硼和超声波对Ti42Al6Nb2.6C0.8Ta合金组织性能耦合作用机制研究

陈瑞润，周灵燕，方虹泽，杨小康，丁宏升，郭景杰

硼和超声波对Ti42Al6Nb2.6C0.8Ta合金组织性能耦合作用机制研究

陈瑞润1,2，周灵燕2，方虹泽2，杨小康2，丁宏升2，郭景杰2

（1.山东科技大学 材料科学与工程学院，山东 青岛 266500；2.哈尔滨工业大学 材料科学与工程学院，哈尔滨 150001）

为了揭示超声辅助熔铸下硼（B）和超声波的耦合细化机制及其强化机制，研究Ti42Al6Nb2.6C0.8Ta‒B合金的相组成、片层团尺寸、元素分布、析出相的种类和形貌、压缩性能及相应机制。在氩气气氛保护下用真空非自耗电弧对合金进行熔炼，然后通过超声设备重熔引入超声波，超声电流恒定，超声作用时间为100 s。随后对合金组织进行扫描电镜观察和相组成分析，并测试其室温压缩性能。TiAl合金中硼化物的种类和含量得到了调控，片层团尺寸从30.3 μm降低到16.6 μm，β稳定元素的偏析减少，B2相含量降低。合金压缩性能大幅度提高，压缩强度从1 701 MPa增加到2 176 MPa，压缩率从25.5 %增加到32.6 %。B元素引起的成分过冷、异质形核质点的增加和超声波对初生相的破碎三者共同作用，细化了合金的组织。显微组织细化、Nb和Ta的固溶、棒状硼化物含量的增加和B2相含量的降低是压缩性能提高的主要原因。

TiAl合金；超声处理；硼化物；组织演变；力学性能

随着现代飞行器的高速发展，650～1 000 ℃工作温度下结构件的减重工作尤为重要，航天飞机质量每减少1 kg，经济效益提高将近10万美元。钛铝合金（TiAl）具有密度低、比强度高等诸多优点[1-2]，是替代低压涡轮镍基高温叶片的减重合金之一。但其室温性能，如室温塑性和加工性还有待提高。制备原位自生TiAl复合材料是提高TiAl合金室温和高温力学性能的有效方法之一。TiAl复合材料是汽车[3]、航空领域[4]的重要合金材料，可应用于涡轮叶片和发动机高压压气机等[5]。但TiAl基复合材料存在着原位自生增强相偏聚、形貌粗大[6-7]等问题，限制了其应用。

向TiAl合金中添加合金元素，可以调控显微组织和原位自生增强相，是提高其室温和高温力学性能的有效手段之一。常用的原位自生元素有C、N、B[8-10]，同时，为提高TiAl基复合材料的高温强度和抗氧化性，也会考虑固溶型元素的影响，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，发现均匀分布着硼化物和碳化物的TiAl合金具有较好的断裂韧性，合金的拉伸强度和伸长率分别达到517 MPa和0.471%。另有学者研究发现，添加硼后，凝固的枝晶显著细化，片层团尺寸从400 μm减小到70 μm。显微偏析大大减少，特别是β偏析几乎消失[15]。目前，利用熔铸法制备原位自生TiAl基复合材料时，以Ti2AlC和TiB为代表的增强相在凝固过程中极易形成大尺寸增强相，进而降低合金的力学性能。

在合金的凝固过程中，利用超声波的机械、声流和空化等效应，辅助制备原位自生TiAl基复合材料，可实现Ti2AlC和TiB等增强相的破碎、游离分布，细化基体组织，促进元素均匀分布，改善偏析。Gupta等[16]研究了超声波处理对石墨颗粒增强Al-Cu合金的组织和力学性能的影响。研究表明，超声波处理增强了石墨颗粒在基体中的润湿性，改善了颗粒的团聚现象，可促进石墨颗粒均匀分布，同时还能细化晶粒。Jung等[17]发现，经超声处理后，近共晶Al-Si合金室温拉伸强度从171 MPa提高到272 MPa，伸长率从0.57%提高到1.3%。Chen等[18]将超声振动处理应用到TiAl合金中，使合金的晶粒尺寸从545 μm降低至96 μm，屈服强度由419 MPa提高到854 MPa。

