微量B和Y對(duì)鑄造Ti-Al-Nb-W合金顯微組織的影響

楊廣宇，劉 詠，王 巖，李建波，唐 蓓，李慧中

(1. 中南大學(xué) 粉末冶金國(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，長(zhǎng)沙 410083；2. 中南大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，長(zhǎng)沙 410083)

微量B和Y對(duì)鑄造Ti-Al-Nb-W合金顯微組織的影響

楊廣宇1，劉 詠1，王 巖1，李建波1，唐 蓓2，李慧中2

(1. 中南大學(xué) 粉末冶金國(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，長(zhǎng)沙 410083；2. 中南大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，長(zhǎng)沙 410083)

采用光學(xué)顯微鏡、掃描電鏡及透射電鏡研究微量B和Y對(duì)鑄造Ti-Al-Nb-W合金顯微組織的影響。結(jié)果表明：Ti-47Al-4Nb-0.6W合金的基本凝固路線為L(zhǎng)→β+L→(β+α)+L→(β+α)+γ→α+γ→(α+γL)+γ→(α2+γL)+γ，添加微量B和Y并未改變其基本凝固路徑；微量B元素在合金中以短棒狀TiB2相存在，細(xì)化了鑄造Ti-47Al-4Nb-0.6W合金的晶團(tuán)尺寸及片層間距；微量稀土Y元素主要以Y2O3氧化物顆粒的形式分布于片層晶團(tuán)界面處，在B和Y的共同作用下，合金的片層晶團(tuán)尺寸以及片層間距進(jìn)一步減小。

TiAl基合金；顯微組織；鑄造合金；B；Y

TiAl系金屬間化合物由于具有熔點(diǎn)高、比強(qiáng)度高、高溫力學(xué)性能和抗氧化性優(yōu)異等特點(diǎn)，被認(rèn)為是一種理想的航空航天用高溫結(jié)構(gòu)材料[1],一直是人們研究開(kāi)發(fā)的熱點(diǎn)。但是TiAl合金仍有許多技術(shù)和材料問(wèn)題需要解決，其中最主要的問(wèn)題是室溫塑性低、熱加工難度大，這已經(jīng)成為限制TiAl合金應(yīng)用的主要障礙。研究表明，TiAl合金的性能對(duì)其顯微組織相當(dāng)敏感，其晶粒尺寸與強(qiáng)度、硬度之間滿足Hall-Patch關(guān)系，即隨著晶粒尺寸的降低，材料的強(qiáng)度和硬度逐漸提高；同時(shí)，塑性也隨著晶粒尺寸和層片間距的減小而增大。目前，改善鑄造 TiAl合金顯微組織和力學(xué)性能的主要方法有合金及微合金化、熱處理、熱機(jī)械處理等[2]。雖然通過(guò)循環(huán)熱處理或者熱機(jī)械處理均可以獲得細(xì)小晶粒的 TiAl合金，但前者受限于樣品尺寸，且在熱處理過(guò)程中容易產(chǎn)生退火微裂紋；而后者處理設(shè)備復(fù)雜，操作難度大。

近年來(lái)，通過(guò)成分優(yōu)化來(lái)實(shí)現(xiàn)鑄造TiAl合金的組織控制、進(jìn)而提高其性能的方法得到了比較廣泛的應(yīng)用[3]。LIN等[4]和ZHANG等[5]已經(jīng)對(duì)高Nb的Ti-Al-Nb合金體系進(jìn)行了系統(tǒng)研究，Nb元素能提高TiAl合金的熔點(diǎn)、高溫強(qiáng)度和抗氧化性等。同時(shí)，添加W、B、Si、Mn、Mo、V和Cr等元素也可以細(xì)化鑄造TiAl合金晶粒尺寸和片層間距[6?7]，從而改善傳統(tǒng)的α相凝固TiAl合金所具有的粗大柱狀晶組織。B作為一種益于晶粒細(xì)化和減少凝固偏析的合金元素在鑄態(tài)合金中有較廣泛的應(yīng)用[8]。HECHT等[9]通過(guò)加入微量B有效細(xì)化了高鈮TiAl合金的組織，并利用EBSD研究了基體及析出物的晶體取向問(wèn)題。目前人們已經(jīng)提出了很多硼細(xì)化晶粒的機(jī)制[10?11]，但是由于B對(duì)晶粒的細(xì)化作用與其添加量以及硼化物形成的類(lèi)型、生長(zhǎng)形態(tài)及分布有關(guān)，因此這些機(jī)制尚不能完全清晰解釋全部的實(shí)驗(yàn)現(xiàn)象。

