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金属学报, 2021, 57(9): 1141-1154 DOI: 10.11900/0412.1961.2021.00163

综述

Nb-Si基超高温合金及其定向凝固工艺的研究进展

陈瑞润,1,2, 陈德志1, 王琪,1, 王墅1, 周哲丞1, 丁宏升1,2, 傅恒志1,2

1.哈尔滨工业大学 金属精密热加工国家级重点实验室 哈尔滨 150001

2.哈尔滨工业大学 材料科学与工程学院 哈尔滨 150001

Research Progress on Nb-Si Base Ultrahigh Temperature Alloys and Directional Solidification Technology

CHEN Ruirun,1,2, CHEN Dezhi1, WANG Qi,1, WANG Shu1, ZHOU Zhecheng1, DING Hongsheng1,2, FU Hengzhi1,2

1.National Key Laboratory for Precision Hot Processing of Metals, Harbin Institute of Technology, Harbin 150001, China

2.School of Materials Science and Engineering, Harbin Institute of Technology, Harbin 150001, China

通讯作者: 陈瑞润，chenruirun@163.com，主要从事铌硅合金冶炼与定向凝固制备的研究王 琪，wangqi_hit@hit.edu.cn，主要从事铌硅合金高温性能的研究

收稿日期: 2021-04-14   修回日期: 2021-06-01   网络出版日期: 2021-08-16

基金资助: 国家自然科学基金项目.  51825401

Corresponding authors: CHEN Ruirun, professor, Tel:(0451)86412394, E-mail:chenruirun@163.comWANG Qi, Tel:(0451)86412394, E-mail:wangqi_hit@hit.edu.cn

Received: 2021-04-14   Revised: 2021-06-01   Online: 2021-08-16

作者简介 About authors

陈瑞润，男，1975年生，教授，博士

摘要

具有低密度和高熔点特性的Nb-Si基超高温合金是下一代航空发动机热端部件的重要候选材料之一。但Nb-Si基超高温合金的低室温断裂韧性限制了其工业化应用，合金化和定向凝固是改善室温断裂韧性的有效方法，本文综述了这2个方面的研究进展。合金化方面重点介绍了合金元素通过位错增韧和相改变增韧实现铌基固溶体(Nbss)相的韧化，通过固溶强化和相变提高硅化物相的高温性能，促进硅化物以近“Y”型生长，改善两相的界面等影响，分析发现Ti、Hf、Zr、B和Mg等元素均可改善室温断裂韧性。定向凝固方面综述了Nb-Si基超高温合金的定向凝固方法及特点，不同定向凝固工艺对Nb-Si基合金的组成相、组织形貌、室温断裂韧性以及高温强度的影响，定向凝固过程的组织演变规律及强化机理，分析发现调控工艺可获得Nbss/Nb5Si3良好单向生长的组织。在保证Nbss/Nb5Si3共晶耦合单向生长的情况下，减小Nbss相的厚度，提升其连续性是提高室温断裂韧性的有效方法。还展望了Nb-Si合金化与定向凝固的未来发展趋势。

关键词： Nb-Si合金 ; 超高温材料 ; 合金化 ; 定向凝固 ; 断裂韧性

Abstract

The Nb-Si base ultrahigh temperature alloys with low density and high melting point is one of the candidate materials for the hot components of next-generation aero-engines. The insufficient of the Nb-Si based ultrahigh temperature alloy at 270-280 K is the bottleneck for its industrial application. Alloying and directional solidification are considered as effective methods for improving the room-temperature fracture toughness. The research progress of the two methods for the Nb-Si-based ultrahigh temperature materials are reviewed herein. In the aspect of alloying, the toughening of the Niobium solid solution (Nbss) phase is mainly conducted by dislocation toughening and phase transformation toughening. The high-temperature performance of the silicide (Nb5Si3) phase can be improved by solid-solution strengthening and phase transformation, and the silicide phase would tend to grow in a near “Y” shape. The interface between the Nbss and silicide phases could be modified. In conclusion, Ti, HF, Zr, B, and Mg can improve the room-temperature fracture toughness of Nb-Si base ultrahigh temperature alloys. The methods and characteristics of the directional solidification of Nb-Si materials are introduced. Herein, the effects of different processing parameters on the phase composition, microstructure morphology, room-temperature fracture toughness, and high-temperature strength of Nb-Si base ultrahigh temperature alloys are summarized. The microstructure evolution and mechanical property strengthening mechanism during directional solidification are reviewed. The well-coupled Nbss/Nb5Si3 unidirectional growing eutectic structure can be obtained by controlling the process. In this condition, the room-temperature fracture toughness could be improved by reducing the Nbss phase thickness and increasing the eutectic structure continuity. The future development of Nb-Si alloying and directional solidification is prospected.

Keywords： Nb-Si alloy ; ultrahigh temperature material ; alloying ; directional solidification ; fracture toughness

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本文引用格式

陈瑞润, 陈德志, 王琪, 王墅, 周哲丞, 丁宏升, 傅恒志. Nb-Si基超高温合金及其定向凝固工艺的研究进展. 金属学报[J], 2021, 57(9): 1141-1154 DOI:10.11900/0412.1961.2021.00163

CHEN Ruirun, CHEN Dezhi, WANG Qi, WANG Shu, ZHOU Zhecheng, DING Hongsheng, FU Hengzhi. Research Progress on Nb-Si Base Ultrahigh Temperature Alloys and Directional Solidification Technology. Acta Metallurgica Sinica[J], 2021, 57(9): 1141-1154 DOI:10.11900/0412.1961.2021.00163

涡轮发动机是航空动力的核心部件[1~4]。图1为喷气发动机的示意图。为了提高涡轮发动机的效率，需要研发和制备更高使用温度、比强度和优异抗氧化性的新型高温材料[5~11]。金属间化合物Nb5Si3的熔点高达2520℃，密度为7.16 g/cm3，通过引入韧性相铌基固溶体(Nbss)制备的原位内生多元Nb-Si基超高温合金，其熔点可达1800℃以上，密度为7.2 g/cm3左右，理论工作温度接近1400℃，无论是平均的整体最高使用温度还是表面的最高使用温度都比目前的镍基单晶高温合金高200℃左右，有望成为下一代涡轮发动机的候选材料[12~14]。Nb-Si基合金具备良好的高温和低温热力学稳定性，以及较高的服役温度和比强度，1991年，Menfiratta和Dimiduk[15]发现Nbss/Nb5Si3共晶组织具有较高的高温稳定性和极低的粗化速率，认为这是一种极具潜力的高温复合结构材料。美国GE (General Electric)公司于20世纪八九十年代最先对Nb-Si合金进行系统的研究，包含成分设计和制备工艺探索。到目前为止，作为一种潜在的可替代镍基高温合金热端部件的材料，国内外诸多学者从合金化和定向凝固等方向对Nb-Si基超高温合金进行了研究[16~18]。虽然Nb-Si基超高温合金的优点突出，但Nb-Si基超高温合金从实验室“走向”应用，还需要解决其室温断裂韧性低、抗氧化性差以及制备工艺困难等问题[18,19]。