文中利用课题组自主开发的电弧‒超声设备，将超声波引入熔融TiAl金属液中，根据前期的研究[19]，以Ti42Al6Nb2.6C0.8Ta为基体合金，研究超声波与B元素耦合作用对TiAl合金组织演变和力学性能的影响，详细研究合金片层团尺寸、元素分布、硼化物的形成及其形貌的调控、压缩性能和断口形貌，并揭示超声辅助熔铸下B元素细化合金组织和提高其力学性能的作用机制。

1 实验材料与方法

实验所需的原料包括海绵钛（颗粒度为3～ 25 mm）、高纯铝（Ø6 mm×6 mm的圆棒）、石墨（颗粒度为2～3 μm）、纯钽（颗粒度为2～3 μm）、纯硼（颗粒度为2～3 mm）和铝铌中间合金（Al70Nb，质量分数），纯度均在99.9%以上。Ti42Al6Nb2.6C0.8Ta-B（=0、0.4、0.8、1.2、1.6、2.0，原子数分数）合金通过真空非自耗电弧熔炼成纽扣锭，然后通过超声设备重熔引入超声波，超声电流恒定，超声作用时间为100 s。熔炼全程在真空条件下进行，并使用高纯氩气进行保护，防止样品氧化。每个铸锭的重量为45 g，直径为Ø32 mm，高度为15 mm。

将纽扣锭沿着纵向中心线切割，对中心面进行研磨、抛光和腐蚀。腐蚀液组成（均用体积分数表示）为：HF（5%）+HNO3（10%）+H2O（85%）。采用Olympus GX71光学显微镜（OM）拍摄金相照片，Quanta 200F型场发射扫描电子显微镜和蔡司场发射扫描电镜Merlin Compact（SEM）用于高倍数下的组织观察。采用设备附带的能谱功能（EDS）对合金成分进行打点和面扫分析。采用X射线衍射（XRD）实验设备进行相组成分析，用于XRD实验测量的样品尺寸为20 mm×15 mm，扫描面为整个表面。实验选取的扫描角度范围为20°～90°，扫描速度为8 (°)/min。

压缩样品是尺寸为Ø3 mm×4 mm的圆柱体，采用电子万能材料试验机（AGX-plus 20 kN/5 kN）以0.5 mm/min的加载速率完成压缩实验。压缩性能取合金失效时的数值，以每个成分合金3次测试结果的平均值作为最终结果。

2 实验结果

2.1 超声辅助熔铸Ti42Al6Nb2.6C0.8Ta- xB合金的显微组织

图1为超声辅助熔铸下Ti42Al6Nb2.6C0.8Ta-B合金的显微组织，可以看出，加入B元素后该合金的显微组织为全片层形貌，基体中析出Ti2AlC和TiB相。硼化物的形态分为3种：弯曲状、短棒状和少数细小球状，如图1c—f所示。当B含量增加时，基体中析出的黑色块状物γ相含量也随之增加。在片层团之间存在大量的白色沉淀相，如图1a所示，这是Nb和Ta偏析形成的B2相。随着B含量从0增加到2.0%，B2相含量出现先减少后增加的变化趋势，而硼化物含量持续增加。

根据统计学原则，采用截线法计算片层团的尺寸，统计结果如图2所示。当硼含量从0增加到1.2%时，片层团的尺寸从30.3 μm减小到16.6 μm，硼含量继续增加到2.0%时，片层团的尺寸从16.6 μm增大到23.1 μm。