稀土元素Y作為微量添加元素也能明顯改善鑄造TiAl合金的顯微組織和力學(xué)性能[12]，CHEN等[13]研究了Y元素在TiAl合金熱變形過(guò)程中的作用，通過(guò)Y元素的添加有效地降低了熱激活能并影響了合金的再結(jié)晶行為。同時(shí)Y的添加可以有效增強(qiáng)合金的抗氧化行為，研究表明[14]，Y可以能過(guò)TiO2層強(qiáng)化表面的Al2O3保護(hù)層，增強(qiáng)抗氧化性能。但有關(guān)Y對(duì)鑄造TiAl合金凝固過(guò)程影響的報(bào)道還很少[15?16]。本文作者選取鑄造Ti-47Al-4Nb-0.6W合金作為基本研究對(duì)象，分析其鑄態(tài)組織與凝固特征；通過(guò)在該合金中加入微量B和Y，研究?jī)煞N元素在合金中的存在形式及分布規(guī)律，分析B和Y的共同作用對(duì)鑄造Ti-47Al-4Nb-0.6W合金凝固過(guò)程的影響。

1 實(shí)驗(yàn)

試驗(yàn)合金采用真空非自耗電弧熔煉法制備。各合金的名義成分如表1所列。熔煉用料均采用高純?cè)?，高熔點(diǎn)元素(Nb、W、B、Y)以中間合金形式加入。為保證合金成分的均勻性，每個(gè)合金錠均反復(fù)翻轉(zhuǎn)熔煉6次，然后在直徑為8 mm的模具中吸鑄成為棒狀鑄錠。以電火花線切割將鑄錠沿縱向從中間剖開(kāi)，然后進(jìn)行組織分析。

利用MeF3A光學(xué)顯微鏡 (OM)、Sirion200型掃描電鏡(SEM)、TECNAI G220型透射電鏡 (TEM)及D/max2550VB+18KWX射線衍射儀(XRD)對(duì)鑄態(tài)合金進(jìn)行顯微組織觀察以及相組成分析。金相腐蝕液為1%氫氟酸水溶液(體積分?jǐn)?shù))。TEM樣品通過(guò)電解雙噴法制備，雙噴液的成分為6%高氯酸、35%正丁醇和59%甲醇(體積分?jǐn)?shù))。

表1 試驗(yàn)合金的名義成分Table 1 Nominal compositions of tested alloys

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果

圖1(a)所示為合金1的鑄態(tài)組織。由圖1(a)可見(jiàn)，Ti-47Al-4Nb-0.6W鑄態(tài)合金的組織為典型的樹(shù)枝晶形貌，尺寸分布不均勻，但僅有個(gè)別區(qū)域生長(zhǎng)為較粗大的柱狀晶，大部分樹(shù)枝晶尺寸小于100 μm。這一方面與合金的凝固路徑及冷卻速度有關(guān)，另一方面也與W在合金中的作用有關(guān)。X射線衍射分析顯示(見(jiàn)圖1(b))，鑄態(tài)Ti-47Al-4Nb-0.6W合金主要由α2和γ相組成，還含有少量的β相。

圖1 鑄態(tài)Ti-47Al-4Nb-0.6W合金的顯微組織及XRD譜Fig.1 Microstructure(a) and XRD pattern(b) of as-cast Ti-47Al- 4Nb-0.6W alloy

進(jìn)一步的觀察可以看出，鑄態(tài)Ti-47Al-4Nb-0.6W合金主要由淺灰色的樹(shù)枝晶和分布在其周?chē)纳罨疑嘟M成。圖2(b)和(c)所示分別為背散射模式下的元素線分布分析圖，其中圖2(c)所示為沿著圖2(b)中白線元素的分布曲線。由圖2可見(jiàn)，枝晶間的深灰色區(qū)域?yàn)楦籄l、貧Nb和W區(qū)。Al在枝晶間的富集主要可以歸結(jié)于凝固冷卻過(guò)程中γ晶粒的形成。透射電鏡觀察結(jié)果顯示(見(jiàn)圖3)，淺灰色的晶團(tuán)相由γ/α2片層結(jié)構(gòu)組成，平均片層間距在300 nm左右。