图1

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图1   喷气发动机示意图

Fig.1   Schematic of the jet engine


室温下，Nb-Si基超高温合金的相组成为室温增韧的Nbss相和高温增强的Nb5Si3(Nb3Si)相，Nb5Si3相共存在3种同素异构体：α-Nb5Si3相、β-Nb5Si3相和γ-Nb5Si3相[20]。图2[21]为Nb-Si合金二元相图，Nb-Si合金的共晶点为18.7% (除非特别说明，本文均采用原子分数)。Nb-Si合金在室温下通常会形成Nbss/Nb5Si3共晶组织，当存在亚稳相Nb3Si时，也会形成Nbss/Nb3Si共晶或者Nbss/Nb5Si3和Nbss/Nb3Si双相共晶组织。由相图可知，铌基固溶体和硅化物两相可以在较宽的成分区间共存，Nbss相作为韧性相，对于硅化物有明显的增韧作用，因而目前的研究大多集中在富Nb侧，但是综合考虑室温及高温性能之间的平衡，有学者提出韧性相占比不宜过多，当Nb-Si合金中韧脆两相的比例达到6∶4时，可以兼顾室温断裂韧性和高温强度[22,23]，因此越来越多的研究将Si含量限定在16%~20%之间。经过多年的研究，合金化大幅提高了Nb-Si合金的力学性能，但仍然难以满足工程化应用的需要。纵观其他高温合金的发展历程，通过简单的合金化难以进一步大幅持续提高Nb-Si合金的综合性能，而改进和发展制备工艺被认为是一种有效的途径[24]。Nb-Si基超高温合金的室温断裂韧性和高温强度对韧、脆组成相的体积分数占比和微观结构十分敏感，相体积分数占比和微观结构可通过合金化和定向凝固制备工艺控制，故本文从合金化对Nb-Si基超高温合金的组织、力学性能和定向凝固加工制备工艺方面论述进展。

图2

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图2   Nb-Si二元相图[21]

Fig.2   Phase diagram of Nb-Si binary system[21]


1 合金化对Nb-Si基超高温合金组织及性能的影响

Nb基体可固溶多种元素，因此合金化是一种有效的提高Nb-Si基合金性能的方法。目前为止，常见的添加元素包含Ti、Mo、Cr、Al、Hf、Ta、Zr、B、Ce、W、Ge、Y、V、Dy、Mg和Ni等，这些元素对Nb-Si合金的组织和力学性能均有影响，多种元素同时添加还会发生复杂的耦合作用。与其他高温合金体系类似，Nb-Si合金也经历了二元 → 三元 → 四元 → 多元的发展路程[25]。在研究合金元素对Nb-Si合金的影响时，最广泛的制备工艺是真空电弧炉熔炼。真空电弧炉熔炼包含真空自耗和非自耗电弧熔炼。相比于真空自耗电弧炉，真空非自耗电弧炉在熔炼中引入杂质较少，损耗相对可控，添加微量合金化元素相对方便和灵活。

1.1 合金化对Nbss基体相的影响及机理

1.1.1 Ti元素增韧

Ti元素可以增韧Nbss相[26]。添加Ti元素减小了Nb-Si合金的Peierls-Nabarro能垒，提高了裂纹的发散能力和位错的迁移率，促使裂纹发生迁移和偏转，从而大幅提高Nb-Si合金的室温断裂韧性[27,28]。Li和Peng[29]对Nb-xSi-yTi ((x, y) = (11, 6)、(16, 6)、(18, 6)、(18, 0))合金研究发现，Nbss相的体积分数随着Si含量的增加而降低，室温断裂韧性(KQ)正好相反，在Si含量为11%的合金中，裂纹的扩展路径出现裂纹桥接。

大量的研究表明，韧性相的尺寸对合金的室温断裂韧性影响较大，共晶合金中细小的Nbss相对室温断裂韧性的影响较小，而大尺寸的初生Nbss相可以大幅提升Nb-Si合金的室温断裂韧性。Li和Peng[29]研究指出，加入6%Ti的Nb-16Si合金KQ变化不明显，说明Nb-Si合金中添加少量的Ti元素对室温断裂韧性的影响较小。Ti的熔点为1678℃，低于Nb-Si合金的共析点(1770℃)，大量Ti元素的添加会大幅降低合金的熔点。Yang等[30]制备Nb-16Si-25Ti-8Hf合金，组织中生成γ-Nb5Si3相，因为Ti5Si3相与γ-Nb5Si3相的晶体类型相同，均为六方晶体结构(P6/mcm)。电弧熔炼和定向凝固制备的Nb-Si-Ti基合金，二者的组织均由Nbss相、Nb3Si相和Nb5Si3相组成，且Nb3Si相的生长速率大于Nbss相。当Ti元素含量大于10%时，组织中出现断续、长径比高且尺寸大的Nbss相，大尺寸的Nbss相显著增加室温断裂韧性，同时长径比更高的Nbss相促进裂纹发生偏转和桥接[31]。在Nb-20Si-6Mo合金中添加20%Ti元素，基体中形成富Ti的Nb5Si3相，硅化物形貌更趋向于方形，形成了更多的共晶组织[32]，说明加入Ti元素产生了更大的偏析，改变了剩余熔体中元素的含量组成，从而促进共晶组织的生长。

不同含量Ti元素对整体定向凝固组织有很大的影响，增加Ti含量可以增加合金的过冷度，增加初生Nb5Si3相的体积占比，细化共晶组织，增加共晶组织的耦合程度。在Nb-xTi-15Si-5Cr-1.5Hf-1.5Zr (x = 0、10、20、25)合金中，当Ti含量为0时，合金由Nbss相和α-Nb5Si3相组成，两相的位向关系为<001>Nb//[001]α和{110}Nb//{310}α；Ti含量为20%时，组织中存在γ-Nb5Si3相，Nbss相与γ-Nb5Si3相没有明确的晶体取向关系；Ti含量达到25%，α-Nb5Si3相全部转变为γ-Nb5Si3相，γ-Nb5Si3相与Nbss相晶体取向关系为<111>Nb//<0001>γ-Nb5Si3和{110}Nb//{101¯0}γ-Nb5Si3[33]。