图1 超声辅助熔铸Ti42Al6Nb2.6C0.8Ta-xB合金随B含量变化的显微组织

图2 超声辅助熔铸Ti42Al6Nb2.6C0.8Ta‒xB合金片层团尺寸

为了详细研究合金元素的分布和相组成，通过EDS对Ti42Al6Nb2.6C0.8Ta‒B合金进行成分分析，结果如图3所示，点扫描的测试结果列于表1中。根据图3a、b及表1中点2、5与点3、6的能谱分析结果可知，片层团间的白色析出相内Nb和Ta含量比片层团内高，白色析出相就是由β‒稳定元素偏析形成的B2相。点1、4、8、11的能谱分析结果表明，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，这是固溶了部分Nb和Ta的Ti2AlC相。同时，与点3、6、10、13的能谱分析结果对比可知，Ta更多地固溶进Ti2AlC相中，而Nb更多地固溶进片层团及片层之间。点7、9、12的能谱分析结果表明，该弯曲状析出相中Ti、Ta、Nb之和与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，检测时会包含部分基体，即TiAl相。由此可知，析出相为硼化物，即TiB相，与Ti2AlC相和基体片层团相比，TiB相含有的Ta和Nb元素都相对较多。

图3 超声辅助熔铸Ti42Al6Nb2.6C0.8Ta-xB合金的能谱分析

表1 图3中的能谱测试结果

Tab.1 The EDS test results in Fig.3

根据图3和表1的能谱分析结果可知，Ta和Nb主要固溶进片层团和片层团之间的沉淀相中。随着B元素的添加，基体中析出了硼化物，固溶的β稳定元素Ta和Nb增多，导致片层团之间的B2相减少。图4为Ti42Al6Nb2.6C0.8Ta0.8B合金的面扫描能谱分析结果。由图4可知，Nb和Al元素在片层间富集，C主要以析出相的形式存在于基体中。Ta更多地固溶在片层团之间的Ti2AlC相中，而Nb更多地固溶进片层之间，同时硼化物也固溶了部分Ta和Nb。

2.2 超声辅助熔铸Ti42Al6Nb2.6C0.8Ta- xB合金的相组成

图5是超声辅助熔铸Ti42Al6Nb2.6C0.8Ta‒B合金的XRD相组成分析。由图5可知，合金组成相为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相的衍射峰峰值较高，其他三相的衍射峰峰值都较低。随着B含量的增加，α2相的衍射峰峰值先减小后增大，γ相的衍射峰峰值先增大后减小。另外，合金中出现了少量的B2相，这主要是由于Nb和Ta没有完全固溶进基体中，出现偏析，因此形成了B2相。

图4 超声辅助熔铸Ti42Al6Nb2.6C0.8 Ta0.8B合金的面扫描结果

图5 超声辅助熔铸Ti42Al6Nb2.6C0.8Ta-xB合金的XRD衍射图谱

为了进一步研究超声作用下B元素对Ti42Al6Nb2.6C0.8Ta合金各相含量的影响，通过Jade软件对XRD测试结果进行分析，计算合金显微组织中各相的相对含量[20]，并给出计算结果的拟合线，如图6所示。

合金中的相含量和衍射峰强度可表示为：

(2)

在双相TiAl基合金中，γ‒TiAl相的含量相对较高，可作为基准相来表征α2‒Ti3Al、Ti2AlC、TiB和B2相的相对含量变化。那么文中各相的相对含量可以表示为

根据图6可知，随着B含量从0增加到1.2%，γ相的相对含量增加，α2相和B2相的相对含量减少。当B含量继续增加到2.0%时，γ相的相对含量减少，与之相反，α2相和B2相的相对含量增加。而Ti2AlC相和TiB相的相对含量随着B含量的增加而增加。其中，Ti2AlC相的变化幅度不大，TiB相的相对含量增加幅度更大。B元素在TiAl合金中固溶度较低，主要以(Ti, Ta, Nb)B相形式析出。

