一种兼具室温韧性和热成型性能的Nb-Si基合金及其制备方法转让专利
申请号 : CN202211105269.7
文献号 : CN115466891B
文献日 : 2023-04-07
发明人 : 陈瑞润 , 王琪斌 , 王琪 , 陈德志 , 苏彦庆 , 吴士平 , 丁宏升
申请人 : 哈尔滨工业大学
摘要 :
一种兼具室温韧性和热成型性能的Nb‑Si基合金及其制备方法，本发明涉及一种兼具室温韧性和热成型性能的Nb‑Si基合金及其制备方法，本发明是为了解决现有Nb‑Si基合金由于热加工性能较差影响后续改善合金综合性能的问题，本发明兼具室温韧性和热成型性能的Nb‑Si基合金，由Nb、Ti、Si、Al、Fe、V元素组成，化学式为NbTiSiAlFeV，然后通过水冷铜坩埚真空非自耗熔炼制备得到，合金组织中含有新的低熔点硅化物相Nb4FeSi。在高温条件下，Nb4FeSi相的粘性流动可能起到协调变形的作用，从而实现了在不损害室温韧性的前提下，改善Nb‑Si基合金的热成型性能的目的。本发明应用于高温合金领域。
权利要求 :
1.一种兼具室温韧性和热成型性能的Nb‑Si基合金，其特征在于，Nb‑Si基合金化学式为Nb‑24Ti‑16Si‑2Al‑4Fe‑5V、Nb‑24Ti‑16Si‑2Al‑6Fe‑5V、Nb‑24Ti‑16Si‑2Al‑4Fe‑3V、Nb‑
20Ti‑16Si‑2Al‑6Fe‑5V、Nb‑24Ti‑18Si‑2Al‑6Fe‑5V、Nb‑20Ti‑16Si‑3Al‑4Fe‑7V或Nb‑
20Ti‑18Si‑2Al‑4Fe‑7V；
其中Nb‑24Ti‑16Si‑2Al‑4Fe‑5V按原子百分比由49％Nb、24％Ti、16％Si、2％Al、4％Fe和5％V组成；Nb‑24Ti‑16Si‑2Al‑6Fe‑5V按原子百分比由47％Nb、24％Ti、16％Si、2％Al、
6％Fe和5％V组成；Nb‑24Ti‑16Si‑2Al‑4Fe‑3V按原子百分比由51％Nb、24％Ti、16％Si、2％Al、4％Fe和3％V组成；Nb‑20Ti‑16Si‑2Al‑6Fe‑5V按原子百分比由51％Nb、20％Ti、16％Si、
2％Al、6％Fe和5％V组成；Nb‑24Ti‑18Si‑2Al‑6Fe‑5V按原子百分比由45％Nb、24％Ti、18％Si、2％Al、6％Fe和5％V组成；Nb‑20Ti‑16Si‑3Al‑4Fe‑7V按原子百分比由50％Nb、20％Ti、
16％Si、3％Al、4％Fe和7％V组成；Nb‑20Ti‑18Si‑2Al‑4Fe‑7V按原子百分比由49％Nb、20％Ti、18％Si、2％Al、4％Fe和7％V组成。
2.如权利要求1所述的一种兼具室温韧性和热成型性能的Nb‑Si基合金的制备方法，其特征在于该制备方法按以下步骤进行：一、按比例称取Nb、Ti、Si、Al、Fe和V，得到原材料；
二、对原材料和海绵钛进行预处理，然后依次按V、Fe、Si、Al、Ti、Nb的顺序从下至上添加入到熔炼炉的坩埚中，然后在熔炼炉的另一个坩埚中加入海绵钛，再将熔炼炉抽真空后充入氩气进行保护熔炼，冷却后，得到纽扣锭样品；
三、将纽扣锭样品反复熔炼为5‑8次，冷却得到兼具室温韧性和热成型性能的Nb‑Si基合金。
说明书 :
一种兼具室温韧性和热成型性能的Nb‑Si基合金及其制备
方法
技术领域
[0001] 本发明涉及一种兼具室温韧性和热成型性能的Nb‑Si基合金及其制备方法。
背景技术