适量的Ti元素可以明显提升合金的室温断裂韧性，主要原因是增加了位错的发散能力和迁移率，因此Ti元素是Nb-Si基超高温合金中不可或缺的合金化元素之一。

1.1.2 合金元素对凝固路径的影响

相比于Nb5Si3相，Nb3Si相的室温断裂韧性更低，因此，消除中间亚稳相Nb3Si可以提高合金的力学性能[34,35]。消除Nb3Si相主要有热处理和合金化(Zr、Ni、Al、Mo等) 2种方法：Nb-Si合金通过长时间的热处理可以消除惰性相，但该方法会降低合金的硬度，促进Nbss相析出硅化物相；合金化元素可以改变Nb3Si相的形核热力学和动力学，促进该共析反应。

添加Zr和Ni元素均会消除惰性相Nb3Si，促进Nb5Si3相的析出。Sankar等[36]对Nb-16Si-3Zr和Nb-16Si-3Ni合金进行了研究，Nb-16Si-3Zr合金中初生Nbss相发生粗化，Nbss/Nb5Si3共晶组织为典型树枝晶形貌。Zr元素增加了Nbss相的体积分数占比，由55.4% (0%Zr)提高到为63.6% (3%Zr)，同样增加了合金的室温断裂韧性；Ni元素正好相反，小幅降低了Nbss相体积占比，细化了共晶组织。初生Nbss相随Zr元素含量的增加变得粗大，Zr元素影响初生Nbss相在凝固过程中的形核长大动力学，在Nb-16Si-22Ti-xZr (x = 0、1、2、3、4)合金中Zr元素大多分布在树枝状Nbss相边缘且颜色较深，形成富Ti的Nbss相[37]。Zr元素可以促进惰性相的共析反应(Nb3Si → Nb5Si3 + Nbss)，同时提高韧性相的体积分数占比，从而提高室温断裂韧性[38,39]。在多元Nb-Si合金中Zr元素对相组成和显微形貌影响很小，可以忽略不计，大量的Zr元素固溶于Nbss相，增大了Nbss的晶格，但不增加硬度，说明Zr元素固溶于Nbss相不产生强烈的固溶强化效果。Qiao等[40]研究了Nb-15Si-22Ti-5Cr-3Hf-2Al-xZr (x = 0、1、2、4、8)合金，添加8%Zr元素使合金的室温断裂韧性增强至15.01 MPa·m1/2，提高约25.7%，1250℃的压缩强度在279~293 MPa之间。与Zr元素相似，Al元素同样能够促进Nb3Si相的分解，Nb-16Si-6Al合金的相组成为Nb5Si3和Nbss[41]。

长时间的热处理可以促进Nb3Si的分解，但会消耗大量的时间和能源。Zr、Ni和Al等元素同样可以促进惰性相的共析反应(Nb3Si → Nb5Si3 + Nbss)，使组织中形成更多的Nbss相及Nbss/Nb5Si3共晶组织，从而提高Nb-Si基超高温合金的室温断裂韧性。

1.1.3 Cr元素降韧

Laves相Cr2Nb具有优异的抗氧化性和腐蚀能力，Cr元素的含量大于6%，在组织中易析出Cr2Nb相，会大幅降低室温断裂韧性。Cr元素可以增加Nbss的硬度，因为Cr元素在Nbss相中固溶度高达12.47%，产生强烈的固溶强化效果[42]。Cr2Nb相将严重恶化Nb-Si合金的室温断裂韧性，其室温断裂韧性非常低，只有1~2 MPa·m1/2，同时高含量的Cr元素固溶在Nbss相中也会降低Nbss相的韧脆转变温度，从而降低Nb-Si合金的室温断裂韧性。高于1250℃，合金的高温强度随着Cr含量的增加而降低，因为合金中析出了低温相Cr2Nb且Cr元素降低了Nbss相的熔点。Chan和Davidson[43]通过模拟计算优化出含Cr元素的Nb-Si合金综合性能最佳的各相比例依次为：韧性相占比60%，Cr2Nb相占比10%~20%，硅化物相占比20%~30%。添加Si和Ge元素均能降低Cr2Nb相的表面能和Peierls-Nabarro能垒，同时促进Cr2Nb相的晶型转变(由C15转变为C14)，促进位错的滑移，形成孪晶，提高室温断裂韧性[44]。从前文可知，Cr2Nb的室温断裂韧性很低，Yang和Shang[45]采用简单的线弹性理论，计算了冷却时Nbss与Cr2Nb之间热膨胀系数的差异所产生的微应力，结果表明应力较小，不足以在Nb与Cr2Nb的界面处产生微裂纹[45]。Cr元素可以提升Nb-Si基超高温合金的抗氧化性，但相应生成的Cr2Nb相严重恶化室温断裂韧性，适当添加Ge元素可略微改善Cr2Nb相的室温断裂韧性。

1.2 合金化元素对硅化物强化相形成的影响

1.2.1 元素对硅化物相含量的影响

Si含量直接决定着Nb-Si合金中韧性相与高温增强相的比例。随着Si含量的增加，Nb-Si二元合金中Nbss体积分数逐渐降低，Nb-10Si和Nb-22Si中Nbss相的体积分数分别为70%和22%。二元Nb-Si合金中，亚共晶和共晶组织的形貌和性能差别较大，Nb-10Si拥有粗大的树枝状Nbss相和部分较细的共晶Nbss/Nb3Si组织(片层厚度为20 μm)，Nb-18Si为几乎全共晶的组织，即细长的颗粒状Nbss相分布在硅化物基体上[34]。

Si元素主要占据Nb5Si3相的空位，替换部分Nb元素[46]。Si元素大幅影响Nb-Si合金的室温断裂韧性。Si元素从10%增加到20%，室温断裂韧性先降低后增加，当Si含量高于18%时，合金中发生了共析反应，析出了Nb5Si3相，从而小幅提高了KQ[47]。真空非自耗电弧熔炼等制备工艺的冷却速率高，惰性共析反应难以发生，因而在二元合金中，Nb-Si合金的常温稳定相通常为亚稳相Nb3Si和韧性相Nbss。Mendiratta和Dimiduk[15]对Nb-20Si合金进行热处理研究，发现Nb3Si相在1500℃下需要100 h才能完成共析反应，全部转化为Nb5Si3。Si元素可以提升硅化物相含量，进而提升Nb-Si基超高温合金的高温性能，但大幅减弱其室温断裂韧性。