图6 超声辅助熔铸Ti42Al6Nb2.6C0.8Ta-xB合金的相对相含量

2.3 超声辅助熔铸Ti42Al6Nb2.6C0.8Ta- xB合金的力学性能

图7为超声辅助熔铸Ti42Al6Nb2.6C0.8Ta‒B合金的压缩性能。当硼含量从0增加到1.6%时，压缩强度从1 701 MPa增加到2 176 MPa，压缩率从25.5%增加到32.6%。合金压缩性能大幅度提高，压缩强度和压缩率都是原来的1.3倍。当硼含量从1.6%继续增加到2.0%时，合金性能出现小幅度的降低，压缩强度从2 176 MPa降低到2 122 MPa，压缩率从32.6%降低到31.8%。合金性能的大幅度提高主要受片层团细化和各相相对含量变化的影响，尤其是B2相的减少。

图8是Ti42Al6Nb2.6C0.8Ta‒B合金压缩试验后断口附近的裂纹扩展路线。由图8可知，裂纹优先起源于片层团间的白色B2相，且沿晶扩展。合金中的硬质相TiB和Ti2AlC相都能阻碍裂纹的扩展，使裂纹偏转或终止。当析出相与裂纹扩展方向一致或团聚搭接时，裂纹容易沿着析出相与基体的界面处扩展出去，从而降低合金的力学性能。

图7 超声辅助熔铸Ti42Al6Nb2.6C0.8Ta‒xB合金的压缩性能

图8 压缩断口附近的裂纹扩展路径

图9是Ti42Al6Nb2.6C0.8Ta‒B合金的断口形貌，合金的断裂方式为脆性断裂，断口处有大量的解理面和解理台阶，同时还能观察到TiB相和Ti2AlC相。随着B元素含量的增加，片层团被细化，片层尺寸减小，如图9b、f所示。在合金受力变形的过程中，硬质相TiB和Ti2AlC起到了阻碍裂纹扩展的作用，使裂纹发生偏转，从而提高了合金性能。同时，Ti2AlC相的拔出和偏移机制也有益于改善合金性能。

图9 超声辅助熔铸Ti42Al6Nb2.6C0.8Ta‒xB合金的断口形貌

3 讨论

3.1 超声辅助熔铸Ti42Al6Nb2.6C0.8Ta- xB合金的组织演变机制

当B元素含量较低时，低浓度的B原子容易在凝固界面前沿的液相中扩散，不易富集，析出相为初级TiB，其他研究也报道了类似的结果[21-22]。少量的初级TiB相沉淀在β相的枝晶间和残余液相中，初级TiB作为异质形核基底，数量较少，无法有效提高形核率。随着温度的降低，次生的TiB相沉淀较晚，不能起到辅助成核的作用。但是硼在TiAl合金基体中的溶解度很低，在凝固之前就被排入到液相中。当液相中的硼浓度达到一定值时，会引起成分过冷，并且在凝固界面前沿的液相中形成与先前存在的晶粒没有取向关系的新晶粒，从而细化晶粒。Hu等[23]还发现，凝固界面前沿中足够的硼元素是晶粒细化的关键。因此，低含量B元素的添加对凝固组织细化的影响并不明显，但成分过冷起着重要作用。随着越来越多新晶粒的形成，凝固界面前沿液相中硼的溶解度达到临界浓度，硼化物沉淀，液相中硼的浓度相应降低，此时硼对合金的细化作用不明显。

随着B元素含量的增加，大量的B原子在凝固界面前沿排入熔体中，B原子富集加剧了成分过冷，促进了β相的成核。随着凝固过程的进行，大量的初生TiB相在β相枝晶间析出，为α相提供了非均匀形核的核心。同时，超声波的空化效应破碎了初生TiB相，导致α相的形核质点增加，TiB相能够限制组织界面的迁移，阻碍晶粒过度长大，再加上大量的成分过冷，这几个因素共同作用，显著细化了凝固组织。但是，一旦出现α相，细化效果就会大大降低，Hecht等[24]也发现了类似的结果。