[0002] 随着推重比和热效率的提高，对航空航天发动机热端部件的承温能力需求越来越高。Nb‑Si原位复合材料可承受1200℃以上的工作温度，被视为镍基高温合金的替代材料。然而，高体积分数硅化物的本征脆性限制了Nb‑Si基合金的工业应用。近年来主要是通过合
1/2
金化手段来解决室温韧性不足问题，但所取得的成果距离工业应用要求(KQ>20MPa·m )仍然存在不小的差距。
1/2
金化手段来解决室温韧性不足问题，但所取得的成果距离工业应用要求(KQ>20MPa·m )仍然存在不小的差距。
[0003] 有研究表明，随着晶界数量的增加，Nbss晶粒尺寸的减小可以有效地提高Nb‑Si基合金的断裂韧性。热机械加工(热锻造、热挤压等)是重构和细化合金微观组织的有效且方便的技术。热变形后，Nbss晶粒被显著细化，硅化物的尺寸和形态也会发生明显改变，从而1
有可能进一步改善合金综合性能。已有研究表明，铸态Nb‑10Si合金的KQ值仅为9.6MPa·m/2 1/2
，但经热挤压后达到了20.6MPa·m 。然而，目前Nb‑Si基合金的热加工变形仍局限于Nb‑Si二元合金领域，而由于多元合金体系存在难加工、变形能力差、强度和塑韧性不匹配等问题，使得该合金在机械加工技术方面的应用受到限制。因此有必要开发一种新型的Nb‑Si基合金体系，拓宽其热加工窗口，改善热加工性能，从而达到进一步改善该合金综合力学性能的目的。
有可能进一步改善合金综合性能。已有研究表明，铸态Nb‑10Si合金的KQ值仅为9.6MPa·m/2 1/2
，但经热挤压后达到了20.6MPa·m 。然而，目前Nb‑Si基合金的热加工变形仍局限于Nb‑Si二元合金领域，而由于多元合金体系存在难加工、变形能力差、强度和塑韧性不匹配等问题，使得该合金在机械加工技术方面的应用受到限制。因此有必要开发一种新型的Nb‑Si基合金体系，拓宽其热加工窗口，改善热加工性能，从而达到进一步改善该合金综合力学性能的目的。
发明内容
[0004] 本发明的目的是为了解决现有Nb‑Si基合金由于热加工性能较差影响后续改善合金综合性能的问题，提出一种兼具室温韧性和热成型性能的Nb‑Si基合金及其制备方法。
[0005] 本发明一种兼具室温韧性和热成型性能的Nb‑Si基合金，由Nb、Ti、Si、Al、Fe和V元素组成，化学式为NbTiSiAlFeV，按照原子百分比由以下组成：14‑18％的Si，20‑24％的Ti，1‑3％的Al，0‑6％的Fe，0‑7％的V和余量的Nb。
[0006] 本发明一种兼具室温韧性和热成型性能的Nb‑Si基合金的制备方法，按以下步骤进行：一、按原子百分比14‑18％的Si，20‑24％的Ti，1‑3％的Al，2‑6％的Fe，0‑7％的V，余量为Nb的比例称取Nb、Ti、Si、Al、Fe和V，得到原材料；其中各组分原子百分比之和为100％；
[0007] 二、对原材料和海绵钛进行预处理，然后依次按V、Fe、Si、Al、Ti、Nb的顺序从下至上添加入到熔炼炉的坩埚中，然后在熔炼炉的另一个坩埚中加入海绵钛，再将熔炼炉抽真空后充入氩气进行保护熔炼，冷却后，得到纽扣锭样品；
[0008] 三、将纽扣锭样品反复熔炼为5‑8次，冷却得到兼具室温韧性和热成型性能的Nb‑Si基合金。
[0009] 本发明具备以下有益效果：
[0010] 一、本发明的合金组织中含有新的低熔点硅化物相Nb4FeSi。在高温条件下，Nb4FeSi相的粘性流动可能起到协调变形的作用，从而实现了在不损害室温韧性的前提下，改善Nb‑Si基合金的热成型性能的目的。
[0011] 二、本发明的合金通过水冷铜坩埚真空非自耗熔炼制备得到，成本低廉，工艺简单，制备周期短，组织中具有细小的Nbss/Nb5Si3共晶结构。