在定向凝固制备多元Nb-Si合金中，当Si含量为16%时，易获得沿生长方向耦合排列的Nbss/Nb3Si或Nbss/Nb5Si3两相组织，低Si (3%和9%)含量的Nb-Si合金难以获得良好的定向凝固组织[48]。定向凝固Nb-17.5Si合金的室温断裂韧性为14.5 MPa·m1/2[49]，与铸态Nb-10Si基本相似(14.3 MPa·m1/2)，Nb-17.5Si和Nb-10Si合金中的Nbss相体积分数分别为35%和70%。因此，具有低Nbss相含量的Nb-Si合金可通过定向凝固工艺获得更高的室温断裂韧性。

1.2.2 元素促进硅化物相相变

Kim等[35]制备了Nb-18Si-5Mo-5Hf钮扣锭，Mo和Hf元素替换了Nbss和Nb5Si3中的Nb元素，Hf元素促进β-Nb5Si3转变为α-Nb5Si3，高于1000℃时，其抗拉强度优于镍基单晶高温合金[50]。Nb与(Ti + Hf)之比为1.8~2.1的Nb-Si合金具有最佳的抗氧化性和高温蠕变性能；随着Hf含量的增加，组织细化，裂纹发生更多的桥接[51]。综上所述，Hf元素降低减少了Nb-Si合金中的共晶组织，一定程度上改变了Nb-Si的断裂模式，由脆性准解理断裂向塑性断裂转变，从而提高了合金的室温断裂韧性[52]。

Ta作为高熔点元素，可以明显提高Nb-Si合金的高温力学性能，Ta元素促进了高温亚稳相β-Nb5Si3的分解。Ta元素在Nbss相中固溶含量最高，为13.34%，同时Ta元素促进Si元素在Nbss相中的固溶量，由1.81% (0Ta)提高到8.87% (10Ta)，降低了Nbss的韧性，提高了合金的室温和高温强度[53]。Guo等[54]制备了Nb-15Si-24Ti-4Cr-2Al-2Hf-1Ta和Nb-15Si-24Ti-4Cr-2Al-2Hf-1W合金，元素Ta提高了合金的室温断裂韧性，由10.2 MPa·m1/2增加到12.2 MPa·m1/2。而W元素提高了硅化物的体积分数，降低了室温断裂韧性，由10.2 MPa·m1/2降低到8.21 MPa·m1/2。Hf和Ta元素均能促进高温亚稳相β-Nb5Si3转变为α-Nb5Si3，同时Ta、Mo和Hf元素具有强烈的固溶强化效果，能显著提升Nb-Si基超高温合金的高温性能。

1.2.3 元素固溶强化硅化物相

Mg元素可以钝化硅化物相，改善力学性能。Wang等[55]研究发现Mg和Zr元素同时添加可以减少粗大硅化物相的数量，在1450℃热处理100 h后更加明显。添加1.5%Zr和0.1%Mg元素可以提高Nb-16Si-22Ti-3Cr-3Al-2Hf合金的力学性能。

Nb-Si合金可以固溶大量的B元素。B既可固溶于Nb5Si3相形成Nb5Si3Bx间隙固溶体，也可以替代Nb5Si3相中的Si元素形成Nb5(Si, B)3相[56]。B元素固溶Nbss相，不产生强烈的固溶强化效果[57]，在最高B含量为10%的Nb-16Si-10Mo-15W合金中，Nbss相的硬度基本不发生变化。添加(0.5%~10%) B元素的Nb-16Si-10Mo-15W合金中α-Nb5Si3相随着B含量的增加而增加，组织中没有硼化物的析出相。α-Nb5Si3相的晶格常数随着B元素的增加而降低，相比于亚稳相Nb3Si，B元素更多地固溶于Nb5Si3，强化了硅化物相，最终明显提高Nb-Si合金的高温性能。晶格常数的减小抑制了合金的高温变形，即在Nb5Si3中Nb元素的扩散决定其蠕变性能，晶格常数的减小和电负性的增加都会抑制Nb的高温扩散，最终提高了硅化物的高温性能。B元素促进β-Nb5Si3相向α-Nb5Si3相转变，增加非片层共晶组织的析出。B元素有较强的电负性，可以增加硅化物中原子之间的结合力，同时少量的B元素能够增加合金的晶格缺陷，从而提高合金的室温断裂韧性[58]。Y元素促进了定向凝固制备Nb-Si合金中硅化物的球化，使裂纹发生了更多的偏转，从而提升了室温断裂韧性[59]。

稀土元素(La、Sm、Tb)对多元Nb-Si合金的微观组织没有明显影响，La和Sm元素提高了合金的室温断裂韧性，多元线性回归分析后得到KQ与稀土(Sm、La、Tb)含量的定量关系为：KQ = 10.344 + 6.896La + 2.993Sm[60]。田玉新等[61]发现Dy元素细化了合金组织，尤其是硅化物相，Dy元素具有强烈的固溶强化和细晶强化效果，从而增加了室温和高温强度，界面的净化效果(易与O、S等元素形成氧化物)增加了塑性[62]。

B元素和稀土元素可以对硅化物增强相产生强烈的固溶强化效果，提高高温性能。B元素增加了硅化物原子之间的结合力，Mg元素钝化了硅化物相，稀土元素净化了界面，均能提高Nb-Si基超高温合金的室温断裂韧性。

表1[29,32~37,40~42,47,50,51,53~55,57,58,60~62]总结了多种元素对Nb-Si基超高温合金组织及力学性能的影响。可以得出Zr、Ni、Al等元素促进Nb3Si相分解，形成Nbss/Nb5Si3共晶组织，提升室温断裂韧性；Hf和Ta元素均能促进高温亚稳相β-Nb5Si3转变为α-Nb5Si3 ，提升室温断裂韧性和高温性能；Ti、Mg、B和稀土元素等元素提升室温断裂韧性；Cr、Mo、W等元素降低室温断裂韧性。

表 1   合金化元素对Nb-Si合金的影响[29,32~37,40~42,47,50,51,53~55,57,58,60~62]

Table 1  The effects of alloying elements on Nb-Si alloys[29,32-37,40-42,47,50,51,53-55,57,58,60-62]

