已完全占据整个β相晶粒，无“空白”区域。可见，当温度降至相变点以下时，α_GB优先在β相晶界处析出；随着温度的降低，晶内α片层从晶界位置形核逐渐向β相晶粒内部生长，最终充满整个β相晶粒。

α相在4个典型温度下的SEM像如图6所示。从图6a中可以看出，样品经过920 ℃冷却后，α_GB宽度约为1.45 μm，周围无α片层生成。当温度降到880 ℃后(图6b)，α_GB宽度增加至2.8 μm左右，并伴有宽度约为1.2 μm的α片层生长。随着温度进一步降低至840 ℃(图6c)，α_GB宽度增加至3.2 μm，α片层宽度增加至1.5 μm。当温度降低至810 ℃(图6d)，随着β→α相转变的进行，α_GB及α片层宽度进一步增加。

图7显示了α_GB及α集束的体积分数随温度的变化。当温度在T_β 以下40~70 ℃时，α_GB及α集束的体积分数增加缓慢。在这一温度范围内，处于有利的转变条件(界面能、弹性应变能等)下的α_GB及α片层将优先析出(将分别在2.3与2.4.2节深入讨论)。当温度处于T_β 以下70~120 ℃之间时，α_GB及α片层体积分数迅速增加，由6.23%增加至98.38%。在该温度区间内，过冷度的增加会加速β→α相变，主要发生α片层快速向β相晶粒内部生长的过程。当温度低于T_β 以下120 ℃时，α_GB及α片层的转变速率不会降低，α片层将继续占据没有发生转变的“空白”β相区域。研究^[26]表明，α片层尖端为非共格α/β界面，而其宽面为共格或半共格α/β界面。α片层尖端的延长是通过原子的堆叠实现的，而宽面的增厚是通过晶格重排的方式。α片层宽面增厚的过程中，晶格重排速率要比原子扩散速率慢，也就是说，增厚是由界面控制的^[27]。相场研究^[28]也表明，Ti-6Al-4V合金在1073 K下，α析出相尖端延长速率大约比宽面增厚速率快10倍，延长速率遵循线性规律，而增厚遵循抛物线规律。因此，在本工作中，Ti6246合金在α相生长前期是以α_GB生长以及晶内α片层向β相晶粒内部延伸为主，而在生长后期，集束已充满整个β相晶粒，以晶内α片层的增厚转变为主。

生长早期的α片层有助于研究α片层的生长机制。图8为Ti6246合金在不同热处理温度后α相的EBSD取向图。图8a为经920 ℃中断炉冷热处理后α_GB的EBSD取向图。可以看出，生长早期的α_GB离散形核，同时不连续的晶粒取向保持一致。这可能是由于在α_GB形核过程中发生择优生长行为，导致某个取向优先形核。离散的α_GB晶粒在深度方向上可能是相连的^[29]。图8b为经880 ℃中断炉冷热处理后α相的EBSD取向图。在此温度下，α相含量较低，晶内α片层尺寸较小，可以清晰地分辨出α片层的形核机制类型。图中大部分α片层从某一条与之取向相近或者不同的α_GB长出，遵循感生形核或界面失稳形核机制。特殊地，图中黄色取向的α片层从红色、黄色2种取向的α_GB中同时长出，因此该片层同时存在感生形核机制及界面失稳形核机制。图8c为经840 ℃中断炉冷热处理后的α取向图。宽大的α集束可以横跨β晶粒，这种情况不能判断α集束的生长方向。图中黑色虚线框区域中的β相还未转变为α相。

Liu等^[23]研究了α_GB的择优生长行为。结果表明，当晶界两侧的β相晶粒中可能的θ_2-BOR ≤ 10°时，析出的α_GB为最邻近的α变体之一。当10° < θ_2-BOR ≤ 16°时，择优生长概率随着θ_2-BOR的增加而降低。而当θ_2-BOR > 16°时，α_GB没有择优生长现象。因此，在本工作中将θ_2-BOR设置为10°，用以计算可以析出2-BOR α_GB的特殊β相晶界的含量。