超声波主要具有空化、声流、机械等效应，能够破碎初生相，增加异质形核质点，从而细化组织。随着凝固的进行，当合金熔体中液相的体积分数小于一定值时，合金熔体的黏度增大，超声波的空化效应和声流效应产生的作用将大大降低。在凝固过程中，Nb和Ta原子会优先固溶进硼化物中作为TiB相的强稳定元素，从而促进TiB的析出，这会削弱硼元素作为合金细化剂的作用。同时，由于TiB相固溶了大量的Nb和Ta原子，导致液相中Nb和Ta原子作为异质形核质点促进晶粒细化的作用大大降低。大量的Nb和Ta原子被固溶进TiB相也会减小固液相区，导致超声有效作用时间的减少。因此，当添加的B元素含量超过1.2%时，片层团尺寸反而有增大的趋势。

硼化物的形态与硼含量有关。随着硼含量的变化，硼化物形貌也会发生变化，弯曲的硼化物具有优先的生长方向，因此形成长而弯曲的形状；棒状硼化物的生长方向复杂且多向，因此形成厚而直的形状[25]。在凝固过程中，当硼含量较低时，若熔体中的局部硼浓度达到硼的溶解度极限，硼化物将逐渐沉淀并形成弯曲的形状；当硼含量高时，硼化物会随机沉淀形成棒状硼化物。Yang等[26]也发现了类似的结果。

未添加硼时，Ti42Al6Nb2.6C0.8Ta合金基体对Nb和Ta的固溶度比较低。由于冷却速度较快，Nb、Ta等β相稳定元素在相变过程中来不及扩散，β→α转变不完全，因此在枝晶间留有富含Nb、Ta元素的B2相。图10总结了具有不同B含量合金的微观结构演变机制。当加入少量硼（0.4%～1.2%）时，硼被排入到凝固界面前沿，导致成分过冷，组织被细化。同时，Nb和Ta固溶进硼化物，元素分布更均匀，B2相减少。当添加高含量的硼（1.6%～2.0%）时，大量的硼化物析出，固溶更多Nb和Ta元素的同时也减小了固液相区，导致超声有效作用时间减少；同时，大量的硼化物还增大了液相的黏度。两个因素共同作用，使得超声的声流效应大大减弱，促进元素均匀分布的效果相应变差，B2相反而出现增加的趋势。

图10 超声辅助熔铸Ti42Al6Nb2.6C0.8Ta-xB合金的组织演变示意图

3.2 超声辅助熔铸Ti42Al6Nb2.6C0.8Ta- xB合金的强化机制

压缩性能的提高主要受晶粒细化强化、Nb和Ta的固溶强化及硼化物沉淀强化的影响。加入硼后，由于原位增强相对微观结构细化的影响，析出相和片层团被细化。随着基体中硼浓度的增加，细化效果越来越好。TiAl基合金片层团尺寸和强度之间的关系满足霍尔‒佩奇公式[27]，见式（7）。

如图1、图2所示，硼的添加显著细化了片层团。根据式（7），细化的片层团有助于提高室温下合金的性能。因此，组织中片层团的细化对提高TiAl合金性能的影响很大。根据EDS测试结果可知，硼化物对Nb和Ta具有一定的固溶度，对于Ti42Al6Nb2.6C0.8Ta‒B合金，随着硼化物的析出，B2相有所减少。同时，Nb和Ta的固溶强化作用也有助于提高硼化物的强度。合金被强化的原因不仅包括Nb和Ta的固溶强化作用，也包括硼化物的沉淀强化作用。硼化物增强相作为硬质相，随机分布在基体中。无论是在晶界还是相界处，当合金受到外力作用时，增强相都会阻碍位错的运动，导致大量位错在增强相附近塞积。同时也会增加合金吸收的外力，从而提高合金的抗变形能力。然而，压缩性能并不总是随着硼添加量的增加而持续增强。