圖2 鑄態(tài)Ti-47Al-4Nb-0.6W合金的背散射電子像及元素線掃描分析曲線Fig.2 SEM-BSE micrograph for as-cast Ti-47Al-4Nb-0.6W alloy and EDS line profiles showing alloy elements distribution along line in Fig.2(b): (a) SEM-BSE micrograph; (b), (c) EDS line profiles

圖3 鑄態(tài)Ti-47Al-4Nb-0.6W合金的片層結(jié)構(gòu)TEM像Fig.3 TEM image of as-cast Ti-47Al-4Nb-0.6W alloy showing lamellar structure inside colony

圖4 鑄態(tài)Ti-47Al-4Nb-0.6W-0.2B合金的背散射電子像Fig.4 SEM-BSE images of as-cast Ti-47Al-4Nb-0.6W-0.2B alloy: (a) Whole microstructure; (b) Microstructure of precipitation

圖4所示為合金2的掃描電鏡背散射電子像。由圖4可以看出，在加入B元素后，鑄態(tài)Ti-47Al-4Nb-0.6W-0.2B合金顯微組織的枝晶形貌特征減弱，呈現(xiàn)出細(xì)小均勻的近似胞狀的組織，平均晶粒尺寸約為50 μm，且晶團(tuán)內(nèi)部明顯地有析出物的存在，分布較均勻(見(jiàn)圖4(a))。高倍掃描電鏡照片顯示該析出物主要呈棒狀，析出物長(zhǎng)約10～15 μm(見(jiàn)圖4(b))。通過(guò)SEM-BSE還發(fā)現(xiàn)(見(jiàn)圖4(b))，沿片層晶團(tuán)的界面分布著微量白色襯度的網(wǎng)狀組織，應(yīng)為高溫殘留下的β相，在室溫時(shí)為B2相。

利用透射電鏡對(duì)鑄態(tài)Ti-47Al-4Nb-0.6W-0.2B合金中的析出相進(jìn)行觀察及分析(見(jiàn)圖5)。衍射斑點(diǎn)標(biāo)定結(jié)果顯示該棒狀析出物為具有六方結(jié)構(gòu)的TiB2。研究表明[17]，TiAl基合金中硼化物類(lèi)型與Al含量有關(guān)，當(dāng)Al含量大于44%(摩爾分?jǐn)?shù))時(shí)，凝固過(guò)程中僅形成TiB2。本研究結(jié)果與該報(bào)道一致。另外還發(fā)現(xiàn)，B元素加入后，γ/α2平均片層間距有所減小，約為200 nm。

圖5 Ti-47Al-4Nb-0.6W-0.2B合金的TEM像Fig.5 TEM images of Ti-47Al-4Nb-0.6W-0.2B alloy: (a) Microstructure and diffraction patterns of precipitation; (b) Lamellar structure

圖6所示為合金3的掃描電鏡背散射電子像。由圖6可以看出，加入微量Y元素后，鑄態(tài)Ti-47Al-4Nb-0.6W-0.2B-0.05Y合金的平均晶粒尺寸進(jìn)一步減小，可達(dá)到25 μm左右(見(jiàn)圖6(a))，這一尺寸要明顯小于文獻(xiàn)報(bào)道的單獨(dú)加入B或單獨(dú)加入Y所獲得的鑄態(tài)晶粒尺寸(分別為40 μm[18]和60 μm[16])；同時(shí)，在晶內(nèi)和晶界還存在顆粒狀析出物(見(jiàn)圖6(b))。進(jìn)一步的透射電鏡觀察及能譜分析結(jié)果顯示(見(jiàn)圖7(a))，該析出相中富集了Y和O，其摩爾比約為2:3，可以判斷該析出相為Y2O3，這一結(jié)果與文獻(xiàn)報(bào)道的微量Y加入TiAl合金中形成Y2O3的研究結(jié)果相符合[19]。由圖7(b)可見(jiàn)，Y元素的加入更進(jìn)一步細(xì)化了γ/α2片層結(jié)構(gòu)，其平均片層間距在100 nm左右。

圖6 鑄態(tài)Ti-47Al-4Nb-0.6W-0.2B-0.05Y合金的背散射電子像Fig.6 SEM-BSE images of as-cast Ti-47Al-4Nb-0.6W-0.2B-0.05Y alloy: (a) Whole microstructure; (b) Microstructure of precipitation

