更热 、更强 、更韧 、更轻是设计和制造下一代航空推进系统的关键技术指标 。由于市场对高性能航空发动机的需求不断增长 ，对难熔金属间化合物复合材料的研究也因此越来越深入 ，特别是铌硅化合物原位复合材料 ，因为其具有出色的物理力学特性 。作为Nb-Si基合金的主要组成相 ，室温韧性源于体心立方（bcc）铌固溶体（Nb_ss）；而硅化物（Nb₅Si₃或Nb₃Si）强化相与提高高温时的蠕变和抗氧化性能息息相关 。因此 ，实现Nb-Si基合金的平衡和综合性能的因素主要取决于两相的体积分数 、微观结构分布以及界面组合的优化 。

由于Nb-Si基合金在室温下的断裂韧性较差 ，这就限制了其在工业领域的应用 。为了提高室温韧性 ，合金化和复合可以作为一种有效的方法和选择 。在第三代基于镍的单晶高温合金（SGX3）中 ，铼的添加显著提高了γ′-Ni3Al的粗化活化能 ，从而降低其粗化动力学 。若采用真空非消耗性电弧熔炼的Nb–Si原位复合系统 ，0.5 at.%的铼合金化量可以使其断裂韧性达到39.4%的增量（从10.33 MPa m^1/2增加到14.4 MPa m^1/2） 。

1 、添加铼后的Nb–Si基合金的室温韧性

经过三点弯曲测试 ，图1展示了Re对Nb–Si基合金室温断裂韧性的影响 。在变形过程中 ，所有曲线（图1(a)）都呈线性上升趋势 ，然后急剧下降 ，这也意味着在这一刻发生了失效行为 。对于基础合金 ，其最终承载力只有130.8N ，韧性（KQ）仅达到8.4 MPa m^1/2 。随着Re含量的进一步增加 ，承载力和KQ的值几乎呈同步变化的趋势 。0.1Re合金的平均KQ为11.7 MPa m^1/2 ，最大载荷也达到了172.6 N 。与基础合金相比 ，0.4Re合金在最终载荷（234.3 N）和断裂韧性（13.1 MPa m^1/2）方面均表现出79%和56%的最大增长 。但0.6Re合金的问题是 ，这两个指标都缩小到了119.4 N和7.6 MPa m^1/2以下 ，均低于基础合金 。

图1 四种不同Nb–Si基合金的单刃缺口三点弯曲测量 ：(a)载荷与加载点弯曲位移；(b)室温断裂韧性(KQ)

图2显示了经过三点弯曲测试后四种不同Nb–Si基合金的裂纹传播路径的比较 。沿加载方向 ，基础合金和0.6Re合金的裂纹直接穿透试样 。特别是对于0.6Re合金 ，尽管其峰值力相对较小（119.4N ，图1(a)） ，但导致了更大的断裂间隔（图2(d)） 。而对于基础-xRe（x=0.1或0.4 ，at.%）合金 ，裂纹的传播路线以蜿蜒和曲折的状态为特征 ，而不是直线 。同时 ，在0.1Re和0.4Re合金中 ，主裂纹路径附近表现出更多的增韧行为 ，如裂纹偏转 、桥接 、阻滞和次生微裂纹 ，这些都有助于提高Nb–Si基合金的断裂韧性 。

图2. 四种不同Nb–Si基合金在三点弯曲测试后裂纹传播的比较 ：(a) 基础合金；(b) 0.1Re合金；(c) 0.4Re合金；(d) 0.6Re合金 。

从图3可以看出 ，四种不同Nb–Si基合金的断口表面也展现出一系列不同的特征 。无论是否掺杂Re ，硅化物的断口表面都呈现出典型的脆性断裂模式 ，没有波浪状 。作为合金在变形过程中的主要可塑性来源 ，基础合金和0.6Re合金中相邻脆性硅化物明显阻碍了Nb_ss相的塑性作用（图3(a)和(d)）；断口表面的河流图案也标志着Nb_ss基体的发生了脆性断裂 。对于0.1Re合金 ，对可塑性Nbss相的约束逐渐减轻 ，因此在变形过程中明显出现了断裂步进和撕裂脊（图9(b)） 。而在Re掺杂量达到0.4 at.%后 ，这一变化更进一步（图3(c)）；例如 ，许多微裂纹可以清晰可见 ，特别是Nb_ss硅化物界面的脱粘现象的出现 。

图3. 四种不同Nb–Si基合金在三点弯曲测试后的断口表面对比 ：(a) 基础合金; (b) 0.1Re合金; (c) 0.4Re合金; (d) 0.6Re合金 。

图4显示了四种不同Nb–Si基合金在三点弯曲测试后的断口表面的3D拓扑图 。与基础合金相比 ，0.1Re合金的断口表面明显呈波动状 ，而在0.4Re合金中更为明显 。从基础到0.6Re合金的所选断口表面的面积分别为468,115.2 μm² 、823,381.2 μm² 、894,434.4 μm2和430,498.8 μm² 。为方便起见 ，上述表面的投影平面（645 x 648 = 417,960 μm²）用作参考平面 ，以计算表面积比（SAR ，所选表面与参考平面的面积比） ，从而进一步比较和定量评估断口表面 。SAR随着铼的进一步合金化逐渐增加 ，并在0.4Re合金中最大化为2.14 ，在此达到了最佳的断裂韧性（图1(b)） 。但几乎与平坦的参考平面一致 ，0.6Re合金的SAR仅为1.03 ，甚至低于基础合金的1.12 。

