B是高溫合金中重要的晶界強化元素[1,2,3]，但它同時強烈地促進元素偏析和有害相析出[4,5,6]。B在高溫合金中具有不同的存在形式，既可以以原子態在基體中固溶或在界面處偏聚，也可以在晶界處析出硼化物，其作用與其存在形式密切相關。研究[7,8]表明，B在不同高溫合金中的存在形式存在明顯的差別。例如，B在617B等合金中主要以固溶的形式存在于基體中，所以在這些合金中未見硼化物析出；但在IN738和René80等合金中，卻由于B在基體中的固溶度很低而析出硼化物[8,9,10,11]。最近的研究[12,13,14,15]表明，B不僅可以強化高溫合金的晶界，而且可以通過影響基體γ相和沉淀強化相γ'之間的錯配度來強化合金基體，提高合金性能。以上研究結果說明，由于元素之間具有交互作用，B在不同合金中的作用不可避免地存在差異，要達到合理控制B含量的目的，還需要在具體合金中研究B的分布及其作用[16,17,18,19,20,21,22]。

K417G合金是在IN100合金成分基礎上發展而成的先進合金，它克服了IN100合金σ相析出傾向大的缺點，在我國先進航空發動機中廣泛用于制作工作葉片和導向葉片[23]。K417G合金具有密度低和中溫強度高的優點，適用于高推比發動機，具有較好的應用前景。本工作研究了B含量對K417G合金顯微組織和力學性能的影響規律，及其與B的存在方式之間的關系，可以為實際應用中合理地控制K417G合金中的B含量提供研究基礎。

采用真空感應爐冶煉K417G母合金，其主要化學成分(質量分數，%)為：Cr 8.79，Co 10.1，Mo 3.15，Al 5.39，Ti 4.35，V 0.74，B 0.015，Ni余量。再采用真空感應爐將母合金重熔澆鑄成7爐子合金試棒組，試棒總長80 mm；標距段長度30 mm，直徑8 mm；兩端螺紋段長度各25 mm，直徑16.5 mm。重熔過程中加入不同含量的B，7爐子合金中的B分析含量(質量分數)分別為0.0017%、0.0059%、0.012%、0.016%、0.025%、0.036%和0.060%。K417G合金技術條件規定的B含量成分范圍為：0.012%~0.024%。本工作為了彰顯B的作用規律，B含量的加入范圍有所擴大。為了消除工藝參數波動產生的影響，保持各子合金的熔煉和澆鑄工藝相同，以保證各合金的凝固條件相同。為了分析B含量對K417G合金鑄態組織和元素偏析的影響，在試棒的螺紋端相同部位切取2 mm厚金相試樣，以保證各試樣在凝固過程中的冷卻速率等條件相同。分析各合金的鑄態組織和元素偏析情況。采用超高溫綜合熱分析儀(DSC)分析B對合金凝固過程的影響。采用Axio Observer Z1光學顯微鏡(OM)和JSM-6301F掃描電鏡(SEM)觀察析出相形貌。按GB/T2039-1997加工標準的拉伸和持久試樣，測試900 ℃拉伸和900 ℃、315 MPa持久性能。采用SEM觀察拉伸和持久試樣的斷口。將斷裂試樣沿軸向剖開，觀察斷口附近的組織，分析拉伸和持久過程中裂紋萌生和擴展情況。

圖1為不同B含量K417G合金鑄態組織的OM像。可以看出，隨B含量提高，鑄態枝晶組織發生了較大的變化。當B含量不高于0.0059%時，晶粒尺寸比較細小(圖1a和b)。當B含量達到0.012%以后，晶粒尺寸明顯粗化(圖1c)。B含量繼續升高，晶粒度呈粗細不均的變化趨勢(圖1d)。

圖2為不同B含量K417G合金中(γ+γ')共晶相形貌的OM像。可以看出，隨B含量升高，(γ+γ')共晶尺寸明顯增大，析出數量顯著增多。圖3為不同B含量K417G合金析出(γ+γ')共晶面積分數的統計結果。可以看出，隨B含量增加，(γ+γ')共晶析出量迅速增加，二者基本上呈線性關系。

