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本文采用熔铸法制备了20种不同成分的Nb-Ti-C合金和9种不同成分的Nb-Ti-Al-C合金。Nb-Ti-C合金C原子含量分别为4at.％，8at.%，12at.%和16 at.%，Ti原子含量范围为5at.%-64at.%，经过组织分析和成分优化后选定Nb-21Ti-4C、Nb-35Ti-4C和Nb-25Ti-8C三个合金分别添加5at.%，10at.%和15at.%的Al熔炼制备成Nb-Ti-Al-C合金。系统研究了合金的组织演变及其氧化性能，得到以下主要研究结果。 铸态条件下Nb-Ti-C合金由铌基固溶体（Niobium Solid Solution, Nbss）和碳化物(Nb2C或(Nb, Ti)C)构成，Nb2C仅存在于Ti原子含量与C原子含量比值较小的三个合金中，(Nb,Ti)C则在很大的成分范围内存在。Nbss在C原子百分含量为4%的合金中作为初生相，剩余液相以(Nb,Ti)C与Nbss共晶组织形式存在于枝晶间；C原子含量为8at.%-16at.%的合金中，(Nb,Ti)C转变为一次析出相；初生Nbss和(Nb,Ti)C均容易生长为枝晶或树枝晶。初生(Nb,Ti)C内金属原子Nb的相对含量高于共晶(Nb,Ti)C；共晶(Nb,Ti)C金属原子以Ti原子为主，且其凝固组织呈现出较弱的小平面生长特征。 Nb-Ti-C合金Al元素的加入促使合金凝固过程由亚共晶向共晶、过共晶凝固转变，铸态条件下仅有15at.%Al合金内部析出Nb3Al相，Al元素固溶进入Nbss使得Nbss产生有序化，引起Nbss晶格常数迅速减小。 热处理不改变Nb-Ti-C合金的相组成，热处理后Nbss内析出尺寸细小的条状二次(Nb,Ti)C；初生和共晶(Nb,Ti)C内则析出以Nb原子为主的二次Nbss。热处理后(Nb,Ti)C内金属原子进一步转变为以Ti原子为主。(Nb,Ti)C内析出二次Nbss是由不同温度条件下(Nb,Ti)C内金属原子溶解度变化及NbC向热力学上更为稳定的TiC转变引起的，且(Nb,Ti)C中高的Nb原子含量更能够决定Nbss析出驱动力及生长形貌。驱动力较小时二次Nbss沿fcc(Nb,Ti)C的密排面{111}面形核且平行于该面长大成为长条状，析出Nbss与母相存在如下取向关系：[011](,)Nb Ti C//[001] Nbss，(111)(,)Nb Ti C//(110)Nbss；析出驱动力较大时二次Nbss形貌由长条状转变成不规则的片状，转变驱动力足够大时二次Nbss甚至越过晶界与一次Nbss枝晶相连生长为层片状。 热处理后Al原子百分含量为10%和15%的Nb-Ti-Al-C合金存在大量Nb3Al析出，Nb3Al相在(Nb, Ti)C周围Al原子富集区优先形核，长大后向Nbss枝晶内部扩展，Nb3Al相在Nbss内以规则的块状或长条状存在；研究发现Nb3Al依附于bcc Nbss的密排面{110}形核，通过向Nbss内排出Ti原子长大。 利用纳米压痕和原子力显微镜研究Nb-Ti-(Al)-C合金组成相力学性能得出，Ti、Al元素合金化能有效的提高Nbss的硬度，且Al元素的固溶强化效果优于Ti元素，Nbss力学性能均一且具有良好的塑性变形能力。(Nb,Ti)C和Nb3Al作为有效的增强相在变形过程中能够通过与Nbss良好的界面结合强化铌合金。热处理后Nbss硬度受到其内部组织均匀化及位错密度降低的影响而有所下降；热处理过程中(Nb,Ti)C内二次 Nbss的原位析出能够有效的提高脆性碳化物的韧性。不同成分合金热处理前后Nbss硬度变化表明Ti、Al、C等元素的加入能够提高Nbss的高温强度。 Nb-Ti-(Al)-C合金高温抗氧化性能研究表明，Ti、Al元素合金化及(Nb, Ti)C相的生成能够改善铌合金的抗氧化性，合金在800℃氧化时表现出良好的抗氧化性能，且Nb-25Ti-8C-(0,15)Al合金900℃氧化速率与C-103工业铌合金相比降低75%。 TiO2、Al2O3、NbO2、Nb2O5及复相氧化物TiNb2O7构成的混合氧化膜减小了其与合金基体的体积比，提高氧化膜的致密度。氧化过程中活性元素Ti由内向外扩散，与O发生选择性氧化阻止O向内层的扩散，相比之下Al元素扩散能力较差选择性氧化不明显。随着氧化温度的升高氧化膜中Nb2O5含量增加，导致氧化膜内部及与合金基体的内应力增大，氧化膜与合金的界面强度小于氧化膜的断裂强度，引起了外层氧化膜的脱落。