圖7 鑄態(tài)Ti-47Al-4Nb-0.6W-0.2B-0.05Y合金的TEM像Fig.7 TEM images of Ti-47Al-4Nb-0.6W-0.2B-0.05Y alloy: (a) Microstructure of precipitation; (b) Lamellar structure

表2和表3所列為1#和3#鑄態(tài)合金主要相成分的能譜分析結(jié)果。從表2和3可以看出，微量B和Y的加入對(duì)合金中主要相γ相及γ/α2相的成分影響很小。

表2 不同鑄態(tài)合金γ相的成分Table 2 Compositions of γ phase in as-cast alloys

表3 不同鑄態(tài)合金片層γ/α2相的成分Table 3 Compositions of lamellar γ/α2 phase in as-cast alloys

3 討論

3.1 Ti-47Al-4Nb-0.6W合金的凝固過(guò)程

由圖1(a)可知，Ti-47Al-4Nb-0.6W鑄態(tài)合金并未形成傳統(tǒng)鑄造TiAl合金所具有的粗大柱狀晶組織。根據(jù)含Nb的二元合金相圖[20]，Nb的加入擴(kuò)大了單相β相區(qū)的范圍。因此，結(jié)合本文作者的試驗(yàn)結(jié)果，Ti-47Al-4Nb-0.6W合金的基本凝固路線應(yīng)為：L→β+L→ (β+α)+L→(β+α)+γ→α+γ→(α+γL)+γ→(α2+γL)+γ，其中γL為片層結(jié)構(gòu)中的片狀γ相。該類(lèi)合金凝固過(guò)程中經(jīng)過(guò)β+α雙相區(qū)，α相通過(guò)包晶反應(yīng)L+β→α生成，β相對(duì)α固溶體的析出及生長(zhǎng)有一定的影響，使α相在單一方向的生長(zhǎng)遇到更多阻力，從而避免了柱狀α晶的形成。同時(shí)，由于合金中加入了強(qiáng)β相穩(wěn)定元素W，一方面，在凝固過(guò)程中，部分β相較難分解而保留下來(lái)，在一定程度上限制了α相晶粒的過(guò)度長(zhǎng)大；另一方面，添加少量的W也可以細(xì)化TiAl合金鑄造組織。凝固后的β枝晶首先通過(guò)L+β→α包晶反應(yīng)轉(zhuǎn)變?yōu)棣料?，α相在隨后的降溫過(guò)程中析出γ片層并發(fā)生有序化轉(zhuǎn)變而形成α2+γ片層組織。當(dāng)L+β→α包晶轉(zhuǎn)變結(jié)束后，存在于枝晶間因枝晶偏析而富Al的液相將與α相通過(guò)L+α→γ包晶反應(yīng)轉(zhuǎn)變?yōu)棣孟?，這些γ相在隨后的冷卻過(guò)程中因不發(fā)生固態(tài)轉(zhuǎn)變而保留下來(lái)。最終，如圖1(b)所示，Ti-47Al-4Nb-0.6W鑄態(tài)合金在室溫下的相組成為α2+γ+β。