ElementAdvantageDisadvantage
Ti[29,32]The room temperature fracture toughness isThe melting point of the alloy is reduced; Reduce high
improved (> 10%, atomic fraction); Promotetemperature creep
the precipitation of eutectic structure
Zr[36,37,40]The fracture toughness at room temperature isReduce melting point of alloy
improved and the decomposition of inert phase is
promoted; Increase the proportion of ductile phase
Ni[36]Promote the decomposition of inert phaseReduce melting point of alloy
Cr[42]Solution strengthening increases hardness andReduce melting point of alloy; Precipitate Cr2Nb
strengthphase, which reduces the room temperature fracture
toughness (more than 6%, atomic fraction)
Si[34,41,47]Increase the content of silicide phase to improveReducing room temperature, plasticity, and fracture
high temperature performancetoughness
Hf[35,50,51]Increase high temperature strength and oxidationHigh cost
resistance; The eutectic structure is reduced and
the room temperature fracture toughness is
improved
Ta[53,54]The room temperature fracture toughness isHigh cost
improved; Improve high temperature performance
W[54]Improve high temperature performanceReduce room temperature fracture toughness
Mg[55]Passivated silicide phase-
B[57,58]Improve high temperature performance;Reduce antioxidant activity (more than 6%, atomic
Increase the atom binding force of silicidefraction)
Mo[33,61]Promote the decomposition of inert phase;Large excess addition reduces room temperature
Improve high temperature strengthfracture toughness
Rare-earth[60,62]The room temperature fracture toughness isHigh cost
improved; Improve ductility

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1.3 合金化元素对韧性相和增强相界面的影响

Mo元素可以促进惰性相Nb3Si的分解，促进形成迷宫状组织，提高合金的室温断裂韧性。Wang等[63]制备了Nb-20Si-Mo合金，Mo添加量达到6%时，亚稳相Nb3Si全部分解，其力学性能最优。Cr、Al、Ti、Hf元素对Nb-20Si-6Mo基体合金的影响各不相同：3%Al元素促进了层状共晶组织的生长；3%Hf和3%Ti元素均易在熔体中发生聚集，改变熔体的浓度最终促进生成细晶组织；Hf元素易发生偏聚，阻碍初生Nb5Si3相<110>方向的生长，促进其<100>方向的生长，易形成“Y”型形貌；Cr元素有利于初生Nb5Si3相的非小平面生长，减少“L”型初生Nb5Si3相的分布，导致组织中多为“Y”型初生Nb5Si3相；Ti元素为低熔点元素，加入Ti元素减少了共晶面，最终降低了高温强度，除了Ti元素外，Hf、Cr、Al均能增加Nb-Si-Mo合金的高温强度，1250℃压缩强度最高的Nb-20Si-6Mo-3Hf合金达到1060 MPa[32]。

Nb-Si基合金中Nbss相和硅化物相界面的结合强度对组织及性能有非常大的影响。Nb-16Si合金中Nbss相不存在择优取向，Nb3Si的择优取向为[001]；过共晶Nb-22Si中Nb3Si与Nb5Si3相的择优取向均为[001]，经过热处理，存在(111)Nbss//(100)α-Nb5Si3和(011)Nbss//(011)α-Nb5Si3[19]。Sekido等[64]研究了共晶合金Nbss相和硅化物两相的位向关系，确定了Nb-17.5Si合金中Nbss相与Nb3Si相的位向关系为：{110}Nb//{110}Nb3Si和<112>Nb//<001>Nb3Si。高分辨成像技术确定了Nb-22Ti-16Si-5Cr-3Al-3Hf合金中γ-(Nb, X)5Si3相与Nbss相的位向关系为[111]Nb//[0001]γ和(101¯)Nb//(11¯00)γ，相界面非常平整连贯且清晰，没有任何中间相，如图3[65]所示，但是其形成机制还需进一步研究[65]。Tian等[37]发现Nbss相和γ-Nb5Si3相没有连续稳定的位向关系，这似乎与Ma等[65]的研究报道不相符。Sankar等[39]在Nb-Si-Zr合金中确定了Nbss相和α-(Nb, X)5Si3相的位向关系为(110)Nb//(110)Nb5Si3。

图3

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图3   Nbss/γ-Nb5Si3界面的HRTEM像[65]

Fig.3   HRTEM image for Nbss/γ-Nb5Si3 interface[65]


初生Nb5Si3相大幅影响Nb-Si合金的综合性能。低冷却速率下初生Nb5Si3相的择优生长方向为垂直于主轴[110]，形貌变化依次为“L”型柱状体 → 空心四棱柱 → 实心四棱柱；高冷却速率下初生Nb5Si3相的择优生长方向为[100]，形貌依次为“Y”型 → 近四棱柱 → 四棱柱。液态氢化变质处理可细化初生硅化物相，促进其[100]方向生长，最终获得尺寸较小、棱角少且细长的“Y”型柱状体初生硅化物相，阻碍裂纹的扩展，提高室温断裂韧性。王富鑫[66]采用20和200 μm/s的定向凝固工艺制备了Nb-Si基合金，分别获得了“L”和“Y”型的初生硅化物相合金，其室温断裂韧性分别为9.04和10.7 MPa·m1/2。“L”型初生相尺寸较大，裂纹扩展基本为贯穿Nbss相和Nb5Si3相；而冷却速率为200 μm/s的合金其裂纹发生偏转，形成了一定数量的二次裂纹。二次裂纹的扩展路径越长，表明吸收能量越高，因此室温断裂韧性更高。“L”硅化物相存在较多的棱角形貌，更容易割裂Nbss相，导致更多的Nbss相发生穿晶断裂，抑制了二次裂纹，而“Y”型Nb5Si3相界面较多且韧性较差，因此在相界面形成较多的二次裂纹，提升了室温断裂韧性。初生硅化物的细化降低了合金的高温强度，同时H元素促使高温压缩过程中Nb-Si合金的动态再结晶，降低位错密度，最终产生高温软化[67]。

合金化、冷却速率和液态氢化变质处理均能影响初生硅化物相的形貌。Hf元素、高冷却速率及液态氢化变质处理下硅化物易生长为尺寸小、棱角少且细长的类“Y”型柱状，裂纹传播受到一定程度的阻碍，可以提高室温断裂韧性。

1.4 第一性原理计算合金化对Nb5Si3相的影响

单相Nb5Si3具有极大的本征脆性，其室温断裂韧性不高于3 MPa·m1/2。Nb-Si合金的合金化元素以间隙或者置换的形式存在于Nb5Si3相中，合金化弱化了Nb5Si3相化学键的共价性和方向性，降低晶体的Peierls-Nabarro能垒的同时提高了位错的滑移，从而提高Nb5Si3相的塑韧性。