图4. 不同Nb–Si基合金在三点弯曲测试后的三维表面形貌比较（基础-xRe ，x=0, 0.1, 0.4, 0.6 ，原子%）

2 、添加铼后的Nb–Si基合金的显微硬度

随着Nb–Si基合金中Re浓度的增加 ，图5中的硅化物的平均直径呈现了与维氏显微硬度相似的变化特征 。在基础合金中 ，硅化物的尺寸为6.23μm ，随着Re的加入逐渐减小 ，最终达到最小值4.68μm；即 ，硅化物相对于基础合金 ，在Re掺杂量达到0.4 at.%后 ，其粒度大约减小了25% 。但在0.6Re合金中 ，硅化物的颗粒明显变大 ，其平均尺寸最大为6.92μm ，甚至比基础合金还要大 。同样 ，维氏显微硬度也呈现了先升后降的趋势；在0.4Re合金中达到最小值 ，为1178 HV ，比基础合金“软”了大约39% 。

图5. 基于不同Re含量（x=0, 0.1, 0.4, 0.6, at.%）的合金中硅化物尺寸和显微硬度的比较 。

对增韧相施加不同力的条件 ，可能会在Nb–Si基合金的整体塑性方面产生相当大的差异 ，尤其是三轴压应力 。在韧性的Nbss相中 ，有明显的呈现为河流图案的劈裂断裂行为（图3(a)和(d)） ，这是由于周围硅化物对其具有强烈的约束效应 。而在0.1Re和0.4Re合金中 ，微裂纹（图3(b)和(c)）有助于分散对Nb_ss基体的韧性约束 。由于在Nb_ss/αNb₅Si₃界面处的剪切强度较低 ，发生了界面剥离（图3(c)） ，重新分布了应力-应变场 ，因此改善了塑性流动 ，从而在0.4Re合金中形成了更不均匀和起伏更大的断裂表面（图4） 。不仅如此 ，在界面分离处发生了更多的裂纹偏转 ，并出现了许多次生裂纹（图2(c)） ，这不可避免地提高了在裂纹传播过程中的断裂能量的消耗 。总的来说 ，诸如微裂纹 、次生裂纹和界面剥离等有益的增韧行为都有助于降低裂纹尖端的驱动力 ，增加裂纹尖端的屏蔽和裂纹尖端的开口位移（CTOD） 。

由于铼的原子半径大于铌 ，因此铼可以引起更明显的晶格膨胀 ，提高了Nb–Si基合金的内在能量 ，从而在外部表现为具有更高的显微硬度 。这也意味着在（Nb, Re)_ss的较大晶格空间中能够容纳更多的间隙Ti原子 ，可以进一步增强Nb_ss基体的韧性；因此 ，0.1Re合金和0.4Re合金的维氏硬度略微降低而不是更“硬”了（图5） 。但除了Ti含量的增加外 ，Si含量也随之增加 ，Si是一种容易使Nbss相硬化的典型元素 。此外 ，添加难熔金属的另一个重要考虑因素是韧脆转变温度（DBTT） 。尽管纯铌的DBTT很低（零下150^°C） ，但（Nb, X)ss的DBTT非常容易受到间隙或替代含量的影响 。除了Ti和Hf之外 ，当前研究中Cr 、Al和Re等其他成分都与DBTT呈负相关 。以Re为例 ，仅仅2at.%的掺杂量就可以显著提高（Nb, Re)ss的DBTT至室温 。因此 ，在0.6Re合金中 ，Ti的增韧效果无法抵消其他成分（尤其是Si和Re）引起的强化行为 ，从而导致更高的显微硬度（图5）和更低的断裂韧性（图1） 。

3 、结论

该研究系统地研究了Re对室温下Nb–Si基合金的微观结构 、相组成和力学性能的影响 。从实验结果中可以得出以下结论 ：

1）四种不同Nb–Si基合金中的组分相均为Nbss 、αNb₅Si₃和γNb₅Si₃ ，而Re主要分布在Nb_ss基体中 。添加0.4 at.%的Re可以使硅化物精炼到最小值 ，其平均直径为4.68μm ，但过量添加会导致再次粗化 。0.4Re合金中 ，Nbss基体连续性最佳 ，体积分数最大 ，达到63.1% 。

2）添加Re增加了Nb_ss基体中其他间隙元素的含量 ，并相应地使0.6Re合金的显微硬度最大化 。由于Nb_ss相的体积分数更高且更具韧性 ，以及硅化物变钝且分散 ，室温下的断裂韧性从0.1Re合金的8.4 MPa·m^1/2提高到0.4Re合金的最大值13.1 MPa·m^1/2 。