[0012] 三、本发明制备的合金综合性能得到改善，具有较强的热变形能力，拓宽了热加工窗口，填补了在热变形领域的空白，是一种极具发展潜力的Nb‑Si基合金。
附图说明
[0013] 图1为实施例三和五制备的Nb‑Ti‑Si‑Al‑Fe‑V合金的XRD图；
[0014] 图2为实施例二、五制备的Nb‑Ti‑Si‑Al‑Fe‑V合金扫描电镜组织图；
[0015] 图3为实施例一至五制备的Nb‑Ti‑Si‑Al‑Fe‑V合金断裂韧性测试曲线；
[0016] 图4为实施例一至五制备的Nb‑Ti‑Si‑Al‑Fe‑V合金高温压缩应力应变曲线；
[0017] 图5为实施例五和实施例三制备的Nb‑Ti‑Si‑Al‑Fe‑V合金变形后的宏观形貌对比。
具体实施方式
[0018] 本发明技术方案不局限于以下所列举的具体实施方式，还包括各具体实施方式之间的任意组合。
[0019] 具体实施方式一：本实施方式一种兼具室温韧性和热成型性能的Nb‑Si基合金，由Nb、Ti、Si、Al、Fe和V元素组成，化学式为NbTiSiAlFeV，按照原子百分比由以下组成：14‑18％的Si，20‑24％的Ti，1‑3％的Al，0‑6％的Fe，0‑7％的V和余量的Nb。
[0020] 具体实施方式二：本实施方式与具体实施方式一不同的是：Nb‑Si基合金按原子百分比由49％Nb、24％Ti、16％Si、2％Al、4％Fe和5％V组成，化学式为Nb‑24Ti‑16Si‑2Al‑4Fe‑5V。其他与具体实施方式一相同。
[0021] 具体实施方式三：本实施方式与具体实施方式一或二不同的是：Nb‑Si基合金按原子百分比由47％Nb、24％Ti、16％Si、2％Al、6％Fe和5％V组成，化学式为Nb‑24Ti‑16Si‑2Al‑6Fe‑5V。其他与具体实施方式一或二相同。
[0022] 具体实施方式四：本实施方式与具体实施方式一至三之一不同的是：Nb‑Si基合金按原子百分比由51％Nb、24％Ti、16％Si、2％Al、4％Fe和3％V组成，化学式为Nb‑24Ti‑16Si‑2Al‑4Fe‑3V。其他与具体实施方式一至三之一相同。
[0023] 具体实施方式五：本实施方式与具体实施方式一至四之一不同的是：Nb‑Si基合金按原子百分比由58％Nb、24％Ti、16％Si和2％Al组成，化学式为Nb‑24Ti‑16Si‑2Al。其他与具体实施方式一至四之一相同。
[0024] 具体实施方式六：本实施方式与具体实施方式一至五之一不同的是：Nb‑Si基合金按原子百分比由51％Nb、20％Ti、16％Si、2％Al、6％Fe和5％V组成，化学式为Nb‑20Ti‑16Si‑2Al‑6Fe‑5V。其他与具体实施方式一至五之一相同。
[0025] 具体实施方式七：本实施方式与具体实施方式一至六之一不同的是：Nb‑Si基合金按原子百分比由45％Nb、24％Ti、18％Si、2％Al、6％Fe和5％V组成，化学式为Nb‑24Ti‑18Si‑2Al‑6Fe‑5V。其他与具体实施方式一至六之一相同。
[0026] 具体实施方式八：本实施方式与具体实施方式一至七之一不同的是：Nb‑Si基合金按原子百分比由50％Nb、20％Ti、16％Si、3％Al、4％Fe和7％V组成，化学式为Nb‑20Ti‑16Si‑3Al‑4Fe‑7V。其他与具体实施方式一至七之一相同。
[0027] 具体实施方式九：本实施方式与具体实施方式一至八之一不同的是：Nb‑Si基合金按原子百分比由49％Nb、20％Ti、18％Si、2％Al、4％Fe和7％V组成，化学式为Nb‑20Ti‑18Si‑2Al‑4Fe‑7V。其他与具体实施方式一至八之一相同。
