本发明属于超高温合金材料领域，涉及一类可以用于制备在航空、航天领域应用的一系列热端部件的nb-si基多元合金，具体为一种定向凝固nb-si基多元合金及其制备方法。
背景技术：
新一代高推重比航空发动机热端部件需要承温能力更高的高温结构材料。nb-si基合金具有高熔点(≥1750℃)、低密度(≤7.2g/cm3)和良好的加工性能，目标使用温度达到1200～1400℃，成为用于新一代高推重比航空发动机热端部件最有潜力的候选材料，也是当前材料领域的研究热点之一。
新一代高推重比航空发动机热端部件对超高温结构材料性能要求十分苛刻，必须在高温强度、蠕变抗力、室温韧性、抗氧化性和密度等方面达到综合性能平衡。从材料组织角度上讲，上述强度、韧性和环境稳定性等关键性能应该由不同相或组织来承担，需要应用多相组织匹配理论设计以满足材料综合性能平衡的要求。nb-si基合金就是一种具有上述多相组织特点的新一代超高温结构材料。nb-si基合金的基本组成相包括塑韧性的nb基固溶体(nbss)相和在高温下保持高强度的金属间化合物nb5si3相，nbss相提供室温韧性，而nb5si3相提供高温强度、蠕变抗力和高温抗氧化性能。nbss/nb5si3双相组织是nb-si基合金强韧性和抗氧化性匹配的组织基础，通过优化nbss/nb5si3组织，使nb-si基合金既保持一定的室温韧性，又具有良好的高温强度和抗氧化能力。对于nb-si基合金，关键性问题是如何通过合金成分设计和工艺优化来实现nb-si基合金在室温和高温下的强韧化匹配。
技术实现要素：
本发明正是针对nb-si基多元合金高低温力学性能强韧化难以匹配的问题，提供了一类nb-si基多元合金，通过合理的组分优化设计，以及定向凝固法得到的横向晶界极少的柱状晶组织，使合金的高低温强韧化匹配性显著改善，可应用于一级涡轮叶片部件、燃烧室等涡轮发动机热端部件。
本发明完整的技术方案包括：
一种定向凝固nb-si基多元合金，其特征在于，所述合金包括下列元素：30％≤nb≤70％，12％≤si≤30％，16％≤ti≤28％，1％≤cr≤24％，1％≤al≤10％，2％≤hf≤10％，0<sc≤5％，以上元素含量均为原子百分比。
进一步的，还包含以下含量的元素：0<y≤5％，以上元素含量为原子百分比。
进一步的，还包含以下含量的元素：0<zr≤10％，以上元素含量为原子百分比。
进一步的，还包含以下含量的元素：0<sr≤5％，以上元素含量为原子百分比。
进一步的，还包含以下含量的元素：0≤dy≤3％，0≤ce≤3％，0≤ho≤3％，0≤b≤8％，0≤ge≤8％，0≤mo≤8％，0≤sn≤6％，0≤w≤8％，0≤ta≤8％，0≤v≤8％，0≤re≤5％，0≤rh≤5％，以上元素含量为原子百分比。
进一步的，所述的合金熔炼后，经定向凝固处理，再经热处理获得，具体的工艺包括如下步骤：
(1)通过真空非自耗电弧熔炼进行母合金制备；
(2)在母合金锭上切取圆棒，除去圆棒表面氧化皮之后，采用液态金属冷却法定向凝固，以氧化钇陶瓷或者氧化锆涂覆氧化铝陶瓷或者氧化钇涂覆氧化铝陶瓷为型壳，在一定抽拉速度范围内和保温温度下得到所述的nb-si基多元合金；
(3)将定向凝固方法制备的合金进行均匀化热处理，得到组织均匀、性能优异的nb-si基多元合金。进一步的，所述的抽拉速度在1.2～100mm/min范围内可控，保温温度为1700～2100℃，在抽拉前，试棒需要在设定温度保温30min；所述的均匀化热处理温度为1000-1500℃，时间为1～50小时。
进一步的，所述合金组织包含nbss相、nb5si3强化相，其中nbss相含量为20-60％，nb5si3相含量为20-60％。
进一步的，所述合金组织包含0-25％cr2nb相。
进一步的，所述合金的室温断裂韧性＞20mpa·m1/2，1250℃/80mpa下高温持久性能大于100小时。
本发明相对于现有技术的优点在于：
1.合金组分的设计，首先，在nb-si-ti-cr-al-hf六元合金体系的基础上，加入了sc元素，进一步的加入了y和/或zr和/或sr组合的合金组分体系，更进一步的，加入了多种其它合金化元素并存的体系，并在此基础上，针对各合金化元素，通过实验、计算，研究分析了相关的微观组织，得到了不同合金元素的合理含量。
合金元素sc的添加减轻了合金在凝固过程中的元素偏析现象，减少了γnb5si3中的微裂纹，减轻了各组成相的元素偏析，使得合金中各相的成分更均匀，尤其是固溶体相的成分。其次合金元素sc的添加降低了硅化物相的弹性模量以及硬度，同时使得固溶体相的弹性模量和硬度增加，这有利于二者在室温和高温下的协同变形，从而提高合金的强韧化匹配性。再次，合金元素sc的添加弱化了相界面强度，保持其高温持久强度不变。
