硼和超聲波對Ti42Al6Nb2.6C0.8Ta合金組織性能耦合作用機制研究

陳瑞潤，周靈燕，方虹澤，楊小康，丁宏升，郭景杰

硼和超聲波對Ti42Al6Nb2.6C0.8Ta合金組織性能耦合作用機制研究

陳瑞潤1,2，周靈燕2，方虹澤2，楊小康2，丁宏升2，郭景杰2

（1.山東科技大學 材料科學與工程學院，山東 青島 266500；2.哈爾濱工業大學 材料科學與工程學院，哈爾濱 150001）

為了揭示超聲輔助熔鑄下硼（B）和超聲波的耦合細化機制及其強化機制，研究Ti42Al6Nb2.6C0.8Ta?B合金的相組成、片層團尺寸、元素分布、析出相的種類和形貌、壓縮性能及相應機制。在氬氣氣氛保護下用真空非自耗電弧對合金進行熔煉，然后通過超聲設備重熔引入超聲波，超聲電流恒定，超聲作用時間為100 s。隨后對合金組織進行掃描電鏡觀察和相組成分析，并測試其室溫壓縮性能。TiAl合金中硼化物的種類和含量得到了調控，片層團尺寸從30.3 μm降低到16.6 μm，β穩定元素的偏析減少，B2相含量降低。合金壓縮性能大幅度提高，壓縮強度從1 701 MPa增加到2 176 MPa，壓縮率從25.5 %增加到32.6 %。B元素引起的成分過冷、異質形核質點的增加和超聲波對初生相的破碎三者共同作用，細化了合金的組織。顯微組織細化、Nb和Ta的固溶、棒狀硼化物含量的增加和B2相含量的降低是壓縮性能提高的主要原因。

TiAl合金；超聲處理；硼化物；組織演變；力學性能

隨著現代飛行器的高速發展，650～1 000 ℃工作溫度下結構件的減重工作尤為重要，航天飛機質量每減少1 kg，經濟效益提高將近10萬美元。鈦鋁合金（TiAl）具有密度低、比強度高等諸多優點[1-2]，是替代低壓渦輪鎳基高溫葉片的減重合金之一。但其室溫性能，如室溫塑性和加工性還有待提高。制備原位自生TiAl復合材料是提高TiAl合金室溫和高溫力學性能的有效方法之一。TiAl復合材料是汽車[3]、航空領域[4]的重要合金材料，可應用于渦輪葉片和發動機高壓壓氣機等[5]。但TiAl基復合材料存在著原位自生增強相偏聚、形貌粗大[6-7]等問題，限制了其應用。

向TiAl合金中添加合金元素，可以調控顯微組織和原位自生增強相，是提高其室溫和高溫力學性能的有效手段之一。常用的原位自生元素有C、N、B[8-10]，同時，為提高TiAl基復合材料的高溫強度和抗氧化性，也會考慮固溶型元素的影響，比如Nb、Cr、Ta等[11-13]。Li等[14]在TiAl合金中加入了C元素和B元素，發現均勻分布著硼化物和碳化物的TiAl合金具有較好的斷裂韌性，合金的拉伸強度和伸長率分別達到517 MPa和0.471%。另有學者研究發現，添加硼后，凝固的枝晶顯著細化，片層團尺寸從400 μm減小到70 μm。顯微偏析大大減少，特別是β偏析幾乎消失[15]。目前，利用熔鑄法制備原位自生TiAl基復合材料時，以Ti2AlC和TiB為代表的增強相在凝固過程中極易形成大尺寸增強相，進而降低合金的力學性能。