[0028] 具体实施方式十：本实施方式一种兼具室温韧性和热成型性能的Nb‑Si基合金的制备方法，按以下步骤进行：一、按原子百分比14‑18％的Si，20‑24％的Ti，1‑3％的Al，0‑6％的Fe，0‑7％的V，余量为Nb的比例称取Nb、Ti、Si、Al、Fe和V，得到原材料；其中各组分原子百分比之和为100％；
[0029] 二、对原材料和海绵钛进行预处理，然后依次按V、Fe、Si、Al、Ti、Nb的顺序从下至上添加入到熔炼炉的坩埚中，然后在熔炼炉的另一个坩埚中加入海绵钛，再将熔炼炉抽真空后充入氩气进行保护熔炼，冷却后，得到纽扣锭样品；
[0030] 三、将纽扣锭样品反复熔炼为5‑8次，冷却得到兼具室温韧性和热成型性能的Nb‑Si基合金。
[0031] 本实施方式步骤一中当Fe的原子百分比为0％时，则不称取Fe，当V的原子百分比为0％时，则不称取V。
[0032] 本实施方式所述Nb为纯度99.95％的1‑10mm不规则片状，所述Si为纯度99.95％的1‑3mm颗粒，所述Ti为纯度99.5％的海绵钛，所述V为纯度为99.9％的树枝状颗粒，所述Al、Fe均为纯度99.95％的 颗粒。
[0033] 具体实施方式十一：本实施方式与具体实施方式十不同的是：步骤二中预处理步骤：去氧化皮处理、一次超声清洗、二次超声清洗并干燥；其中一次超声清洗时间为5min‑15min，功率为80W‑120W，频率为20KHz‑35KHz，清洗液为丙酮；二次清洗时间为3min‑8min，功率为100W‑150W，频率为25KHz‑30KHz，清洗液为无水乙醇。其他与具体实施方式十相同。
[0034] 具体实施方式十二：本实施方式与具体实施方式十或十一不同的是：所述步骤二中采用非自耗真空电弧熔炼炉进行真空熔炼，电弧熔炼炉的电流为100A～550A，冷却时电流降速为50A/10s，循环冷却水流速为1m/s‑5m/s。其他与具体实施方式十或十一相同。
[0035] 具体实施方式十三：本实施方式与具体实施方式十至十二之一不同的是：所述步‑3 ‑3骤二中真空熔炼时，真空度为1×10 Pa‑5×10 Pa，炉内气压为0.03MPa‑0.8MPa，保压气体为高纯氩气。其他与具体实施方式十至十二之一相同。
[0036] 采用以下实施例验证本发明的有益效果：
[0037] 实施例一、一种兼具室温韧性和热成型性能的Nb‑24Ti‑16Si‑2Al‑2Fe‑5V合金，由以下组分构成：51at.％Nb，16at.％Si，24at.％Ti，2at.％Al，2at.％Fe，5at.％V。
[0038] 其制备方法如下：
[0039] (1)按上述原子比称取原材料Nb、Ti、Si、Al、Fe和V，其中Nb为纯度99.95％的1‑10mm不规则片状，所述Si为纯度99.95％的1‑3mm颗粒，所述Ti为纯度99.5％的海绵钛，所述V为纯度为99.9％的树枝状颗粒，所述Al、Fe均为纯度99.95％的 颗粒。
[0040] (2)对原材料和用于吸氧的海绵钛进行表面预处理，去除表面氧化皮和杂质：利用400#或800#的SiC砂纸打磨表面，然后放置在丙酮溶液中用超声波清洗10min，所述超声波清洗功率为100W，频率为25KHz。清洗后的材料再用无水乙醇进行二次超声波清洗5min，功率为120W，频率为35KHz；