2.通过定向凝固实现了对nb-si基多元合金的组织控制，获得了具有长度、宽度适合的纤维状nb5si3相，其中纤维状nb5si3的平均长度大于20微米。以合适的定向凝固工艺使得nbss和nb5si3相在凝固过程中协同生长，从而减少横向晶界，减小nbss树枝晶的二次枝晶臂，通过热处理使得纤维状nb5si3分布在nbss基体上。协同生长的nbss和nb5si3在高低温力学性能测试中晶界强度适中，改善了合金强韧化匹配性。
附图说明
图1为本发明实施例1、5、8、10所选合金经定向凝固和热处理后典型的组织图；
具体实施方式
以下结合实施例对本发明做进一步阐述，但本发明并不局限于具体实施例。
本发明实施例1-10分别选用组分如表1所示的合金成分(原子百分比成分)。经真空非自耗电弧熔炼技术得到合金母锭，随后采用定向凝固液态金属冷却法制备定向凝固合金，再对定向凝固合金进行热处理，具体工艺步骤如下：
第一步，按照表1中的名义成分进行配比，称取纯度高于99.90wt％的各组分原材料，其中sc是以sc或alsc中间合金加入，对各组分原材料进行清洗(包括酸洗、碱洗去除氧化皮，采用丙酮和/或酒精去除油污)和打磨，随后对原材料进行烘干处理，烘干后用高精度电子天平进行称量，封装好原材料等待熔炼。
第二步，将封装好的原材料置于真空电弧熔炼炉坩埚中，并将si、al易挥发损耗的原材料置于坩埚底部，开始抽真空，当真空度达到1.0×10-3pa之后充入高纯氩气，使真空电弧熔炼炉内的压力达到1-5pa左右开始熔炼，共熔炼5次，每一次熔炼后对母合金锭进行翻转，确保其成分均匀。
第三步，对母合金锭进行线切割，在母合金锭上切取φ8-20mm的圆棒若干个，去除圆棒表面以及端面的氧化皮，用丙酮清洗后烘干，封装备用。
第四步，将封装后的圆柱棒置于自制氧化钇陶瓷管中，并将陶瓷管和圆棒一同置于真空定向凝固炉内，开始抽真空升温，当真空度达到1.0×10-3pa之后充入高纯氩气至1-5pa，当温度达到1700-2100℃后保温30min，开始以1.2-100mm/min的抽拉速度进行抽拉，进入ga-in-sn合金中快淬，随炉冷却。
第五步，将合金棒从氧化钇陶瓷管中取出，并打磨掉残余的氧化钇陶瓷及表面氧化物，清洗后烘干。
第六步，将第5步所得的定向凝固合金棒置于真空热处理炉中，抽真空至1.0×10-2pa之后开始升温，当真空抽至1.0×10-3pa之后开始充入高纯氩气，当温度升至1000-1500℃时保温1-50h，随炉冷却。
第七步，将第6步获得的热处理试棒横截面、纵截面用线切割切开，用水砂纸和研磨膏进行样品的打磨与抛光，制备金相试样与xrd分析试样。用线切割法在距离定向棒底端50mm-140mm的轴线位置切取三点弯曲试样以及高温持久试样若干，三点弯曲试样尺寸为30mm×6mm×3mm，高温持久试样长度为60mm，其工作段的尺寸为30mm×2mm×3mm。
第八步，将三点弯曲试样置于万能电子试验机设备上进行断裂韧性测试，每个合金棒切取6个三点弯曲试样，最终性能取平均值。
第九步，将高温持久试样置于装有热电偶与加热系统以及拉伸系统的高温性能测试机上进行测试，每个合金试棒上切取三个高温持久试样，取平均值。
表1实施例1-10的成分列表(元素含量均为原子百分比at.％)
图1(a)-1(d)分别依次为实施例1、5、8、10的定向凝固+热处理之后的显微组织图。定向凝固合金组织主要包括nbss相和α-nb5si3相以及少量γ-nb5si3组成，其中硅化物相沿定向凝固方向定向排列，硅化物相以纤维状分布到基体上，纤维长度大于20微米。对实施例1-10的室温断裂韧性和1250℃/80mpa高温持久强度性能进行测试，每一个性能开展3-5组实验，各性能的平均值如表2所示。由表2可见实施例1-10中的nb-si基多元合金经定向凝固和热处理后，室温断裂韧性平均值均超过20mpa·m1/2，1250℃/80mpa下高温持久性能平均值均大于100小时。本发明所保护的定向凝固合金性能范围均大幅优于现有文献中公开的nb-si合金性能。
表2实施例1-10的室温断裂韧性和高温持久性能表
以上所述仅为本发明的优选实施例，并非因此限制本发明的专利范围，凡是利用本发明说明书内容所作的等效结构或等效流程变换，或直接或间接运用在其他相关的技术领域，均同理包括在本发明的专利保护范围内。