第一性原理计算可以从原子尺度上研究合金化元素对Nb5Si3相的电子结构性质和力学性能的影响[68,69]。邹爱华等[70]采用单胞模型，基于密度泛函理论(DFT)的研究表明：(1) Zr元素减小α-Nb5Si3的Fermi能级，同时形成强度较弱的Si—Zr共价键，最终实现增韧；(2) Ti掺杂α-Nb5Si3相增大其脆性，随着Ti含量的增加，α-Nb5Si3中3种滑移系的Peierls-Nabarro力(τP-N)均逐渐增大，降低位错的可动性，增加材料的脆性；(3) B、Cr、Al提升位错可动性，因而增加塑性。计算结果如图4[70]所示。王富鑫[66]采用第一性原理计算对β-Nb5Si3相的掺杂元素进行了研究，结果表明：(1) Al元素降低β-Nb5Si3相的稳定性；(2) 与α-Nb5Si3不同，Ti和Cr原子降低β-Nb5Si3相的c / a晶格比和室温韧性，Hf元素对室温韧性有利。

图4

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图4   α-Nb5Si3和合金化后的α-Nb5Si3的Peierls-Nabarro力(τP-N)计算值[70]

(a) {001)<100] slip system (b) {010)<100] slip system (c) {011)1/2<111] slip system

Fig.4   Calculated Peierls-Nabarro stress (τP-N) of α-Nb5Si3 and alloyed α-Nb5Si3 (x—doping element content, atomic fraction, %)[70]


目前，第一性原理计算合金化对Nb5Si3相的研究相对较少，但研究结果表明，Zr、B和Hf等元素可以提升Nb5Si3相的韧性，这与实验结果相一致。

2 定向凝固对Nb-Si基超高温合金组织及性能的影响

电弧熔炼Nb-Si合金多为取向分布相对无序的复合结构，存在组织偏析严重、缩孔缩松等明显缺陷，铸锭尺寸难以满足实际生产需要，甚至在多元Nb-Si合金中出现严重的宏观裂纹等缺点。电弧熔炼通常需要重熔5次以上，含高熔点元素多的合金则需要更多重熔，消耗大量的能量，后续热处理需要50~100 h，浪费大量的时间。Nb-Si作为一种高温结构材料，室温断裂韧性必须大于20 MPa·m1/2才能满足一定的装配要求[71]。大量的研究[72~89]表明，定向凝固工艺能提高Nb-Si合金的综合性能。定向凝固制备Nb-Si合金可以获得连续且一致生长方向的组织，阻碍裂纹扩展进而增强力学性能，有较大的应用前景。

2.1 Nb-Si合金定向凝固方法

到目前为止，定向凝固制备Nb-Si合金的方法主要有：光悬浮定向凝固(OFZ)、电子束定向凝固(EBDS)、整体定向凝固(IDS)、水冷铜坩埚的Czochralski定向凝固(C-DS)和电磁冷坩埚定向凝固(ECCDS)[72]。OFZ是利用卤素灯为热源熔化合金，由于同一合金的2个共线棒之间存在表面张力使熔融区保持在一定位置。EBDS的工作原理是电子枪发射的高能粒子作用到试样表面，实现热传导，完成定向凝固制备。IDS的原理为采用陶瓷坩埚熔化母材，以特定的速率抽拉坩埚进入冷却介质中，也称为有坩埚整体定向凝固。C-DS是利用感应线圈产生交变的电磁场透过分瓣的水冷铜坩埚缝隙作用于坩埚内的母材，产生感应涡流，熔化成母材金属熔体进行定向凝固的制备工艺。ECCDS是通过感应线圈产生交变电磁场，磁场透过水冷铜坩埚利用感应涡流熔化原料产生熔池，利用Ga-In液进行底部冷却，以一定的速率使铸锭在较大的温度梯度下进行定向凝固的制备工艺。该工艺由于电磁力使熔体和坩埚保持了未接触或者软接触的状态，所以几乎避免了熔体的污染。

5种定向凝固制备Nb-Si合金的方式对组织的影响不同，它们的工作原理各不相同，即使成分相同的合金，也可得到不同性能的合金棒，它们的优缺点总结为表2。

表2   5种不同定向凝固方式的优缺点

Table 2  The advantages and disadvantages of five different directional solidification methods

DirectionalAdvantageDisadvantage
solidification method
OFZNo crucible pollution; The requirement forThe preparation pattern is too small; It is difficult
vacuum is relatively lowto control the growth rate accurately
EBDSRestricted by its own gravity and surface tension;The sample is simple in shape and small in size;
The prepared sample has no crucible pollutionIt needs high vacuum and elements are easy to
volatilize
IDSConvection at the solid-liquid interface is small;Impurity is introduced into the ceramic crucible;
The fracture toughness is high at roomThe temperature gradient is small
temperature
C-DSIt is protected by metal condensation shell;The melt decreases; The growth rate is difficult
No crucible pollutionto control
ECCDSLarge size ingot with no pollution; HighThere is lateral heat dissipation
temperature gradient is prepared

Note: OFZ—optical floating zone, EBDS—electron beam directional solidification, IDS—integrally directional solidification, C-DS—Czochralski-directional solidification, ECCDS—electromagnetic cold crucible directional solidification

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2.2 定向凝固工艺参数对组织和性能的影响

2.2.1 凝固速率

定向凝固制备Nb-Si合金的方法中，凝固速率对组织和性能的影响如下：

(1) OFZ

众所周知，抽拉速率会影响固/液界面前沿的过冷度，也会影响单位时间内固相的生长长度。采用OFZ方法制备Nb-17.5Si合金，当抽拉速率由10 mm/h增大到30 mm/h，Nbss相发生了明显的变化，由细长的连续状变为细小且不连续的Nbss颗粒[73]。增加抽拉速率，组织逐渐细小，室温断裂韧性先增加后减小，当抽拉速率为6 mm/h时，合金的室温断裂韧性最高；当抽拉速率为9 mm/h时，合金的屈服强度最高。增加生长速率相当于增加固/液界面前沿的温度梯度，降低原子的扩散速率且减小原子的有效扩散距离，故随生长温度的提高，胞状组织的尺寸减小[74]。采用OFZ制备Nb-Si合金时，抽拉速率低易形成两相耦合且定向排列的组织，抽拉速率高促进β-Nb5Si3相的析出。β-Nb5Si3相增多是因为高温稳定相来不及转变，形成一种亚稳状态并保持到室温，且抽拉速率增大导致硅化物生长过快，截断了韧性相Nbss的连接通道，难以形成两相耦合且定向排列的组织。抽拉速率为6 mm/h时，合金的1250℃压缩强度高达396 MPa，说明定向凝固可以提高Nb-Si合金的高温性能[75]。Sekito等[76]制备了Nb-18.1Si-1.5Zr合金，研究表明，随着生长速率的增加，共晶组织中棒状Nbss相的尺寸逐渐减小。当合金生长速率低于15 mm/h时，铌棒变成圆形，共晶团消失。定向凝固中抽拉速率约等于凝固速率。OFZ时，凝固速率过快，硅化物相和Nbss相都将细化，细小的韧性相大幅降低合金的室温断裂韧性，减小裂纹的偏转和桥接，同时定向凝固效果将会变弱，两相耦合生长效果逐渐消失[35]；如果抽拉速率过慢，定向凝固效果加强，但硅化物相粗化，Huang等[77]发现5 mm/h的抽拉速率能够做到二者的契合，获得高性能的Nb-Si合金。

