文章编号：1004-0609(2013)S1-s0658-04
B对铸态Ti3Al合金组织和性能的影响
曹 磊1,2，王 震2，刘 冬2，崔玉友2，杨 锐2
(1. 东北大学 材料与冶金学院，沈阳 110819；
2. 中国科学院 金属研究所，沈阳 110016)
摘 要：研究合金中B含量对铸态Ti3Al合金的组织和室温拉伸性能的影响。结果表明：B的添加明显细化了Ti3Al合金晶粒的尺寸，且在晶界处析出连续条状硼化物脆化相；使得铸态Ti3Al合金的室温强度和伸长率降低。
关键词：铸态Ti3Al合金；B；细化晶粒；显微组织；室温拉伸性能
中图分类号：TG146.2 文献标志码：A
Effect of element B on microstructure and properties of casting Ti3Al alloy
CAO Lei1,2, WANG Zhen2, LIU Dong2, CUI Yu-you2, YANG Rui2
(1. School of Materials and Metallurgy, Northeastern University, Shenyang 110819, China;
2. Institute of Metal Research, Chinese Academy of Sciences, Shenyang 110016, China)
Abstract: The influences of B content on the microstructure and tensile properties of cast Ti3Al alloy at room temperature were investigated. The results show that the addition of B can significantly refine the crystal particles of cast Ti3Al alloy, and the consequent strip boride precipitates are found on the grain boundaries. However, the addition of B reduces the room-temperature strength and elongation of Ti3Al alloy.
Key words: cast Ti3Al alloy; element B; grain refining; microstructure; room-temperature tensile property
Ti3Al基合金是具有广泛应用前景的金属间化合物材料，具有低密度、高比强度、高比刚度、在600~700 ℃温度区间具有较好的阻燃性、良好的高温强度等优点，在航空航天发动机涡轮盘、高压压气机舱、涡轮壳体等高温部件具有很大的应用前景[1]，但采用机械加工制备复杂型腔部件限制了其实际应用，采用铸造的方法可以克服这一成形难点。但铸态Ti3Al的合金性能明显低于变形态组织合金的，这制约了其工艺发展，因而，研究Ti3Al合金铸态组织，对提高铸态Ti3Al合金力学性能具有很强的现实意义。
在众多细化元素中，B是最常用的TiAl基合金细化元素，且已被广泛研究。LARSON等[2]认为铸造时加入的硼化物在熔炼过程中并不能完全溶解，成为不均匀形核的核心；INKSON等[3]认为硼化物首先从熔体中析出，然后作为熔体中的结晶核心促进形核；GODFREY[4]观察到B细化枝晶间距的现象，认为在结晶的过程中由于硼的加入，使得根部较弱的枝晶破碎成为合金结晶的核心；CHENG[5]在总结他人观点后，提出富含B的凝固前沿造成的附加成分过冷是晶粒细化的必须条件。但是，B元素对铸态Ti3Al合金的组织细化作用却很少被研究，在此，本文作者研究了B含量对铸态Ti-24Al-15Nb-0.5Mo合金的组织和性能的影响，探讨了B作为铸态Ti3Al合金细化元素的可能性。
1 实验
实验所用Ti3Al基合金的名义成分分别如下：Ti-24Al-15Nb-0.5Mo、Ti-24Al-15Nb-0.5Mo-0.4B和Ti-24Al-15Nb-0.5Mo-0.8B(摩尔分数，%，下同)。熔炼合金所用原料为零级海绵钛、Al豆、Al-Nb中间合金(Al与Nb质量比25:73.4)、Al-Mo中间合金(Al与Mo质量比34.24:65.56)、TiB2粉。采用非自耗电弧真空熔炼的方法熔炼5遍得到规格为质量30 g、直径30 mm的不同成分的纽扣锭。熔炼过程中真空度达到1×10-3Pa后充入高纯Ar，熔炼冷却方式为铜坩埚水冷却。
将熔炼后的纽扣锭进行热处理，热处理制度为1 020 ℃固溶30 min后空冷。然后用电火花线切割将纽扣锭沿其纵向从中间剖开，经150~2 000号砂纸研磨，抛光后腐蚀，腐蚀剂成分为HF、HNO3、H2O2和H2O，其体积比为3:5:3:95。采用蔡司Axiovert 200MAT显微镜进行金相组织观察，采用岛津SSX-550钨丝扫描电子显微镜提取背散射扫描像。
从3种成分的纽扣锭中抽取微试样，每种成分抽取5个，将微试样在室温下用Z050万能拉伸机进行拉伸测试，拉伸速率为0.05 mm/min，平行段2.5 mm。图1所示为拉伸试样的尺寸和纽扣锭中抽取的位置。
图1 微拉伸试样尺寸及纽扣锭所取部位
Fig.1 Size of tensile specimens (a) and position of specimen extracted from (b)
2 结果与讨论
2.1 B对Ti-24Al-15Nb-0.5Mo合金组织的影响
2.1.1 B元素对Ti-24Al-15Nb-0.5Mo合金宏观组织的影响