在合金的凝固過程中，利用超聲波的機械、聲流和空化等效應，輔助制備原位自生TiAl基復合材料，可實現Ti2AlC和TiB等增強相的破碎、游離分布，細化基體組織，促進元素均勻分布，改善偏析。Gupta等[16]研究了超聲波處理對石墨顆粒增強Al-Cu合金的組織和力學性能的影響。研究表明，超聲波處理增強了石墨顆粒在基體中的潤濕性，改善了顆粒的團聚現象，可促進石墨顆粒均勻分布，同時還能細化晶粒。Jung等[17]發現，經超聲處理后，近共晶Al-Si合金室溫拉伸強度從171 MPa提高到272 MPa，伸長率從0.57%提高到1.3%。Chen等[18]將超聲振動處理應用到TiAl合金中，使合金的晶粒尺寸從545 μm降低至96 μm，屈服強度由419 MPa提高到854 MPa。

文中利用課題組自主開發的電弧?超聲設備，將超聲波引入熔融TiAl金屬液中，根據前期的研究[19]，以Ti42Al6Nb2.6C0.8Ta為基體合金，研究超聲波與B元素耦合作用對TiAl合金組織演變和力學性能的影響，詳細研究合金片層團尺寸、元素分布、硼化物的形成及其形貌的調控、壓縮性能和斷口形貌，并揭示超聲輔助熔鑄下B元素細化合金組織和提高其力學性能的作用機制。

1 實驗材料與方法

實驗所需的原料包括海綿鈦（顆粒度為3～ 25 mm）、高純鋁（?6 mm×6 mm的圓棒）、石墨（顆粒度為2～3 μm）、純鉭（顆粒度為2～3 μm）、純硼（顆粒度為2～3 mm）和鋁鈮中間合金（Al70Nb，質量分數），純度均在99.9%以上。Ti42Al6Nb2.6C0.8Ta-B（=0、0.4、0.8、1.2、1.6、2.0，原子數分數）合金通過真空非自耗電弧熔煉成紐扣錠，然后通過超聲設備重熔引入超聲波，超聲電流恒定，超聲作用時間為100 s。熔煉全程在真空條件下進行，并使用高純氬氣進行保護，防止樣品氧化。每個鑄錠的重量為45 g，直徑為?32 mm，高度為15 mm。

將紐扣錠沿著縱向中心線切割，對中心面進行研磨、拋光和腐蝕。腐蝕液組成（均用體積分數表示）為：HF（5%）+HNO3（10%）+H2O（85%）。采用Olympus GX71光學顯微鏡（OM）拍攝金相照片，Quanta 200F型場發射掃描電子顯微鏡和蔡司場發射掃描電鏡Merlin Compact（SEM）用于高倍數下的組織觀察。采用設備附帶的能譜功能（EDS）對合金成分進行打點和面掃分析。采用X射線衍射（XRD）實驗設備進行相組成分析，用于XRD實驗測量的樣品尺寸為20 mm×15 mm，掃描面為整個表面。實驗選取的掃描角度范圍為20°～90°，掃描速度為8 (°)/min。

壓縮樣品是尺寸為?3 mm×4 mm的圓柱體，采用電子萬能材料試驗機（AGX-plus 20 kN/5 kN）以0.5 mm/min的加載速率完成壓縮實驗。壓縮性能取合金失效時的數值，以每個成分合金3次測試結果的平均值作為最終結果。

2 實驗結果

2.1 超聲輔助熔鑄Ti42Al6Nb2.6C0.8Ta- xB合金的顯微組織

圖1為超聲輔助熔鑄下Ti42Al6Nb2.6C0.8Ta-B合金的顯微組織，可以看出，加入B元素后該合金的顯微組織為全片層形貌，基體中析出Ti2AlC和TiB相。硼化物的形態分為3種：彎曲狀、短棒狀和少數細小球狀，如圖1c—f所示。當B含量增加時，基體中析出的黑色塊狀物γ相含量也隨之增加。在片層團之間存在大量的白色沉淀相，如圖1a所示，這是Nb和Ta偏析形成的B2相。隨著B含量從0增加到2.0%，B2相含量出現先減少后增加的變化趨勢，而硼化物含量持續增加。