圖4為不同B含量合金中硼化物的析出情況。可見，當B含量不超過0.036%時，硼化物在晶界和共晶前沿呈顆粒狀或棒狀析出，析出量隨B含量的升高而增多。B含量為0.0017%時，合金的晶界析出相十分稀少(圖4a)，B含量為0.036%的合金，晶界和共晶(γ+γ′)前沿硼化物析出明顯增多(圖4b和c)。當B含量達到0.060%以后，硼化物在晶界以細小的短棒狀連續析出(圖4d)，在(γ+γ′)共晶前沿的析出呈共晶態(圖4e)。

圖5為不同B含量K417G合金的DSC曲線。圖5a為含0.0017%B合金的差熱分析降溫曲線，按溫度從高到低的順序，各放熱峰對應的相變分別為基體γ相凝固(1337 ℃)、碳化物析出(1313 ℃)、共晶(γ+γ′)相析出(1305 ℃)、γ′相從固態γ基體中二次析出(1194 ℃)。如圖5b所示，B含量升高到0.036%時，基體γ相、碳化物和共晶(γ+γ')相的析出溫度分別為1332、1304和1294 ℃，分別降低了5、9和11 ℃。但γ'相的二次析出溫度保持不變，仍為1194 ℃。比較圖5a和b可以看到，與B含量為0.0017%的合金相比，B含量為0.036%合金在1241 ℃多了一個析出峰。由圖4可以看出，硼化物總是在晶界或共晶前沿析出，說明其析出溫度低于共晶(γ+γ')相。因此可以確定，1241 ℃處為硼化物析出峰。

盡管B降低K417G合金中各種一次相的析出溫度并導致硼化物的一次析出，但對γ'相的二次析出溫度沒有影響。這說明K417G合金中B的加入量對B在基體中的固溶濃度影響較小。如圖4所示，隨B含量增加，在晶界或共晶前沿析出的硼化物數量增多，說明B在凝固過程中主要向剩余液體中偏聚，即B在K417G合金中主要以硼化物的形態存在。

2.2.1 對900 ℃拉伸性能的影響

圖6為B含量對K417G合金900 ℃拉伸性能的影響。如圖6a所示，當B含量低于0.036%時，添加B對合金的900 ℃拉伸斷裂強度影響不大；當B含量增加至0.06%時，斷裂強度略有降低。當B含量低于0.012%時，對合金的900 ℃拉伸屈服強度影響不大；當B含量超過0.012%后，屈服強度隨B含量的增加稍有升高。如圖6b所示，當B含量低于0.036%時，拉伸塑性隨B含量的增加快速升高。當B含量超過0.036%以后，拉伸塑性又隨B含量的增加快速下降。

不同B含量K417G合金900 ℃拉伸試樣的宏觀斷口及其縱截面形貌的SEM像如圖7所示。可以看出，B含量為0.0017%和0.060%的K417G合金的拉伸斷口均呈明顯的波浪狀花樣(圖7a和e)，而其它B含量合金的拉伸斷口則沒有這種花樣，起伏較小(圖7c)。從圖7b、d和f可以看出，當B含量低于0.036%時，拉伸斷口均呈明顯的沿晶開裂特征(圖7b和d)，但含0.0017%B合金的二次裂紋較多(圖7b)。B含量達到0.060%時，裂紋傾向于沿共晶前沿萌生和擴展(圖7f)。

2.2.2 對900 ℃、315 MPa持久性能的影響

圖8為不同B含量K417G合金的900 ℃、315 MPa持久性能。可以看出，當B含量由0.0017%增加至0.0059%時，持久壽命和塑性急劇提高。當B含量在0.0059%至0.036%范圍內時，持久壽命隨B含量增加趨勢稍有變緩，持久塑性無明顯的規律性變化。B含量超過0.036%后，持久壽命和塑性迅速降低。