(2) EBDS

郭喜平和高丽梅[78]采用电子束区熔制备了Nb-24.6Ti-14.5Si-5.3Cr-2.8Al-4.2Hf-1.0B-0.05Y合金，其相组成分别为Nbss相、α-(Nb)5Si3相和Nb3Si相。研究了电子枪移动速率对组织的影响，发现当电子枪移动速率为R = 2.4 mm/min时，可获得最佳的定向凝固组织，该合金的室温断裂韧性为19.7 MPa·m1/2，其室温断裂韧性远高于电弧熔炼态，表明良好的定向凝固组织可以大幅提高Nb-Si合金的室温断裂韧性。

(3) IDS

不同的定向凝固工艺制备相同成分的合金会产生不同的效果。采用有坩埚整体定向凝固工艺制备47.44Nb-22Ti-16Si-6Cr-4Hf-3Al-1.5B-0.06Y合金的相组成为Nbss相、γ-(Nb, X)5Si3相和β-(Nb, X)5Si3相[79]，而电子束定向凝固该合金的相组成为Nbss相、α-Nb5Si3相和Nb3Si相[80]。采用特殊陶瓷坩埚整体定向凝固的Nb-22Ti-16Si-6Cr-4Hf-3Al-1.5B-0.06Y合金，组织为棒状(Nb, X)5Si3相和(Nb, Ti)ss/(Nb, X)5Si3共晶(X为Ti和Hf元素)，共晶胞的平均直径和层间距均随抽拉速率的增大(5、10、15、30、50、80和100 µm/s)而减小。凝固过程包含先析出棒状的初生(Nb, X)5Si3相，剩余合金液进而凝固为(Nb, Ti)ss/(Nb, X)5Si3共晶组织，最终得到沿生长方向均匀分布的定向凝固组织[81]。王勇和郭喜平[82]在自行研制的定向凝固炉内制备了Nb-Ti-Si-Cr-Hf-Al-B-Y超高温合金，合金的定向凝固组织主要由沿着试棒轴向排列的初生(Nb, X)5Si3 (X = Ti、Hf、Cr)相与耦合生长的层片状Nbss/(Nb, X)5Si3共晶团组成。当凝固速率由2.5 μm/s增加到100 μm/s时，定向凝固组织发生明显细化，固/液界面依次经历粗胞状→细胞状→胞枝的演化过程。Nbss/(Nb, X)5Si3共晶两相较低的熔化熵及其凝固前沿较大的动力学过冷度是形成规则共晶的主要原因。

Guo等[83]制备了高室温断裂韧性的合金，最大平均KQ达到23.77 MPa·m1/2。该试样首先通过真空非耗材电弧熔炼炉制备母合金锭，并采用电火花加工(EDM)制备了直径为6.8 mm、长度为78 mm的合金棒。在特殊的陶瓷坩埚(长90 mm、内径7.0 mm、厚度1 mm)中组装。炉腔温度达到2000℃，恒温5 min，分别以2.5、5、10、20、50和100 μm/s的抽拉速率制备试样。所有定向凝固(DS)试样的显微组织均由灰色块状初生(Nb, X)5Si3相和(Nb, Ti)ss/(Nb, X)5Si3共晶组成(X为Ti和Hf元素)，如图5[83]所示。共晶胞的平均直径和层间距均随抽拉速率的增加而减小。增加抽拉速率，(Nb, Ti)ss/(Nb, X)5Si3耦合生长较好。整体定向凝固可显著提高合金的室温断裂韧性，相同成分铸态合金的KQ仅为13.63 MPa·m1/2，抽拉速率为100 μm/s时，最大KQ达到23.77 MPa·m1/2，与铸态合金相比，DS试样的断口形貌起伏复杂，撕裂脊较电弧熔炼态合金更宽，韧窝和界面脱黏现象较多，Nbss相塑性变形较多。抽拉速率从10 μm/s增加到100 μm/s，断裂模式未发生改变，均为准解理断裂，但解理面数量和尺寸都减少，韧窝数量增加。在DS试样中，细小且随机分布的(Nb, Ti)ss基体不能有效地阻挡裂纹的扩展，高长宽比的板状(Nb, Ti)ss相可以给裂纹提供更多的机会来桥接和偏转，有利于室温断裂韧性的提高[73]。(Nb, Ti)ss相垂直于三点弯曲切口的定向排列可以更好地抗裂纹扩展，更多(Nb, Ti)ss/(Nb, X)5Si3界面在变形过程中会有效地钝化、阻滞和偏转裂纹，从而显著提高断裂韧性。Fang等[84]进一步研究了抽拉速率下的Nb-Si合金微观组织，发现抽拉速率超过500 μm/s时，共晶组织转变为不规则的纤维状结构，不存在一定的晶体取向。

图5

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图5   Nb-Ti-Si基超高温合金横向和纵向截面微观结构的SEM像[83]

Fig.5   SEM images of the microstructures on both transverse (a-d) and longitudinal (e-h) sections of the Nb-Ti-Si base ultrahigh temperature alloy integrally directionally solidified at withdrawal rates of 2.5 μm/s (a, e), 10 μm/s (b, f), 50 μm/s (c, g), and 100 μm/s (d, h)[83]


(4) ECCDS

Yan等[85]研究了不同抽拉速率(0.4、0.8、1.4 mm/min)电磁冷坩埚定向凝固Nb-Si-16Si-3Cr-3Al-2Hf合金的影响。在3种抽拉速率下合金相均由Nbss、α-(Nb, Ti)5Si3、γ-(Nb, Ti)5Si3组成。随着抽拉速率的增加，Nbss相的长径比减小，Nbss/(Nb, Ti)5Si3共晶相的耦合生长效果减弱，共晶Nbss相颗粒的平均直径和相间距减小，Nbss/(Nb,Ti)5Si3共晶相主要包含：耦合生长的Nbss/(Nb, Ti)5Si3共晶相，不规则的Nbss + (Nb,Ti)5Si3相共晶，准球形Nbss + (Nb, Ti)5Si3相共晶。高Nbss相体积分数，更多的Nbss/(Nb, Ti)5Si3共晶界面有利于室温断裂韧性的提高，而Nbss相长径比减小会降低室温断裂韧性。Nbss的体积分数、尺寸和长径比以及Nbss/(Nb, Ti)5Si3共晶相界面的数量共同决定了室温断裂韧性，电磁冷坩埚定向凝固更小及更大的抽拉速率对组织的影响暂无资料可查，因此进一步调控获得更好耦合的Nbss/(Nb, Ti)5Si3共晶组织显得尤为重要。