根據統計學原則，采用截線法計算片層團的尺寸，統計結果如圖2所示。當硼含量從0增加到1.2%時，片層團的尺寸從30.3 μm減小到16.6 μm，硼含量繼續增加到2.0%時，片層團的尺寸從16.6 μm增大到23.1 μm。

圖1 超聲輔助熔鑄Ti42Al6Nb2.6C0.8Ta-xB合金隨B含量變化的顯微組織

圖2 超聲輔助熔鑄Ti42Al6Nb2.6C0.8Ta?xB合金片層團尺寸

為了詳細研究合金元素的分布和相組成，通過EDS對Ti42Al6Nb2.6C0.8Ta?B合金進行成分分析，結果如圖3所示，點掃描的測試結果列于表1中。根據圖3a、b及表1中點2、5與點3、6的能譜分析結果可知，片層團間的白色析出相內Nb和Ta含量比片層團內高，白色析出相就是由β?穩定元素偏析形成的B2相。點1、4、8、11的能譜分析結果表明，不同形貌析出相中（Ti、Nb、Ta）、Al和C的原子比接近2∶1∶1，由此可知，這是固溶了部分Nb和Ta的Ti2AlC相。同時，與點3、6、10、13的能譜分析結果對比可知，Ta更多地固溶進Ti2AlC相中，而Nb更多地固溶進片層團及片層之間。點7、9、12的能譜分析結果表明，該彎曲狀析出相中Ti、Ta、Nb之和與B、Al之和的原子比接近1∶1，需要注意的是，由于析出相太小，檢測時會包含部分基體，即TiAl相。由此可知，析出相為硼化物，即TiB相，與Ti2AlC相和基體片層團相比，TiB相含有的Ta和Nb元素都相對較多。

圖3 超聲輔助熔鑄Ti42Al6Nb2.6C0.8Ta-xB合金的能譜分析

表1 圖3中的能譜測試結果

Tab.1 The EDS test results in Fig.3

根據圖3和表1的能譜分析結果可知，Ta和Nb主要固溶進片層團和片層團之間的沉淀相中。隨著B元素的添加，基體中析出了硼化物，固溶的β穩定元素Ta和Nb增多，導致片層團之間的B2相減少。圖4為Ti42Al6Nb2.6C0.8Ta0.8B合金的面掃描能譜分析結果。由圖4可知，Nb和Al元素在片層間富集，C主要以析出相的形式存在于基體中。Ta更多地固溶在片層團之間的Ti2AlC相中，而Nb更多地固溶進片層之間，同時硼化物也固溶了部分Ta和Nb。

2.2 超聲輔助熔鑄Ti42Al6Nb2.6C0.8Ta- xB合金的相組成

圖5是超聲輔助熔鑄Ti42Al6Nb2.6C0.8Ta?B合金的XRD相組成分析。由圖5可知，合金組成相為γ、α2、Ti2AlC、(Ti, Nb, Ta)B和B2相。其中，(Ti, Nb, Ta)B相固溶了部分Nb和Ta的TiB相。合金中γ相的衍射峰峰值較高，其他三相的衍射峰峰值都較低。隨著B含量的增加，α2相的衍射峰峰值先減小后增大，γ相的衍射峰峰值先增大后減小。另外，合金中出現了少量的B2相，這主要是由于Nb和Ta沒有完全固溶進基體中，出現偏析，因此形成了B2相。

圖4 超聲輔助熔鑄Ti42Al6Nb2.6C0.8 Ta0.8B合金的面掃描結果

圖5 超聲輔助熔鑄Ti42Al6Nb2.6C0.8Ta-xB合金的XRD衍射圖譜

為了進一步研究超聲作用下B元素對Ti42Al6Nb2.6C0.8Ta合金各相含量的影響，通過Jade軟件對XRD測試結果進行分析，計算合金顯微組織中各相的相對含量[20]，并給出計算結果的擬合線，如圖6所示。