3.2 B和Y元素對(duì)Ti-47Al-4Nb-0.6W合金凝固過(guò)程及組織細(xì)化的影響

由顯微組織及相分析結(jié)果可知，當(dāng)Ti-47Al-4Nb-0.6W合金中添加B和Y時(shí)，其基本凝固路徑并未改變，初生相仍為β相。根據(jù)Ti-B二元相圖，可認(rèn)為B在β-Ti中的溶解度小于0.2%。因此，在凝固時(shí)，過(guò)飽和B原子會(huì)被排擠到液相前端，從而在液/固界面處與在此處富集的Ti原子結(jié)合形成TiB2相，在液/固界面前端造成較大的成分過(guò)冷，成為合金凝固時(shí)不均勻形核的核心，此時(shí)硼化物應(yīng)處于晶界處位置。而本文作者觀察到的TiB2主要呈棒狀分布于晶粒內(nèi)部(見(jiàn)圖4(b))，且B的加入對(duì)于鑄態(tài)Ti-47Al-4Nb-0.6W合金的成分偏析并未產(chǎn)生明顯的影響(見(jiàn)表2)，這說(shuō)明大部分TiB2因成分起伏而直接從液相中析出，促進(jìn)了β-Ti的異質(zhì)形核。一般認(rèn)為，異質(zhì)形核能力的大小取決于形核基底與結(jié)晶相之間的界面能。當(dāng)點(diǎn)陣錯(cuò)配引起彈性能急劇升高時(shí)，錯(cuò)配度是決定界面能的主要因素，基體與形核顆粒間的晶粒錯(cuò)配度能有效促進(jìn)異質(zhì)形核。根據(jù)低指數(shù)晶面上TiB2與β-Ti的晶格常數(shù)以及錯(cuò)配度δ的公式[18]，計(jì)算出TiB2-β的錯(cuò)配度為11%。據(jù)報(bào)道[21]，在非均質(zhì)形核時(shí)，δ＜6%的核心最有效，δ=6%～15%的核心中等有效，而δ＞15%的核心無(wú)效。因此，在鑄造Ti-47Al-4Nb-0.6W-0.2B合金的凝固過(guò)程中，TiB2作為異質(zhì)核心，使基體相的形核部位增加，從而增大了形核率，降低了鑄造Ti-47Al-4Nb-0.6W合金的晶團(tuán)尺寸。

據(jù)文獻(xiàn)[22]，TiAl合金中B含量只有達(dá)到某一臨界值時(shí)，才能對(duì)晶粒產(chǎn)生細(xì)化作用。雖然本實(shí)驗(yàn)中加入的硼含量較少(0.2%)，但強(qiáng)硼化物形成元素Nb、W的存在促使了液相中TiB2的形成，有效地控制了鑄態(tài)Ti-47Al-4Nb-0.6W合金的晶團(tuán)尺寸(見(jiàn)圖4(a))。在隨后的層片組織的形成過(guò)程中，γL在原始α晶粒中的層錯(cuò)位置形核，而TiB2在α晶粒內(nèi)較均勻地分布，也可以起到增加異質(zhì)形核率的作用。另外，B原子還可以降低界面處位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的能力，對(duì)溶質(zhì)原子起到固定作用，影響γ層片的側(cè)向生長(zhǎng)[23?24]。因此，鑄態(tài)Ti-47Al-4Nb-0.6W合金的片層間距明顯減小。

微量稀土Y的加入使鑄態(tài)Ti-47Al-4Nb-0.6W合金的片層晶團(tuán)尺寸和片層間距進(jìn)一步減小(見(jiàn)圖6(a)和7(b))。這說(shuō)明，B和稀土Y的同時(shí)加入要比單獨(dú)加入B具有更好的晶粒細(xì)化效果。從熱力學(xué)角度分析可知，在Ti、Al、Nb、O 4種元素中，Y最容易和O發(fā)生反應(yīng)生成Y2O3。雖然本研究所選原料均為高純?cè)?，熔煉亦在真空環(huán)境下進(jìn)行，但由于中間合金中攜帶一定量的氧，因此，在凝固初期，稀土Y易在固液界面前沿富集從而形成Y2O3氧化物(見(jiàn)圖6(b)和圖7(a))。高熔點(diǎn)的Y2O3顆?？梢宰鳛榉亲园l(fā)形核核心，在凝固過(guò)程中提高了形核率；同時(shí)，Y2O3氧化物相呈顆粒狀偏聚于枝晶胞間(見(jiàn)圖6(b))，有效地抑制了晶團(tuán)的長(zhǎng)大，達(dá)到進(jìn)一步細(xì)化鑄態(tài)晶粒的作用。

Y對(duì)層片間距的細(xì)化作用可以從α→α2/γ的相變過(guò)程中得到解釋。一方面，添加 Y使α母相中的氧含量降低，降低了α母相的層錯(cuò)能，提高了α相晶界處層錯(cuò)形成的數(shù)量，導(dǎo)致了α晶界處γ相形核位置的提高；另一方面，Y2O3釘扎在α母相晶界處(見(jiàn)圖6(b))，導(dǎo)致其與α基體間形成高能相界，有利于γ相的形核。因此，Y的添加提高了α母相晶界的γ片層的形核率，這也是加入Y后，片層得到進(jìn)一步細(xì)化的主要原因。另外，添加Y還可能阻礙γ相的生長(zhǎng)，抑制了α2/γ層片側(cè)向厚度的增加[25]。