取纽扣锭的纵截面，对3种成分纽扣锭的宏观组织进行观察，结果如图2所示。比较图2(a)、(b)和(c)可知，图2(a)中组织由底部非常薄的一层表层细晶区、中部大面积的柱状晶区和上方等轴晶区组成。图2(b)和(c)中的组织都是由下方大面积的细小等轴晶区、中间的柱状晶区和上方的等轴晶区组成。仔细观察图2(b)可以看出，加入0.4%B使Ti3Al合金的晶粒得到了明显细化。剖面下半部出现了面积很大(大约占总面积的70%)的细小等轴晶区，中部的柱状晶区范围明显缩小且柱状晶得到了细化。随着B含量的增大(见图2(c))，合金组织略微细小，下方细小等轴晶区的面积更大一些，但是进一步细化效果不明显。
图2 不同成分Ti3Al合金纽扣锭宏观组织
Fig.2 Macrostructures of different Ti3Al alloys
Ti3Al合金纽扣锭熔炼结束凝固过程中，因铜坩埚的水流冷却作用导致纽扣锭底部的过冷度大，凝固速度快，紧靠铜坩埚的区域由于受到强烈的冷却而大量形核，形成紊乱排列的细小等轴晶；中部柱状晶区是由外向内沿着温度梯度生长的柱状晶组成；中上部的等轴晶区是最后的凝固区，随着柱状晶的发展，温度梯度越来越小，同时界面前沿溶质原子富集造成的成分过冷区越来越宽，铸锭心部都处于过冷状态，从而均匀形核[6-8]。
2.1.2 B对Ti-24Al-15Nb-0.5Mo合金微观组织的影响
取纽扣锭的纵截面，在光学显微镜下对3种成分的显微组织进行观察，图3所示为不同B元素含量的Ti3Al合金的200倍光学显微组织图，其中图3(a)、(b)和(c)分别为Ti-24Al-15Nb-0.5Mo、Ti-24Al- 15Nb-0.5Mo-0.4B和Ti-24Al-15Nb-0.5Mo-0.8B合金的组织。由图3可知，3种成分合金的组织都是由白色针状α2相和灰色的基体B2相组成。与Ti-24Al-15Nb- 0.5Mo合金相比，添加0.4%B的Ti3Al合金中晶粒得到了明显细化，晶粒尺寸由200 μm降到了50 μm，持续添加0.8%B的合金晶粒细化不明显；由图3(b)可知，晶界处出现了大量线状黑色硼化物。由图3(c)可知，随着元素B的增多，析出的硼化物增多。
图3 不同B含量Ti3Al合金的光学显微组织
Fig.3 Optical micrographs of Ti3Al alloys with different B contents
图4所示为富Ti侧Ti-Al-B三元相图液相面投影图。由图4可知，Ti-24Al-15Nb-0.5Mo-0.4B和Ti-24Al-15Nb-0.5Mo-0.8B均在L-β+TiB液相线以下。凝固过程中，首先析出β相，B原子在β相中的溶解度非常低，所以B原子会被排斥到液相中，造成凝固前沿B原子聚集，使得成分过冷度增大，继而有更多的β相在凝固前沿析出，从而凝固前沿B原子浓度继续增大，当B原子浓度高到一定程度后，TiB相就会析出，随后TiB相钉扎在晶界上，抑制固相长大，从而细化了合金的组织[9-10]。
2.2 B对Ti-24Al-15Nb-0.5Mo合金力学性能的影响
从3种成分的纽扣锭中抽取微试样，每种成分抽取5个，将微试样在室温下用Z050万能拉伸机进行拉伸测试，拉伸速率0.05 mm/min，平行段2.5 mm，对得到的原始数据去掉坏点并求平均值，其结果如 表1所列。
图4 Ti-Al-B三元合金富Ti侧液相面投影图
Fig.4 Preliminary liquidus projection on Ti-rich side of Ti-Al-B ternary diagram
表1 不同B含量Ti3Al合金微试样的室温力学性能
Table 1 Room temperature tensile properties of Ti3Al alloys with different B contents
由表1可知，加入0.4%B降低了合金的强度和伸长率；持续添加B到0.8%，相比0.4%B的合金，合金的强度变化不大，伸长率降低。由显微组织分析可知，B元素明显细化了合金晶粒，根据细晶强化原理， B元素本应该能提升合金的室温力学性能，但是结果却恰恰相反，这是值得研究的一点。从显微组织图可以观察到B的加入会导致大量线状硼化物的析出，尤其在晶界处连续分布，在Ti3Al合金中硼化物是脆化相，其塑性很差，当合金拉伸变形时，其周围的B2相会及时发生协调变形，但硼化物缺少调节变形能力，就会造成此处应力集中，很容易成为裂纹源。这就弱化了晶界的作用，使晶界脆化，导致裂纹容易在晶界处萌生，最终使Ti3Al合金的强度和塑性降低。图5所示为Ti-24Al-15Nb-0.5Mo-0.8B的BSE像，图5(b)和(c)所示分别为拉伸断口及其附近的组织。图5(a)中白色的条状物质为硼化物在BSE条件下观察到的形态。由图5(a)分析可知，脆性硼化物在拉伸过程中为微裂纹发起源和裂纹优先扩展路径，不利于室温性能。图5(c)所示的二次裂纹周围存在硼化物聚集进一步佐证这一观点。
图5 Ti-24Al-15Nb-0.5Mo-0.8B的BSE像
Fig.5 BSE images of Ti-24Al-15Nb-0.5Mo-0.8B alloy in different places
3 结论
1) B的添加明显细化了Ti-24Al-15Nb-0.5Mo合金的晶粒，B的加入使得大量的硼化物析出且呈线状集中分布在晶界处。
2)析出的硼化物是基体脆化相，很容易成为裂纹源，弱化了晶界结合力，使得Ti-24Al-15Nb-0.5Mo合金的力学性能降低。
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(编辑 龙怀中)
收稿日期：2013-07-28；修订日期：2013-10-10
通信作者：刘 冬，副研究员，博士；电话：024-83970951；E-mail：dliu@imr.ac.cn