合金中的相含量和衍射峰強度可表示為：

(2)

在雙相TiAl基合金中，γ?TiAl相的含量相對較高，可作為基準相來表征α2?Ti3Al、Ti2AlC、TiB和B2相的相對含量變化。那么文中各相的相對含量可以表示為

根據圖6可知，隨著B含量從0增加到1.2%，γ相的相對含量增加，α2相和B2相的相對含量減少。當B含量繼續增加到2.0%時，γ相的相對含量減少，與之相反，α2相和B2相的相對含量增加。而Ti2AlC相和TiB相的相對含量隨著B含量的增加而增加。其中，Ti2AlC相的變化幅度不大，TiB相的相對含量增加幅度更大。B元素在TiAl合金中固溶度較低，主要以(Ti, Ta, Nb)B相形式析出。

圖6 超聲輔助熔鑄Ti42Al6Nb2.6C0.8Ta-xB合金的相對相含量

2.3 超聲輔助熔鑄Ti42Al6Nb2.6C0.8Ta- xB合金的力學性能

圖7為超聲輔助熔鑄Ti42Al6Nb2.6C0.8Ta?B合金的壓縮性能。當硼含量從0增加到1.6%時，壓縮強度從1 701 MPa增加到2 176 MPa，壓縮率從25.5%增加到32.6%。合金壓縮性能大幅度提高，壓縮強度和壓縮率都是原來的1.3倍。當硼含量從1.6%繼續增加到2.0%時，合金性能出現小幅度的降低，壓縮強度從2 176 MPa降低到2 122 MPa，壓縮率從32.6%降低到31.8%。合金性能的大幅度提高主要受片層團細化和各相相對含量變化的影響，尤其是B2相的減少。

圖8是Ti42Al6Nb2.6C0.8Ta?B合金壓縮試驗后斷口附近的裂紋擴展路線。由圖8可知，裂紋優先起源于片層團間的白色B2相，且沿晶擴展。合金中的硬質相TiB和Ti2AlC相都能阻礙裂紋的擴展，使裂紋偏轉或終止。當析出相與裂紋擴展方向一致或團聚搭接時，裂紋容易沿著析出相與基體的界面處擴展出去，從而降低合金的力學性能。

圖7 超聲輔助熔鑄Ti42Al6Nb2.6C0.8Ta?xB合金的壓縮性能

圖8 壓縮斷口附近的裂紋擴展路徑

圖9是Ti42Al6Nb2.6C0.8Ta?B合金的斷口形貌，合金的斷裂方式為脆性斷裂，斷口處有大量的解理面和解理臺階，同時還能觀察到TiB相和Ti2AlC相。隨著B元素含量的增加，片層團被細化，片層尺寸減小，如圖9b、f所示。在合金受力變形的過程中，硬質相TiB和Ti2AlC起到了阻礙裂紋擴展的作用，使裂紋發生偏轉，從而提高了合金性能。同時，Ti2AlC相的拔出和偏移機制也有益于改善合金性能。

圖9 超聲輔助熔鑄Ti42Al6Nb2.6C0.8Ta?xB合金的斷口形貌

3 討論

3.1 超聲輔助熔鑄Ti42Al6Nb2.6C0.8Ta- xB合金的組織演變機制

當B元素含量較低時，低濃度的B原子容易在凝固界面前沿的液相中擴散，不易富集，析出相為初級TiB，其他研究也報道了類似的結果[21-22]。少量的初級TiB相沉淀在β相的枝晶間和殘余液相中，初級TiB作為異質形核基底，數量較少，無法有效提高形核率。隨著溫度的降低，次生的TiB相沉淀較晚，不能起到輔助成核的作用。但是硼在TiAl合金基體中的溶解度很低，在凝固之前就被排入到液相中。當液相中的硼濃度達到一定值時，會引起成分過冷，并且在凝固界面前沿的液相中形成與先前存在的晶粒沒有取向關系的新晶粒，從而細化晶粒。Hu等[23]還發現，凝固界面前沿中足夠的硼元素是晶粒細化的關鍵。因此，低含量B元素的添加對凝固組織細化的影響并不明顯，但成分過冷起著重要作用。隨著越來越多新晶粒的形成，凝固界面前沿液相中硼的溶解度達到臨界濃度，硼化物沉淀，液相中硼的濃度相應降低，此時硼對合金的細化作用不明顯。