为研究α_GB的择优生长行为，依次选择中断炉冷热处理温度为920、880和840 ℃样品中60条转变为α_GB的β相晶界。表1为在不同热处理温度后转变为α_GB的β相晶界的类型分布。当温度为920 ℃时，部分原始β相晶界优先转变为α_GB。当温度降低到840 ℃时，原始β相晶界已完全转变为α_GB。而880 ℃的样品介于2者之间。随着温度的降低，普通大角度晶界(high-angle grain boundary，HAGB)的含量由48.3%逐渐增加至76.7%，即特殊β相晶界的含量逐渐降低。该结果表明，在α相生长前期，特殊β相晶界优先析出α_GB。在特殊β相晶界类型中，Ⅰ型特殊β相晶界的含量在920、880和840 ℃下分别为3.3%、5.0%和3.3%，表明随着温度的变化，Ⅰ型特殊β相晶界在转变过程中没有表现出明显的优先性。类似地，Ⅳ型特殊β相晶界也没有表现出优先析出α_GB的明显倾向。而随着温度的降低，Ⅱ和Ⅲ型特殊β相的含量分别由20.0%、16.7%降低至8.3%、1.7%，因此，Ⅱ和Ⅲ型特殊β相晶界均表现出明显的转变优先性。这与文献[23]中报道的结论一致。此外，在3个样品中的晶界取向表征结果中，只在840 ℃冷却的样品观察到了1.7%的LAGB。该现象说明，Ti6246样品中小角度晶界(low-angle grain boundary，LAGB) 析出α_GB的几率极低，并且没有转变优先性。

在840 ℃冷却后的组织中，原始β相晶界已完全析出α_GB。因此，该温度下转变为α_GB的β相晶界类型可以认为与β单相区炉冷到室温的组织中β相晶界的类型相同。从表1中可以看出，840 ℃冷却后样品中特殊β相晶界的含量仅为21.6%，普通β相晶界(LAGB和HAGB)的含量为78.4%。而在920 ℃冷却后的样品中，特殊β相晶界的含量为51.7%，普通β相晶界的含量为48.3%。因此，在α相生长前期，特殊β相晶界，尤其是Ⅱ和Ⅲ型晶界，优先生成2-BOR α_GB。这种形核方式使得界面能最小化，能量处于“有利”状态。随着温度的降低，形核驱动力增加，更多能量处于“不利”状态的普通β相晶界也陆续形核。这导致随着温度的降低，发生转变的特殊β相晶界的含量降低。

此外，计算了当θ_2-BOR = 10°时，在中断炉冷热处理温度为920、880和840 ℃的样品中，特殊β相晶界中析出2-BOR α_GB的比例，分别为93.5%、100%和100%。文献[23]表明，当θ_2-BOR ≤ 10°时，析出的α_GB为2-BOR α_GB。在经920 ℃中断炉冷热处理后的样品中，三叉晶界的存在可能是特殊β相晶界析出2-BOR α_GB的比例低于100%的原因。综上所述，特殊β相晶界为2-BOR α_GB析出的有利位置。

Bhatt-acharyya等^[14,17]研究发现，bcc结构β相的(110)晶面与六方结构α相的(0001)晶面间距极为接近，在β→α相变过程中，α_GB通常与一侧的原始β相晶粒符合BOR，而与另一侧的原始β相晶粒符合近BOR，以这种方式形核，形核功最小、最容易形核。随后，α片层由α_GB界面处形核并向一侧或两侧β相晶粒内生长。当α_GB向BOR-β延伸生长为α片层时，晶内片层α与α_GB取向一致，同时与基体β相晶粒符合BOR。当α_GB向符合近BOR的β相晶粒中延伸时，生长出的晶内α片层与α_GB的取向差最小^[24]。