[0041] (3)将原材料依次按Al、V、Fe、Si、Ti、Nb顺序放入电弧炉腔室内的坩埚中，此外将‑360～80g海绵钛放置在相邻坩埚中。熔炼前将炉腔内抽真空至2×10 Pa，然后充入高纯氩气至‑0.05MPa，再开始引弧熔炼，熔炼电流由0升至550A，循环冷却水流速为2m/s。熔炼时先熔化相邻坩埚内的海绵钛，用于消耗吸收腔内残留氧气，避免原材料熔炼时发生氧化，然后再熔炼原材料，保持熔融状态30s，冷却后得到纽扣锭样品；
[0042] (4)为了确保合金成分的均匀性，借助炉体自带的机械手将纽扣锭翻面，然后再次熔炼，如此反复熔炼7次。最后一次熔炼冷却过程中，通过控制电流大小来调控降温速率，电流降低速率为50A/10s，最终冷却得到综合性能优异的Nb‑24Ti‑16Si‑2Al‑2Fe‑5V合金。
[0043] 实施例二、一种兼具室温韧性和热成型性能的Nb‑24Ti‑16Si‑2Al‑4Fe‑5V合金，由以下组分构成：49at.％Nb，16at.％Si，24at.％Ti，2at.％Al，4at.％Fe，5at.％V。
[0044] 其制备方法如下：
[0045] (1)按上述原子比称取原材料Nb、Ti、Si、Al、Fe和V，其中Nb为纯度99.95％的1‑10mm不规则片状，所述Si为纯度99.95％的1‑3mm颗粒，所述Ti为纯度99.5％的海绵钛，所述V为纯度为99.9％的树枝状颗粒，所述Al、Fe均为纯度99.95％的 颗粒。
[0046] (2)对原材料和用于吸氧的海绵钛进行表面预处理，去除表面氧化皮和杂质：利用400#或800#的SiC砂纸打磨表面，然后放置在丙酮溶液中用超声波清洗10min，所述超声波清洗功率为100W，频率为25KHz。清洗后的材料再用无水乙醇进行二次超声波清洗5min，功率为120W，频率为35KHz；
[0047] (3)将原材料依次按Al、V、Fe、Si、Ti、Nb顺序放入电弧炉腔室内的坩埚中，此外将‑360～80g海绵钛放置在相邻坩埚中。熔炼前将炉腔内抽真空至2×10 Pa，然后充入高纯氩气至‑0.05MPa，再开始引弧熔炼，熔炼电流由0升至550A，循环冷却水流速为2m/s。熔炼时先熔化相邻坩埚内的海绵钛，用于消耗吸收腔内残留氧气，避免原材料熔炼时发生氧化，然后再熔炼原材料，保持熔融状态30s，冷却后得到纽扣锭样品；
[0048] (4)为了确保合金成分的均匀性，借助炉体自带的机械手将纽扣锭翻面，然后再次熔炼，如此反复熔炼7次。最后一次熔炼冷却过程中，通过控制电流大小来调控降温速率，电流降低速率为50A/10s，最终冷却得到综合性能优异的Nb‑24Ti‑16Si‑2Al‑4Fe‑5V合金。
[0049] 实施例三、一种兼具室温韧性和热成型性能的Nb‑24Ti‑16Si‑2Al‑6Fe‑5V合金，由以下组分构成：47at.％Nb，16at.％Si，24at.％Ti，2at.％Al，6at.％Fe，5at.％V。
[0050] 其制备方法如下：
[0051] (1)按上述原子比称取原材料Nb、Ti、Si、Al、Fe和V，其中Nb为纯度99.95％的1‑10mm不规则片状，所述Si为纯度99.95％的1‑3mm颗粒，所述Ti为纯度99.5％的海绵钛，所述V为纯度为99.9％的树枝状颗粒，所述Al、Fe均为纯度99.95％的 颗粒。
[0052] (2)对原材料和用于吸氧的海绵钛进行表面预处理，去除表面氧化皮和杂质：利用400#或800#的SiC砂纸打磨表面，然后放置在丙酮溶液中用超声波清洗10min，所述超声波清洗功率为100W，频率为25KHz。清洗后的材料再用无水乙醇进行二次超声波清洗5min，功率为120W，频率为35KHz；