隨著B元素含量的增加，大量的B原子在凝固界面前沿排入熔體中，B原子富集加劇了成分過冷，促進了β相的成核。隨著凝固過程的進行，大量的初生TiB相在β相枝晶間析出，為α相提供了非均勻形核的核心。同時，超聲波的空化效應破碎了初生TiB相，導致α相的形核質點增加，TiB相能夠限制組織界面的遷移，阻礙晶粒過度長大，再加上大量的成分過冷，這幾個因素共同作用，顯著細化了凝固組織。但是，一旦出現α相，細化效果就會大大降低，Hecht等[24]也發現了類似的結果。

超聲波主要具有空化、聲流、機械等效應，能夠破碎初生相，增加異質形核質點，從而細化組織。隨著凝固的進行，當合金熔體中液相的體積分數小于一定值時，合金熔體的黏度增大，超聲波的空化效應和聲流效應產生的作用將大大降低。在凝固過程中，Nb和Ta原子會優先固溶進硼化物中作為TiB相的強穩定元素，從而促進TiB的析出，這會削弱硼元素作為合金細化劑的作用。同時，由于TiB相固溶了大量的Nb和Ta原子，導致液相中Nb和Ta原子作為異質形核質點促進晶粒細化的作用大大降低。大量的Nb和Ta原子被固溶進TiB相也會減小固液相區，導致超聲有效作用時間的減少。因此，當添加的B元素含量超過1.2%時，片層團尺寸反而有增大的趨勢。

硼化物的形態與硼含量有關。隨著硼含量的變化，硼化物形貌也會發生變化，彎曲的硼化物具有優先的生長方向，因此形成長而彎曲的形狀；棒狀硼化物的生長方向復雜且多向，因此形成厚而直的形狀[25]。在凝固過程中，當硼含量較低時，若熔體中的局部硼濃度達到硼的溶解度極限，硼化物將逐漸沉淀并形成彎曲的形狀；當硼含量高時，硼化物會隨機沉淀形成棒狀硼化物。Yang等[26]也發現了類似的結果。

未添加硼時，Ti42Al6Nb2.6C0.8Ta合金基體對Nb和Ta的固溶度比較低。由于冷卻速度較快，Nb、Ta等β相穩定元素在相變過程中來不及擴散，β→α轉變不完全，因此在枝晶間留有富含Nb、Ta元素的B2相。圖10總結了具有不同B含量合金的微觀結構演變機制。當加入少量硼（0.4%～1.2%）時，硼被排入到凝固界面前沿，導致成分過冷，組織被細化。同時，Nb和Ta固溶進硼化物，元素分布更均勻，B2相減少。當添加高含量的硼（1.6%～2.0%）時，大量的硼化物析出，固溶更多Nb和Ta元素的同時也減小了固液相區，導致超聲有效作用時間減少；同時，大量的硼化物還增大了液相的黏度。兩個因素共同作用，使得超聲的聲流效應大大減弱，促進元素均勻分布的效果相應變差，B2相反而出現增加的趨勢。