從以上分析可知，B和稀土Y的復(fù)合添加明顯地細(xì)化了鑄態(tài)Ti-47Al-4Nb-0.6W合金的組織。這種細(xì)化效果主要可歸結(jié)于B和稀土Y對(duì)于鑄態(tài)Ti-47Al-4Nb-0.6W合金凝固過(guò)程的綜合影響。一方面，從液相中直接析出晶內(nèi)短棒狀TiB2相以及在固液界面前沿形成的界面顆粒狀Y2O3氧化物促進(jìn)了β-Ti的異質(zhì)形核，增大了形核率；同時(shí)，枝晶間的顆粒狀Y2O3氧化物相進(jìn)一步抑制了晶團(tuán)的長(zhǎng)大，從而有效地達(dá)到細(xì)化鑄態(tài)Ti-47Al-4Nb-0.6W合金晶團(tuán)尺寸的作用。另一方面，分布于晶內(nèi)的短棒狀TiB2相以及在界面位置以顆粒狀存在的Y2O3氧化物在隨后的α→α2/γ相變過(guò)程，可以起到提高γ相形核率的作用；而B(niǎo)原子和Y原子還可以降低界面處位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的能力，對(duì)γ層片的側(cè)向生長(zhǎng)起到抑制作用，因此合金的片層組織也得到了顯著的細(xì)化。

4 結(jié)論

1) Ti-47Al-4Nb-0.6W鑄態(tài)合金的室溫相組成為α2+γ+β，其基本凝固路線為L(zhǎng)→β+L→(β+α)+L→(β+α)+γ→α+γ→(α+γL)+γ→(α2+γL)+γ；微量B和Y的加入并未改變其基本凝固路徑。

2) 微量B元素加入后，短棒狀TiB2相因成分起伏而直接從液相中析出，增加了基體相的非均勻形核部位，從而增大了形核率，降低了鑄造Ti-47Al-4Nb-0.6W合金的晶團(tuán)尺寸；同時(shí)，片層間距也明顯減小。

3) 微量稀土Y元素通過(guò)內(nèi)氧化形成穩(wěn)定的Y2O3氧化物顆粒，可作為非自發(fā)形核核心，降低鑄造Ti-47Al-4Nb-0.6W-0.2B合金的晶團(tuán)尺寸，枝晶間的顆粒狀Y2O3氧化物相還進(jìn)一步抑制了晶團(tuán)的長(zhǎng)大；同時(shí)，通過(guò)促進(jìn)γ層片形核率、抑制α2/γ的側(cè)向生長(zhǎng)使片層間距進(jìn)一步減小。

4) B和稀土Y的復(fù)合添加可以更有效地細(xì)化鑄造Ti-47Al-4Nb-0.6W合金的組織。

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Effects of trace B and Y elements on microstructures of cast Ti-Al-Nb-W alloy

YANG Guang-yu1, LIU Yong1, WANG Yan1, LI Jian-bo1, TANG Bei2, LI Hui-zhong2
(1. State Key Laboratory of Powder Metallurgy, Central South University, Changsha 410083, China;2. School of Materials Science and Engineering, Central South University, Changsha 410083, China)

The effects of trace elements B and Y on the microstructures of cast Ti-Al-Nb-W alloy were investigated by optical microscopy, scanning microscopy and transmission electron microscopy. The results show that the following sequence of phase transformations takes place during the solidification of the Ti-47Al-4Nb-0.6W alloy as:L→β+L→(β+α)+L→(β+α)+γ→α+γ→(α+γL)+γ→(α2+γL)+γ. The solidification sequence remains unchanged after adding of trace elements B and Y. With the addition of a small amount of element B, the original colony and lamellar sizes of the Ti-47Al-4Nb-0.6W alloy are refined due to the formation of short-stick shaped TiB2phases. The rare earth element Y is mainly distributed along the boundaries of the colonies in the form of Y2O3particles. A further refined microstructure can be obtained as a result of the combined effects of elements B and Y.

TiAl based alloy; microstructure; as-cast alloy; B; Y

TG142

A

1004-0609(2011)04-0777-07

國(guó)家高技術(shù)研究發(fā)展計(jì)劃資助項(xiàng)目(2008AA03A233)；中南大學(xué)博士后科學(xué)基金資助項(xiàng)目(2009-14)

2010-04-30；

2010-11-19

劉 詠，教授，博士；電話：0731-88830406；E-mail: yonliu11@yahoo.com.cn

(編輯 龍懷中)