普通β相晶界在冷却过程中只能产生与一侧β相晶粒符合BOR的1-BOR α_GB。Ti6246合金中多条β相晶界及其周围α片层的取向表征如图9所示。为更清楚地呈现α_GB、α片层与β晶粒的取向关系，其取向皆被投影到{0001} _α //{110} _β 和<11$\overline{\mathrm{2}}$0> _α //<111> _β 极图中。各极图中α与β重合的投影点表示对应2相满足BOR，如图中黑框所示。从图9a~c中可以看出，α_GB只与一侧的β相晶粒符合BOR。通过计算，图9a~c中3条β相晶界的θ_2-BOR分别为15°、17°和17°，均大于10°，因此3条晶界均为普通β相晶界。此外，图9a~c中α_GB只向BOR-β内部产生与之取向一致的晶内α片层。当温度降低后，另一侧的非BOR-β晶粒中将生长其他取向的α片层^[30]，该片层与该侧β相晶粒符合BOR。因此，当温度降低时，不仅有利于普通β相晶界转变为α_GB，也有利于该α_GB向非BOR-β晶粒产生与之取向不同的α片层，这将增加α变体的数量，有助于降低微织构强度。

α片层的生长也存在特殊情况。图9d中β1和β4相的Euler角{φ₁, Φ, φ₂}分别为{125.5°, 23°, 68.4°}和{98°, 23.3°, 85.2°}，θ_2-BOR为4.2°，2个β相晶粒之间的取向差为13.7°/[$\overline{\mathrm{3}}$ 9 11]，与Ⅰ型特殊β相晶界相近。根据文献[23]中的研究结果，当θ_2-BOR ≤ 10°时，α_GB应与两侧β相晶粒都符合BOR。然而，从图9d极图中可以看出，该处α_GB只与一侧的β相晶粒符合BOR。因此，此处的α_GB不符合择优生长准则。但是，从图9d极图中可以看出，晶界两侧的晶内α片层取向相近，Euler角分别为{87.2°, 155.2°, 15.4°}和{89.3°, 157.9° 20.1°}。计算结果显示，α1与两侧β相晶粒之间的θ_2-BOR分别为0.1°和4.0°。此外，晶内α片层通常不会直接从β相晶界处形核。因此，两侧的α片层极可能是由与其取向相近的α_GB通过界面失稳机制产生的，而后在三维空间中向该β相晶粒内部延伸，生长至观察面中的α_GB前。综上所述，在图9d中，观察面中的α_GB可能是在临近的三叉晶界中形核，而后沿β/β晶界生长至此。

图10为Ti6246合金中与2-BOR α_GB取向相近的α片层向一侧β相晶粒生长的实例。图10a为所选α_GB与晶内α片层的SEM像。鉴于晶内α片层生长方向一致，不同的片层α应属于同一集束，取向相近。因此只对图10a方框内的组织区域进行了EBSD取向表征，以获得α_GB、晶内α片层以及两侧β相晶粒的取向信息(图10b和c)。由于β→α相变为扩散型相变，并伴有元素再分配行为^[31]，这导致α相周围的β相中β相稳定元素(Mo)含量高于远离α相的β相。因此，α相周围的β相稳定性提高，在水冷后保留至室温组织中，而远离α相的β相稳定性低，在水冷后转变为马氏体。β1和β2的Euler角分别为{325.5°, 32°, 22.5°}和{97°, 24.9°, 9.9°}，2者之间的取向差为55.7°/[$\overline{\mathrm{1}}$ 8 10]，θ_2-BOR为8.5°，小于10°。因此，该β相晶界为特殊β相晶界，与Ⅲ型特殊β相晶界相近。α_GB的Euler角为{154.7°, 103.9°, 15.1°}，与两侧β相晶粒可能产生的最邻近的变体对之间的取向差角分别为8.1°和0.5°，均小于10°。因此，此处的α_GB为2-BOR α_GB。严格来说，α_GB与β2符合BOR，与β1符合近BOR。图10d和e所示的极图进一步验证了这一结论：α相的{0001}面平行于β2的{110}面，与β1的{110}面临近，如箭头所示。θ_2-BOR的物理意义是α_GB与β1符合BOR的偏差。这一结果表明，2-BOR α_GB优先向与之符合BOR的β晶粒内部生长，产生α片层，而后在符合近BOR的β晶粒内部生长。