[0053] (3)将原材料依次按Al、V、Fe、Si、Ti、Nb顺序放入电弧炉腔室内的坩埚中，此外将‑360～80g海绵钛放置在相邻坩埚中。熔炼前将炉腔内抽真空至2×10 Pa，然后充入高纯氩气至‑0.05MPa，再开始引弧熔炼，熔炼电流由0升至550A，循环冷却水流速为2m/s。熔炼时先熔化相邻坩埚内的海绵钛，用于消耗吸收腔内残留氧气，避免原材料熔炼时发生氧化，然后再熔炼原材料，保持熔融状态30s，冷却后得到纽扣锭样品；
[0054] (4)为了确保合金成分的均匀性，借助炉体自带的机械手将纽扣锭翻面，然后再次熔炼，如此反复熔炼7次。最后一次熔炼冷却过程中，通过控制电流大小来调控降温速率，电流降低速率为50A/10s，最终冷却得到综合性能优异的Nb‑24Ti‑16Si‑2Al‑6Fe‑5V合金。
[0055] 实施例四、一种兼具室温韧性和热成型性能的Nb‑24Ti‑16Si‑2Al‑4Fe‑3V合金，由以下组分构成：51at.％Nb，16at.％Si，24at.％Ti，2at.％Al，4at.％Fe，3at.％V。
[0056] 其制备方法如下：
[0057] (1)按上述原子比称取原材料Nb、Ti、Si、Al、Fe和V，其中Nb为纯度99.95％的1‑10mm不规则片状，所述Si为纯度99.95％的1‑3mm颗粒，所述Ti为纯度99.5％的海绵钛，所述V为纯度为99.9％的树枝状颗粒，所述Al、Fe均为纯度99.95％的 颗粒。
[0058] (2)对原材料和用于吸氧的海绵钛进行表面预处理，去除表面氧化皮和杂质：利用400#或800#的SiC砂纸打磨表面，然后放置在丙酮溶液中用超声波清洗10min，所述超声波清洗功率为100W，频率为25KHz。清洗后的材料再用无水乙醇进行二次超声波清洗5min，功率为120W，频率为35KHz；
[0059] (3)将原材料依次按Al、V、Fe、Si、Ti、Nb顺序放入电弧炉腔室内的坩埚中，此外将‑360～80g海绵钛放置在相邻坩埚中。熔炼前将炉腔内抽真空至2×10 Pa，然后充入高纯氩气至‑0.05MPa，再开始引弧熔炼，熔炼电流为0～600A，循环冷却水流速为2m/s。熔炼时先熔化相邻坩埚内的海绵钛，用于消耗吸收腔内残留氧气，避免原材料熔炼时发生氧化，然后再熔炼原材料，保持熔融状态30s，冷却后得到纽扣锭样品；
[0060] (4)为了确保合金成分的均匀性，借助炉体自带的机械手将纽扣锭翻面，然后再次熔炼，如此反复熔炼7次。最后一次熔炼冷却过程中，通过控制电流大小来调控降温速率，电流降低速率为50A/10s，最终冷却得到综合性能优异的Nb‑24Ti‑16Si‑2Al‑4Fe‑3V合金。
[0061] 实施例五、一种Nb‑24Ti‑16Si‑2Al合金，由以下组分构成：58at.％Nb，16at.％Si，24at.％Ti，2at.％Al。
[0062] 其制备方法如下：
[0063] (1)按上述原子比称取原材料Nb、Ti、Si和Al，其中Nb为纯度99.95％的1‑10mm不规则片状，所述Si为纯度99.95％的1‑3mm颗粒，所述Ti为纯度99.5％的海绵钛，所述Al为纯度99.95％的 颗粒。
[0064] (2)对原材料和用于吸氧的海绵钛进行表面预处理，去除表面氧化皮和杂质：利用400#或800#的SiC砂纸打磨表面，然后放置在丙酮溶液中用超声波清洗10min，所述超声波清洗功率为100W，频率为25KHz。清洗后的材料再用无水乙醇进行二次超声波清洗5min，功率为120W，频率为35KHz；
[0065] (3)将原材料依次按Al、Si、Ti、Nb顺序放入电弧炉腔室内的坩埚中，此外将60～‑380g海绵钛放置在相邻坩埚中。熔炼前将炉腔内抽真空至2×10 Pa，然后充入高纯氩气至‑