圖9為不同B含量K417G合金的持久斷口宏觀形貌和顯微形貌的SEM像。從圖9a、c和e可以看出，當B含量小于等于0.0017%時，持久斷口呈波紋狀花樣(圖9a)；當B含量處于0.016%至0.036%之間時，波紋狀花樣僅在局部存在(圖9c)；當B含量為0.060%時，波紋狀特征又有所增強(圖9e)。由圖9b、d和f可以看出，當B含量為0.0017%時，晶界裂紋連續擴展(圖9b)；當B含量為0.036%時，持久裂紋沿晶界斷續擴展(圖9d)；當B含量為0.060%時，持久裂紋主要在(γ+γ?)共晶前沿萌生和擴展(圖9f)。

研究[4,5]表明，B具有比較強烈的偏析傾向，凝固過程中傾向于向剩余液體中偏聚，阻礙合金的凝固。隨著凝固的進行，剩余液體越來越少，B在剩余液體中的濃度越來越高，對凝固過程的影響也越來越大。本工作進一步證實B對凝固后期(γ+γ')共晶析出溫度的影響程度遠高于其對凝固初期γ相析出溫度的影響(圖5)，并且強烈地促進(γ+γ')共晶的析出(圖3和4)。因此，過去一直將研究的重點放在B對終凝溫度或凝固后期的影響，對凝固前期的影響則有所忽略[23]。但是，如圖1所示，隨B含量提高，K417G合金的晶粒呈現先粗化然后細化的變化過程。晶粒組織決定于基體γ相的形核和長大，所以圖1說明B對合金凝固的早期，即在基體γ相形核階段就可能產生明顯的影響。如圖5所示，B含量由0.0017%增加至0.036%，K417G合金基體γ相的析出溫度由1337 ℃降低為1332 ℃，說明B具有抑制基體γ相形核的作用。圖1也表明，B含量增加至0.036%時，合金的晶粒明顯粗化，與B降低基體γ相形核的作用相吻合。但是，當B含量升高至0.060%后，合金的晶粒變得粗細不均，局部明顯細化(圖1d)，這似乎又否定了B降低γ相形核率的結論。高溫熔體注入鑄模后，首先在模壁上形核并在熱流的引導下向鑄模心部生長。從試樣外緣處的晶粒組織看，晶粒數量是隨B含量增加而減少的。如圖1d所示，含0.060%B合金左下角的晶粒寬度很大，但向內部生長的深度很淺，而其它低B含量合金的晶粒幾乎生長到中心部位。這說明，B含量進一步增加后，其抑制基體γ相形核的作用仍然有效，但同時抑制晶粒長大的作用也變得更強。由于B阻礙基體γ相的生長，其放出的凝固潛熱減少，試樣內部的液體可以獲得較高的過冷度。同時由于基體的生長速率較慢，試樣內部的液體中B的偏聚并不嚴重。因此，γ相得以在高B含量試樣內部形核，局部晶粒又有細化的趨勢(圖1d)。

試樣拉伸過程中，當拉應力升高到一定水平后，位錯開動并導致塑性變形，此時應力達到了屈服強度。當晶界析出物較多的時候，位錯開動的阻力增大，合金的屈服強度隨之增大。如圖4所示，隨B含量增加，晶界硼化物析出顯著增多，對位錯開動的阻力增大，所以K417G合金的屈服強度隨B含量的增加而升高(圖6a)。

如圖7b所示，B含量為0.0017%的K417G合金拉伸斷裂試樣不僅呈典型的沿晶斷裂特征，并且二次裂紋相對較多，說明晶界裂紋容易萌生和擴展。該合金的斷口呈明顯的波紋狀特征(圖7a)，這應該是沿晶斷裂暴露出的枝晶表面。B含量增加至0.036%時，雖然試樣仍呈沿晶斷裂特征(圖7d)，但斷口上的波紋狀特征有所減弱，說明晶粒在斷裂前發生了較大的變形，即晶界強度有所增強。如圖6b所示，B含量由0.0017%增加至0.036%時，合金的拉伸塑性顯著升高，證實了以上分析。B含量增加至0.060%時，斷口上的波紋狀特征又明顯增強(圖7f)，說明晶界裂紋又變得容易萌生和擴展。此時拉伸塑性也顯著降低(圖6b)，說明晶界強度有所降低，晶粒變形程度有所減小。