当添加的硼含量超过1.6%时，合金显微组织中的硼化物含量增加，出现团聚现象。在受力过程中，裂纹很容易沿着团聚的硼化物扩展。同时，硼化物对Nb和Ta元素作为异质形核质点促进晶粒细化作用的削弱导致片层团尺寸增大，此时晶粒细化强化效果有所减弱。合金的力学性能出现小幅度的降低，除了受组织结构粗化的影响，还与B2相含量的增加有关。裂纹往往优先在B2相中萌生，如图9所示，B2相的增加也是合金性能的不利因素之一。因此，当硼含量超过1.6%时，合金压缩性能反而出现下降的趋势。但合金的力学性能受到多重因素的影响，因此在综合效应下其性能仍然得到了改善。当硼含量超过1.6%时，TiAl合金的室温压缩性能有所下降，但力学性能仍然比未添加硼元素时提高了很多。

本研究中，析出的硼化物有两种主要形态，即弯曲状硼化物和棒状硼化物。硼化物的形貌也是影响TiAl基合金性能的原因之一。当硼含量较低时，硼化物在凝固过程中往往会形成长而弯曲的形貌。这时，沿着长带硼化物/基体界面的脱粘导致材料过早失效。随着硼含量的增加，长而弯曲的硼化物逐渐减少，而短棒状硼化物和球状硼化物逐渐增加。这类硼化物不仅为晶粒细化提供异质形核质点，而且在阻碍裂纹扩展方面发挥了作用。在β→α相变期间，α相可能在硼化物上成核，并且具有由硼化物而不是β枝晶定义的片层团取向。通过这种方式，无论先前的β枝晶方向如何，都可以在枝晶间周围形成平行的α晶粒[28]。这些片层团相同的片层取向将导致它们同时开裂，因为每当应力条件适合于一个片层团产生裂纹时，它也适合于周围具有相同片层方向的平行片层团，从而产生裂纹。当一组彼此靠近的平行片层团受力时，一组彼此靠近的小裂纹同时形成。许多小裂纹的集体效应相当于一个大裂纹，即使每个单独的裂纹都小于临界裂纹尺寸，也会造成合金的失效。随着硼化物的增加，平行的片层团增加，合金的性能有所降低。

4 结论

加入B元素后，超声辅助熔铸的Ti42Al6Nb2.6C0.8Ta合金组织和力学性能有所改善，特别是对于片层团的细化及B2相的调控。研究了片层团尺寸、元素分布、硼化物形貌、压缩性能和断口形貌，揭示了B与超声耦合作用下合金的组织演变和强韧化机制。主要结论如下。

1）γ相的相对含量先增加后减少，α2相和B2相的相对含量先减少后增加。Ti2AlC相和TiB相的相对含量随着B含量的增加而持续增加。硼化物的析出固溶了部分Nb和Ta元素，同时增大了液相的黏度，使得超声的声流效应大大减弱。

2）当硼含量从0增加到1.2%时，片层团的尺寸从30.3 μm减小到16.6 μm。B元素引起的成分过冷、异质形核质点的增加及超声对初生相的破碎共同作用，细化了合金的组织。

3）对于Ti42Al6Nb2.6C0.8Ta‒B合金，当硼含量从0增加到1.6%时，压缩强度从1 701 MPa增加到2 176 MPa，压缩率从25.5%增加到32.6%。合金压缩性能大幅度提高，压缩强度和压缩率均提高了1.3倍。

4）片层团尺寸的细化、Nb和Ta的固溶及棒状硼化物含量的增加是提高合金压缩性能的主要原因。硼化物析出既起到固溶Nb和Ta的作用，也起到沉淀强化的作用。

致谢 感谢国家自然基金青年基金项目（No. 52101038）、国家自然科学基金（No. 51825401）、黑龙江省国家自然科学基金（LH2020E031）和黑龙江省博士后科学基金（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

国家自然基金青年基金（52101038）；国家自然科学基金（51825401）；黑龙江省国家自然科学基金（LH2020E031）；黑龙江省博士后科学基金（LBH‒Z19154）

陈瑞润（1975—），男，博士，教授，主要研究方向为先进材料熔炼与凝固。