0.05MPa，再开始引弧熔炼，熔炼电流为由0上升至550A，循环冷却水流速为2m/s。熔炼时先熔化相邻坩埚内的海绵钛，用于消耗吸收腔内残留氧气，避免原材料熔炼时发生氧化，然后再熔炼原材料，保持熔融状态30s，冷却后得到纽扣锭样品；
0.05MPa，再开始引弧熔炼，熔炼电流为由0上升至550A，循环冷却水流速为2m/s。熔炼时先熔化相邻坩埚内的海绵钛，用于消耗吸收腔内残留氧气，避免原材料熔炼时发生氧化，然后再熔炼原材料，保持熔融状态30s，冷却后得到纽扣锭样品；
[0066] (4)为了确保合金成分的均匀性，借助炉体自带的机械手将纽扣锭翻面，然后再次熔炼，如此反复熔炼7次。最后一次熔炼冷却过程中，通过控制电流大小来调控降温速率，电流降低速率为50A/10s，最终冷却得到Nb‑24Ti‑16Si‑2Al合金。
[0067] 实施例三、五制备的Nb‑Ti‑Si‑Al‑Fe‑V合金的XRD图如图1所示，其中◆为Nbss，●为β‑(Nb,X)5Si3，■为(Nb,X)3Si，☆为Nb4FeSi，X为替换Nb的合金化元素，对样品进行机械抛光，然后在20°‑90°(2θ)范围内，以7°/min的恒定扫描速度通过X射线衍射(XRD、Panalytic、X'PERT)确定相成分。其中A表示Nb‑24Ti‑16Si‑2Al合金，B表示Nb‑24Ti‑16Si‑2Al‑6Fe‑5V合金。由图1可知，实施例五制备的Nb‑24Ti‑16Si‑2Al合金中，可以检测到Nbss(JCPDS，34‑0370)，(Nb,X)3Si(JCPDS，22‑0763)和β‑(Nb,X)5Si3(JCPD，30‑0875)相的特征衍射峰。在实施例三制备Nb‑24Ti‑16Si‑2Al‑6Fe‑5V合金中无法检测到(Nb,X)3Si相的特征峰，而观察到具有b.c.t结构的新硅化物Nb4FeSi(JCPDS，18‑0647)的特征衍射峰，组成相发生变化，由Nbss、β‑(Nb,X)5Si3和Nb4FeSi组成。
[0068] 实施例二、五制备的Nb‑Ti‑Si‑Al‑Fe‑V合金的微观组织如图2所示。由实施例五制备的合金组织中存在大量Nbss/Nb3Si共晶结构(图2中a)，而由实施例二制备的Nb‑24Ti‑16Si‑2Al‑4Fe‑5V合金组织由块状的Nbss、岛状β‑(Nb,X)5Si3和Nbss/β‑(Nb,X)5Si3共晶团组成，不存在(Nb,X)3Si相(图2中b)。此外，沿着β‑(Nb,X)5Si3的边界观察到具有暗对比度的Nb4FeSi相。这种组织结构在高温变形条件下低熔点的Nb4FeSi相会发生优先软化，有利于协调β‑(Nb,X)5Si3相的变形，从而促进了合金热成型性能的提高。
[0069] 实施例一至五制备的Nb‑Ti‑Si‑Al‑Fe‑V合金的断裂韧性测试曲线如图3所示，1为Nb‑24Ti‑16Si‑2Al‑2Fe‑5V；2为Nb‑24Ti‑16Si‑2Al‑4Fe‑5V；3为Nb‑24Ti‑16Si‑2Al‑6Fe‑5V；4为Nb‑24Ti‑16Si‑2Al‑4Fe‑3V；5为Nb‑24Ti‑16Si‑2Al。根据计算可知，实施例五制备的
1/2
Nb‑24Ti‑16Si‑2Al合金的断裂韧性KQ值为6.57MPa·m ，经成分优化以后，由实施例一至四制备的Nb‑Ti‑Si‑Al‑Fe‑V合金的韧性得到了显著提高。其中，实施例一制备的Nb‑24Ti‑
1/2
16Si‑2Al‑2Fe‑5V合金KQ值达到了13.13MPa·m ，相比Nb‑24Ti‑16Si‑2Al合金提高了