圖10為不同B含量K417G合金拉伸斷口高倍形貌及斷口縱截面形貌的SEM像。圖10表明，以上斷裂特征源于硼化物在晶界析出的變化。與B含量為0.0017%合金相比(圖10a)，B含量為0.036%合金的斷口表面呈現較多類似解理的小平面(圖10b)，這應該是硼化物碎裂或沿其表面開裂留下的痕跡(圖10c)，這同時也說明硼化物可以阻礙裂紋的擴展。如圖4所示，隨B含量增加，晶界硼化物析出增多，因此可以有效地阻礙裂紋沿晶界的擴展。但是，當B含量達到0.060%時，晶界上暴露出較多光滑的平面，間或出現“蟻卵”狀組織(圖10d)。如圖7f所示，含0.060%B的K417G合金的裂紋傾向于在(γ+γ')共晶前沿萌生和擴展。如圖4e所示，該合金的共晶前沿有共晶態硼化物析出。因此可以推測，共晶態硼化物與共晶前沿所形成的界面結合強度較低，拉伸過程中容易開裂，“蟻卵”狀組織從形態上看應該是共晶前沿析出的共晶態硼化物。含0.060%B合金的拉伸斷裂強度和塑性均較低(圖6)，也說明共晶態硼化物和(γ+γ')共晶之間的界面結合強度較低。

如圖6a所示，盡管B含量低于0.036%時可以顯著提高K417G合金的拉伸屈服強度，但對拉伸斷裂強度卻沒有明顯影響。如圖7所示，所有合金的拉伸試樣均呈沿晶斷裂方式。K417G合金900 ℃拉伸過程中，裂紋很可能是在缺乏硼化物強化的薄弱晶界處首先萌生，因此低B含量合金拉伸斷口附近的二次裂紋最多。B含量增加之后，雖然硼化物析出增多，但仍然存在缺乏硼化物析出的晶界，裂紋仍可在這些缺乏硼化物析出的晶界處萌生。因此，K417G合金的斷裂強度主要取決于晶界本征強度，B含量的影響較小。但是，當B含量達到0.060%以后，可能是由于共晶態硼化物與(γ+γ')共晶之間界面的結合強度低于晶界強度，所以K417G合金的斷裂強度明顯降低。

持久壽命對于晶界強度更加敏感。當B含量低于0.036%時，由于隨B含量的增加硼化物析出增多，對晶界的強化作用增強，所以K417G合金的持久壽命隨B含量增加顯著延長。由于晶界強度的增強，持久過程中晶內的蠕變量必然增大，所以B含量提高對持久塑性也有有益影響。當B含量達到0.060%以后，由于共晶態硼化物顯著降低界面強度，所以持久壽命和塑性迅速降低。

綜上所述，當硼化物以獨立的顆粒狀析出時，對晶界具有較強的強化作用，因此可以提高K417G合金的拉伸和持久性能；當共晶態硼化物析出時，則顯著地弱化晶界并降低拉伸和持久性能。實際生產過程中，B含量和凝固速率二者共同決定其對凝固偏析的影響，根據本工作的結果，以不析出共晶態硼化物為宜。對于截面尺寸較小或冷卻速率較快的鑄件，K417G合金的B含量可以向成分上限控制，以析出更多的顆粒狀硼化物強化晶界，提高合金的拉伸和持久性能。對于尺寸較大或凝固速率較低的鑄件，K417G合金的B含量可以向成分中線或下限控制，以避免共晶態硼化物析出，惡化合金性能。

綜上所述，本工作表明，可以通過控制B含量和凝固過程來控制硼化物的析出形態，充分發揮B的有益作用，避免其有害作用。

(1) B降低基體γ相的析出溫度和形核率并導致K417G合金鑄態組織粗化；B含量過高(≥0.060%)時，顯著阻礙γ相枝晶的早期生長，導致熔體內部由于過冷度升高而形核，局部晶粒組織細化。

(2) 當B含量低于0.036%時，硼化物以顆粒狀在晶界析出并對晶界產生強化作用，K417G合金的900 ℃拉伸性能和900 ℃、315 MPa持久性能隨B含量的升高而顯著提高。當B含量達到0.060%時，共晶態硼化物在(γ+γ')前沿析出，導致共晶硼化物與(γ+γ')的界面顯著弱化，拉伸和持久性能顯著降低