图11为Ti6246合金880 ℃样品中2-BOR α_GB向两侧β晶粒生长的实例。如图所示，β1和β2的Euler角分别为{216.5°, 47°, 35.9°}和{98.1°, 49.6° 50.5°}，2者之间的取向差为12.7°/[$\overline{\mathrm{7}}$ 2 10]，θ_2-BOR为3.4°，该β相晶界为Ⅰ型特殊β相晶界。α_GB的Euler角为{107.6°, 141.5°, 11.8°}，与两侧β相晶粒可能产生的最邻近的变体对之间的取向差角仅为3.4°和2.4°。因此，此处的α_GB为2-BOR α_GB。图11c和d所示的极图也可以进一步验证这一点：α相的{0001}面平行于重叠的β相的{110}面。另外，由图11a可以看出，在880 ℃下，α片层已经开始向β相晶粒内生长，且α_GB两侧片层α取向一致，最终在晶界附近形成较大微区，增强微织构。

晶内α片层从α_GB处形核生长，α_GB取向直接影响晶内α片层的取向。集束α作为多个取向相近且各向异性的α片层的集合，它的尺寸是影响微织构强度以及多种力学性能的重要微观组织因素^[32]。当α_GB向两侧β相晶粒生长出取向相近的α片层时，α_GB与两侧α集束形成较大的微区，与单个集束相比，微区的微织构更强。同时，位错在该结构中易从一侧α片层滑移到α_GB再到另一侧的α片层，即实现了从一侧β相晶粒滑移到另一侧β相晶粒。在2个相邻α相晶粒中滑移传递的难易程度可通过几何相容性参数(m')评估^[33]：

式中，ϕ是滑移面法线之间的角度，κ是2个晶粒中滑移方向之间的角度。α_GB与晶内α片层取向越相近时，ϕ与κ的值越小，得到的m'值越大，2个α相晶粒之间越容易产生滑移传递现象。获得这种较大的微区，α_GB为2-BOR α_GB是必要条件。其次，2-BOR α_GB同时向两侧β相晶粒内部生长，产生与之取向相近的晶内α片层。选取880 ℃冷却后的Ti6246合金样品，统计了当θ_2-BOR = 10°时，2-BOR α_GB向两侧β相晶粒产生α集束的数量，结果表明，当θ_2-BOR = 10°时，共计17条2-BOR α_GB。其中3条2-BOR α_GB仅向一侧β晶粒内部产生α片层，其余14条同时向两侧产生α片层，平均每条2-BOR α_GB产生1.82个α片层。

其次，统计了880 ℃冷却后的Ti6246样品中2-BOR α_GB向两侧β相晶粒内部生长，产生较大微区的概率随θ_2-BOR的变化，结果如图12所示。可以看出，当θ_2-BOR ≤ 6°时，α_GB向两侧产生α片层。当6° < θ_2-BOR ≤ 9°时，α_GB向两侧产生α片层的概率降低，但是依然大于等于50%。当9° < θ_2-BOR ≤ 10°时，符合这一条件的α_GB晶粒数量为0。因此可以看出，θ_2-BOR越小，α片层越容易在两侧β相晶粒内生长。α_GB易向BOR-β晶粒内通过界面失稳形核机制形成α片层，这是由于α_GB与该α片层取向一致，2者界面能低，有利于形核。θ_2-BOR降低，意味着符合近BOR的β相晶粒内形成的α片层与α_GB的取向差减小，这将导致2者之间的界面能降低。因此，θ_2-BOR越小，α片层越容易在符合近BOR的β相晶粒内生长。2-BOR α_GB向两侧产生α片层的θ_2-BOR范围可能不同。在880 ℃冷却后的Ti6246样品中，当θ_2-BOR ≤ 6°时，α_GB向两侧产生α片层。当温度低于880 ℃时，θ_2-BOR的范围可能会扩大，这是由于温度降低会引起生长驱动力增加，促进近BOR的片层α相形核生长。类似地，当温度高于880 ℃时，θ_2-BOR的范围可能会缩减，只有处于形核最优条件下的近BOR的片层α才会形核生长。因此，在α相生长早期，θ_2-BOR越小，α_GB与两侧取向相近的α片层形成的强微织构形成越早。