1/2
99.85％，Nb‑24Ti‑16Si‑2Al‑4Fe‑5V合金KQ值为12.38MPa·m ，Nb‑24Ti‑16Si‑2Al‑6Fe‑
1/2 1/2
5V合金KQ值为8.42MPa·m ，Nb‑24Ti‑16Si‑2Al‑4Fe‑3V合金KQ值为11.02MPa·m 。
1/2
Nb‑24Ti‑16Si‑2Al合金的断裂韧性KQ值为6.57MPa·m ，经成分优化以后，由实施例一至四制备的Nb‑Ti‑Si‑Al‑Fe‑V合金的韧性得到了显著提高。其中，实施例一制备的Nb‑24Ti‑
1/2
16Si‑2Al‑2Fe‑5V合金KQ值达到了13.13MPa·m ，相比Nb‑24Ti‑16Si‑2Al合金提高了
1/2
99.85％，Nb‑24Ti‑16Si‑2Al‑4Fe‑5V合金KQ值为12.38MPa·m ，Nb‑24Ti‑16Si‑2Al‑6Fe‑
1/2 1/2
5V合金KQ值为8.42MPa·m ，Nb‑24Ti‑16Si‑2Al‑4Fe‑3V合金KQ值为11.02MPa·m 。
[0070] 实施例一至五制备的Nb‑Ti‑Si‑Al‑Fe‑V合金的高温压缩流变曲线如图4所示，1为Nb‑24Ti‑16Si‑2Al‑2Fe‑5V；2为Nb‑24Ti‑16Si‑2Al‑4Fe‑5V；3为Nb‑24Ti‑16Si‑2Al‑6Fe‑5V；4为Nb‑24Ti‑16Si‑2Al‑4Fe‑3V；5为Nb‑24Ti‑16Si‑2Al。压缩温度为1300℃，应变速率‑1
0.01s ，真应变0.7。实施例5制备的Nb‑24Ti‑16Si‑2Al合金高温变形抗力达到了324MPa，在压缩过程中逐渐失稳和开裂，曲线波动较大，难以进行热成型加工。当真应变大于0.35时，Nb‑24Ti‑16Si‑2Al合金的流变曲线发生了明显的连续波动，表明合金在热变形过程中已发生失稳断裂。经过成分优化以后，Nb‑Ti‑Si‑Al‑Fe‑V合金的流变曲线更加平稳，高温变形抗力明显降低，动态软化行为加剧，表明了该合金具有稳定的热变形过程。此外，实施例1～3制备的合金高温变形抗力降低至200MPa左右，较低的热变形抗力有利于合金的热成型加工。这种现象证明了经成分优化后的Nb‑Ti‑Si‑Al‑Fe‑V合金具有更加优异的热变形能力。
0.01s ，真应变0.7。实施例5制备的Nb‑24Ti‑16Si‑2Al合金高温变形抗力达到了324MPa，在压缩过程中逐渐失稳和开裂，曲线波动较大，难以进行热成型加工。当真应变大于0.35时，Nb‑24Ti‑16Si‑2Al合金的流变曲线发生了明显的连续波动，表明合金在热变形过程中已发生失稳断裂。经过成分优化以后，Nb‑Ti‑Si‑Al‑Fe‑V合金的流变曲线更加平稳，高温变形抗力明显降低，动态软化行为加剧，表明了该合金具有稳定的热变形过程。此外，实施例1～3制备的合金高温变形抗力降低至200MPa左右，较低的热变形抗力有利于合金的热成型加工。这种现象证明了经成分优化后的Nb‑Ti‑Si‑Al‑Fe‑V合金具有更加优异的热变形能力。
[0071] 实施例三、五制备的Nb‑Ti‑Si‑Al‑Fe‑V合金压缩变形后的宏观形貌如图5所示。实施例五制备的Nb‑24Ti‑16Si‑2Al合金经热压缩后发生了明显的失稳，样品宏观表面发生严重开裂，难以满足锻造轧制等热加工需求。实施例三制备的Nb‑24Ti‑16Si‑2Al‑6Fe‑5V合金经过高温压缩后样品宏观表面较为光滑完整，变形过程中未发生失稳，表明经成分优化以后合金的热变形能力得到了显著提高。