抽拉速率均能改变不同定向凝固工艺的组织，调整抽拉速率获得较好耦合生长的(Nb, Ti)ss/(Nb, X)5Si3组织是提升室温断裂韧性的关键，值得注意的是不同的定向凝固工艺的“最佳”抽拉速率不同。

2.2.2 变加(减)速率

在Nb-Si多元合金试样上采用突然改变抽拉速率的方法，可以直接观察到改变抽拉速率对组织演变的影响，更好地研究相竞争和形态演化。高抽拉速率的初始凝固条件影响后续形核生长的组织，在降速前，高抽拉率率形成良好排列的组织，保持与共晶组织的良好耦合，突然降速后仍能延续这些特性。首先以100 μm/s的抽拉速率制备30 mm长的试样，进而以10 μm/s的抽拉速率制备30 mm长的试样。在抽拉速率突然降低的初期，共晶胞的尺寸没有发生明显的变化，平均尺寸为42.5 mm。距离降低抽拉速率界面约3 mm处，共晶胞的尺寸明显增大；距离降低抽拉速率界面5 mm处，共晶胞的平均尺寸为128.2 μm。突然降低抽拉速率后，Si含量的变化会影响初生γ-(Nb, X)5Si3体积分数和尺寸。对比从100 mm/s突然降低到10 mm/s的定向凝固和等速率10 mm/s的定向凝固铸锭发现，由于最终凝固条件相同，因此微观组织尺寸和相比例接近，但100 mm/s突然降低到10 mm/s的合金，在定向凝固过程中组织的纵向排列和共晶的耦合程度明显好于等10 mm/s速率抽拉的合金[86]。因此，定向凝固Nb-Si基合金的微观组织特征不仅受到最终凝固条件的影响，而且还受到达到最终凝固条件的不同途径的影响。

突然减速可以改变材料的微观组织，Nb-xSi-24Ti-4Cr-2Al-2Hf (x = 16、17)合金突然减速凝固会加剧初生硅化物相的分散分布，最终形成不规则的八面体初生硅化物，为控制定向凝固制备Nb-Si基合金的性能提供了新途径[87]。

综上所述，整体定向凝固在保证定向耦合生长的情况下，随着抽拉速率的增加，(Nb, Ti)ss相的厚度逐渐减小，促进了(Nb, Ti)ss/(Nb, X)5Si3界面的定向排列和规则排列，提高了合金的室温断裂韧性。目前，对于突然改变抽拉速率对定向凝固Nb-Si基合金的研究较少，这些现象在其他的Nb-Si基合金体系中是否会出现尚不清楚。因此，其他Nb-Si合金在突然改变拉速和在恒定拉速下定向凝固的微观组织差异需要更系统的研究。

2.2.3 过热度(温度梯度)

熔体过热度对Nb-Si合金的影响主要是改变了定向凝固界面形态及其稳定性，即熔体结构状态的非平衡驰豫过程和不可逆变化引起的滞后效应。一方面包含了熔体黏滞性和溶质分配系数对界面的稳定化作用，另一方面又存在过热引起的高温“遗传”熵对界面稳定的减弱作用[17]。在同一抽拉速率(15 μm/s)下，不同过热度θs (θs = 1950、2000、2050、2100和2150℃)对47.44Nb-22Ti-16Si-6Cr-4Hf-3Al-1.5B-0.06Y合金组织形貌影响不同，在2020~2050℃的区间内更易获得耦合良好的双相组织，当熔体温度达到2000℃时，组织转变为耦合良好的花瓣状和细小的共晶组织，树枝状共晶组织消失。随着过热度的增加，合金的凝固界面依次出现了树枝状→胞状→树枝状的演化进程[80]。

哈尔滨工业大学和北京航空材料研究院[48]采用电磁冷坩埚定向凝固制备了Nb-12Si-24Ti-4Cr-4Al-2Hf合金，其分别由非熔化区、初始过渡区、稳态生长区和最终凝固区组成。稳态生长区的硅化物为γ-(Nb, Ti)5Si3相，稳态生长区为β-(Nb, Ti)5Si3相。稳态生长区的定向凝固效果较好，其高温强度和室温断裂韧性均优于初始生长区，分别提高了50%和24%。

加热功率可以影响稳态区的显微组织。随着加热功率的增加，Nbss和Nb5Si3相的耦合生长度增强；Nbss相中合金化元素含量增加；Nbss相体积分数先增大后减小，由55%变为54%。当电磁冷坩埚定向凝固制备Nb-22Ti-16Si-3Cr-3Al-2Hf合金时，加大抽拉速率、减小加热功率和增加保温时间均减小初生Nbss的一次和二次枝晶臂间距；当加热功率较低时，KQ与相间距(λ)的关系为KQ = 0.0225λ + 10.96976；当加热功率较高时，相间距增加，KQ先减小后增加；实验测得1250℃的抗拉强度最大值达到210 MPa[88,89]。

3 总结与展望

低密度和高熔点特性的Nb-Si基超高温合金是下一代航空发动机热端部件的重要候选材料之一。合金化和定向凝固制备技术均提高了室温断裂韧性等力学性能，但合金的室温断裂韧性仍难以满足加工制备需求。定向凝固加工技术能够调控相组成和组织形貌，进而增强Nb-Si基超高温合金的室温断裂韧性，通过先进的加工技术改善Nb-Si基超高温合金室温断裂韧性差的问题将是下一步的研究重点，以下3个方面将有可能实现突破：(1) 定向凝固技术可以获得良好的Nbss/Nb5Si3定向组织，提升轴向力学性能，在定向凝固制备技术中，在保证Nbss/Nb5Si3良好耦合单向生长的情况下，提升共晶组织连续性等来提高Nb-Si基超高温合金力学性能是未来需要研究的重点和热点；(2) 采用热变形对Nb-Si基超高温合金进行二次处理，可以获得沿变形方向排列的初生Nb枝晶组织，可提高室温断裂韧性；(3) 未来利用外场处理技术如超声处理等，将有可能实现Nb-Si基超高温合金尤其是高温增强相的超细化，提升室温断裂韧性。

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