圖10 超聲輔助熔鑄Ti42Al6Nb2.6C0.8Ta-xB合金的組織演變示意圖

3.2 超聲輔助熔鑄Ti42Al6Nb2.6C0.8Ta- xB合金的強化機制

壓縮性能的提高主要受晶粒細化強化、Nb和Ta的固溶強化及硼化物沉淀強化的影響。加入硼后，由于原位增強相對微觀結構細化的影響，析出相和片層團被細化。隨著基體中硼濃度的增加，細化效果越來越好。TiAl基合金片層團尺寸和強度之間的關系滿足霍爾?佩奇公式[27]，見式（7）。

如圖1、圖2所示，硼的添加顯著細化了片層團。根據式（7），細化的片層團有助于提高室溫下合金的性能。因此，組織中片層團的細化對提高TiAl合金性能的影響很大。根據EDS測試結果可知，硼化物對Nb和Ta具有一定的固溶度，對于Ti42Al6Nb2.6C0.8Ta?B合金，隨著硼化物的析出，B2相有所減少。同時，Nb和Ta的固溶強化作用也有助于提高硼化物的強度。合金被強化的原因不僅包括Nb和Ta的固溶強化作用，也包括硼化物的沉淀強化作用。硼化物增強相作為硬質相，隨機分布在基體中。無論是在晶界還是相界處，當合金受到外力作用時，增強相都會阻礙位錯的運動，導致大量位錯在增強相附近塞積。同時也會增加合金吸收的外力，從而提高合金的抗變形能力。然而，壓縮性能并不總是隨著硼添加量的增加而持續增強。

當添加的硼含量超過1.6%時，合金顯微組織中的硼化物含量增加，出現團聚現象。在受力過程中，裂紋很容易沿著團聚的硼化物擴展。同時，硼化物對Nb和Ta元素作為異質形核質點促進晶粒細化作用的削弱導致片層團尺寸增大，此時晶粒細化強化效果有所減弱。合金的力學性能出現小幅度的降低，除了受組織結構粗化的影響，還與B2相含量的增加有關。裂紋往往優先在B2相中萌生，如圖9所示，B2相的增加也是合金性能的不利因素之一。因此，當硼含量超過1.6%時，合金壓縮性能反而出現下降的趨勢。但合金的力學性能受到多重因素的影響，因此在綜合效應下其性能仍然得到了改善。當硼含量超過1.6%時，TiAl合金的室溫壓縮性能有所下降，但力學性能仍然比未添加硼元素時提高了很多。

本研究中，析出的硼化物有兩種主要形態，即彎曲狀硼化物和棒狀硼化物。硼化物的形貌也是影響TiAl基合金性能的原因之一。當硼含量較低時，硼化物在凝固過程中往往會形成長而彎曲的形貌。這時，沿著長帶硼化物/基體界面的脫粘導致材料過早失效。隨著硼含量的增加，長而彎曲的硼化物逐漸減少，而短棒狀硼化物和球狀硼化物逐漸增加。這類硼化物不僅為晶粒細化提供異質形核質點，而且在阻礙裂紋擴展方面發揮了作用。在β→α相變期間，α相可能在硼化物上成核，并且具有由硼化物而不是β枝晶定義的片層團取向。通過這種方式，無論先前的β枝晶方向如何，都可以在枝晶間周圍形成平行的α晶粒[28]。這些片層團相同的片層取向將導致它們同時開裂，因為每當應力條件適合于一個片層團產生裂紋時，它也適合于周圍具有相同片層方向的平行片層團，從而產生裂紋。當一組彼此靠近的平行片層團受力時，一組彼此靠近的小裂紋同時形成。許多小裂紋的集體效應相當于一個大裂紋，即使每個單獨的裂紋都小于臨界裂紋尺寸，也會造成合金的失效。隨著硼化物的增加，平行的片層團增加，合金的性能有所降低。

4 結論

加入B元素后，超聲輔助熔鑄的Ti42Al6Nb2.6C0.8Ta合金組織和力學性能有所改善，特別是對于片層團的細化及B2相的調控。研究了片層團尺寸、元素分布、硼化物形貌、壓縮性能和斷口形貌，揭示了B與超聲耦合作用下合金的組織演變和強韌化機制。主要結論如下。