综上所述，α_GB的生长行为及其对后续晶内α片层生长、微织构强度的影响示意图如图13所示。当钛合金从β单相区缓冷至α + β两相区后，特殊β相晶界优先发生相转变过程，如图13a所示。在冷却过程中，2-BOR α_GB优先在特殊β相晶界位置形核，尤其是在Ⅱ型(49.5°/<110>)和Ⅲ型(60°/<110>)特殊β相晶界处。随着温度的降低，与2-BOR α_GB取向相近的α片层形核并向两侧β相晶粒内生长。同时，两侧的晶内α片层分别与基体β相符合BOR。因此，2-BOR α_GB与两侧α片层在晶界处形成了较强的微织构。在α相生长的早期，θ_2-BOR越小，强微织构形成越早。在钛合金从β单相区缓冷过程中，除特殊β相晶界优先发生相转变外，普通β相晶界也发生了相转变过程，如图13b所示。普通β相晶界将析出1-BOR α_GB。随着温度的降低，与1-BOR α_GB取向相近的α片层在界面失稳形核机制作用下仅在BOR-β晶粒(图13b，β2)内形成。在不符合BOR的β相晶粒中产生其他晶体取向的α片层，进而增加α变体的数量，降低微织构强度。因此，1-BOR α_GB与单侧α片层在晶界处形成了较弱的微织构。

微织构的强度也受原始β相晶粒尺寸和合金成分的影响。原始β相晶粒尺寸受温度、保温时间及生长激活能等因素影响。等温条件下的晶粒生长速率可表示为^[34]：

式中，D为晶粒尺寸，t为时间，k₁为常数，Q为晶粒生长的激活能，R为气体常数，T为热力学温度。降低T、提高Q可降低合金原子的扩散速率，造成β相晶粒长大速率降低、β相晶粒尺寸减小。添加β相稳定元素或者稀土金属可有效降低β→α相变温度，进而降低T，造成β相晶粒长大速率降低、β晶相粒尺寸减小^[35]。研究^[34,36]表明，受“溶质拖曳效应”影响，添加合金元素可增加β相晶粒生长的激活能，进而降低β相晶粒的长大速率，造成β相晶粒尺寸减小。影响片层组织微织构强度的主要因素是α集束的数量。在同等范围内，β相晶粒尺寸减小，将导致β/β晶界数量和长度增加，造成α_GB形核点数量增加，进而产生的α_GB及α集束的取向数量增多。同时，β相晶粒尺寸减小，限制了α集束的生长，进而导致微区范围减小，微织构强度降低。例如，添加低扩散速率的Mo元素，Ti6246 (Mo含量为6%，质量分数，下同)合金中的β相晶粒尺寸明显小于Ti6242 (Mo含量为2%)合金，并且α集束尺寸降低、数量增加^[32]。因此，不同合金的微织构强度不同。为获得具有低微织构强度的片层组织，可通过添加低扩散速率的β相稳定元素或者稀土元素缩减β相晶粒的尺寸，进而削弱微织构。

(1) 在Ti6246合金从β单相区缓冷至α + β两相区过程中，α_GB优先在β相晶界处形核生长，而后晶内α片层在α_GB处形核并向β相晶粒内部生长。α_GB与相邻的晶内α片层形成局部晶体取向相近的微织构，微织构强弱主要取决于α_GB与两侧晶内α片层的晶体取向一致性。

(2) 在α相生长早期，2-BOR α_GB优先在Ⅱ型(49.5°/<110>)和Ⅲ型(60°/<110>)特殊β相晶界处形核。随着温度的降低，2-BOR α_GB易向符合BOR的β相晶粒内通过界面失稳形核机制形成α片层。θ_2-BOR越小，符合近BOR的β相晶粒内形成的α片层与α_GB之间的界面能越低，晶内α片层越容易在符合近BOR的β相晶粒内生长。2-BOR α_GB与两侧取向相近的α片层在晶界处形成了较强的微织构。

(3) 除2-BOR α_GB优先发生β→α相转变外，1-BOR α_GB也形核生长。与1-BOR α_GB取向相近的晶内α片层仅在单侧符合BOR的β相晶粒内形成，而在另一侧不符合BOR的β相晶粒中产生其他晶体取向的α片层。这将增加α变体数量，降低微织构强度。