1）γ相的相對含量先增加后減少，α2相和B2相的相對含量先減少后增加。Ti2AlC相和TiB相的相對含量隨著B含量的增加而持續增加。硼化物的析出固溶了部分Nb和Ta元素，同時增大了液相的黏度，使得超聲的聲流效應大大減弱。

2）當硼含量從0增加到1.2%時，片層團的尺寸從30.3 μm減小到16.6 μm。B元素引起的成分過冷、異質形核質點的增加及超聲對初生相的破碎共同作用，細化了合金的組織。

3）對于Ti42Al6Nb2.6C0.8Ta?B合金，當硼含量從0增加到1.6%時，壓縮強度從1 701 MPa增加到2 176 MPa，壓縮率從25.5%增加到32.6%。合金壓縮性能大幅度提高，壓縮強度和壓縮率均提高了1.3倍。

4）片層團尺寸的細化、Nb和Ta的固溶及棒狀硼化物含量的增加是提高合金壓縮性能的主要原因。硼化物析出既起到固溶Nb和Ta的作用，也起到沉淀強化的作用。

致謝 感謝國家自然基金青年基金項目（No. 52101038）、國家自然科學基金（No. 51825401）、黑龍江省國家自然科學基金（LH2020E031）和黑龍江省博士后科學基金（LBH-Z19154）的支持。

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Study on the Coupling Mechanism of Boron and Ultrasonic on the Microstructure and Properties of Ti42Al6Nb2.6C0.8Ta Alloy

CHEN Rui-run1,2, ZHOU Ling-yan2, FANG Hong-ze2, YANG Xiao-kang2, DING Hong-sheng2, GUO Jing-jie2

(1. School of Materials Science and Engineering, Shandong University of Science and Technology, Shandong Qingdao 266500, China; 2. School of Materials Science and Engineering, Harbin Institute of Technology, Harbin 150001, China)

The work aims to reveal the refining mechanism and strengthening mechanism of B and ultrasonic coupling under ultrasonic assisted melting and casting, the phase composition, lamellar colony size, elements distribution, the type and morphology of precipitated phase, compressive properties and corresponding mechanism of Ti42Al6Nb2.6C0.8Ta-B alloys were studied. Vacuum non-consumable arc was used for melting under the protection of argon atmosphere, and then ultrasonic waves were introduced by remelting with ultrasonic equipment, the ultrasonic current was constant, and the ultrasonic action time was 100 s. Then the microstructure of the alloy was observed by scanning electron microscopy and the phase composition was analyzed, and the compressive properties of the alloy were tested at room temperature. The results show that the kind and content of borides in TiAl are adjusted, the lamellar colony size decreases from 30.3 μm to 16.6 μm. The segregation of β-stable elements is reduced and the content of B2 phase is reduced. The compressive properties of the alloy are greatly improved, the compressive strength increases from 1 701 MPa to 2 176 MPa and the compressive rate increases from 25.5% to 32.6%. The component supercooling caused by B element, the increase of heterogeneous nucleation, and the breaking of the primary phase by ultrasound, all of which work together to refine the microstructure of the alloy. The refinement of microstructure, the solid solution of Nb and Ta, the increase of rod borides content and the decrease of B2 phase content are the main reasons for improving the compression properties.

TiAl alloy; ultrasound treatment; boride; microstructure evolution;mechanical properties

10.3969/j.issn.1674-6457.2022.11.003

TG146.2+3

A

1674-6457(2022)11-0020-10

2021?08?26

國家自然基金青年基金（52101038）；國家自然科學基金（51825401）；黑龍江省國家自然科學基金（LH2020E031）；黑龍江省博士后科學基金（LBH?Z19154）

陳瑞潤（1975—），男，博士，教授，主要研究方向為先進材料熔煉與凝固。