更熱、更強、更韌、更輕是設(shè)計和制造下一代航空推進系統(tǒng)的關(guān)鍵技術(shù)指標。由于市場對高性能航空發(fā)動機的需求不斷增長，對難熔金屬間化合物復(fù)合材料的研究也因此越來越深入，特別是鈮硅化合物原位復(fù)合材料，因為其具有出色的物理力學(xué)特性。作為Nb-Si基合金的主要組成相，室溫韌性源于體心立方（bcc）鈮固溶體（Nb_ss）；而硅化物（Nb₅Si₃或Nb₃Si）強化相與提高高溫時的蠕變和抗氧化性能息息相關(guān)。因此，實現(xiàn)Nb-Si基合金的平衡和綜合性能的因素主要取決于兩相的體積分數(shù)、微觀結(jié)構(gòu)分布以及界面組合的優(yōu)化。

由于Nb-Si基合金在室溫下的斷裂韌性較差，這就限制了其在工業(yè)領(lǐng)域的應(yīng)用。為了提高室溫韌性，合金化和復(fù)合可以作為一種有效的方法和選擇。在第三代基于鎳的單晶高溫合金（SGX3）中，錸的添加顯著提高了γ′-Ni3Al的粗化活化能，從而降低其粗化動力學(xué)。若采用真空非消耗性電弧熔煉的Nb–Si原位復(fù)合系統(tǒng)，0.5 at.%的錸合金化量可以使其斷裂韌性達到39.4%的增量（從10.33 MPa m^1/2增加到14.4 MPa m^1/2）。

1、添加錸后的Nb–Si基合金的室溫韌性

經(jīng)過三點彎曲測試，圖1展示了Re對Nb–Si基合金室溫斷裂韌性的影響。在變形過程中，所有曲線（圖1(a)）都呈線性上升趨勢，然后急劇下降，這也意味著在這一刻發(fā)生了失效行為。對于基礎(chǔ)合金，其最終承載力只有130.8N，韌性（KQ）僅達到8.4 MPa m^1/2。隨著Re含量的進一步增加，承載力和KQ的值幾乎呈同步變化的趨勢。0.1Re合金的平均KQ為11.7 MPa m^1/2，最大載荷也達到了172.6 N。與基礎(chǔ)合金相比，0.4Re合金在最終載荷（234.3 N）和斷裂韌性（13.1 MPa m^1/2）方面均表現(xiàn)出79%和56%的最大增長。但0.6Re合金的問題是，這兩個指標都縮小到了119.4 N和7.6 MPa m^1/2以下，均低于基礎(chǔ)合金。

圖1 四種不同Nb–Si基合金的單刃缺口三點彎曲測量：(a)載荷與加載點彎曲位移；(b)室溫斷裂韌性(KQ)

圖2顯示了經(jīng)過三點彎曲測試后四種不同Nb–Si基合金的裂紋傳播路徑的比較。沿加載方向，基礎(chǔ)合金和0.6Re合金的裂紋直接穿透試樣。特別是對于0.6Re合金，盡管其峰值力相對較?。?19.4N，圖1(a)），但導(dǎo)致了更大的斷裂間隔（圖2(d)）。而對于基礎(chǔ)-xRe（x=0.1或0.4，at.%）合金，裂紋的傳播路線以蜿蜒和曲折的狀態(tài)為特征，而不是直線。同時，在0.1Re和0.4Re合金中，主裂紋路徑附近表現(xiàn)出更多的增韌行為，如裂紋偏轉(zhuǎn)、橋接、阻滯和次生微裂紋，這些都有助于提高Nb–Si基合金的斷裂韌性。

圖2. 四種不同Nb–Si基合金在三點彎曲測試后裂紋傳播的比較：(a) 基礎(chǔ)合金；(b) 0.1Re合金；(c) 0.4Re合金；(d) 0.6Re合金。

從圖3可以看出，四種不同Nb–Si基合金的斷口表面也展現(xiàn)出一系列不同的特征。無論是否摻雜Re，硅化物的斷口表面都呈現(xiàn)出典型的脆性斷裂模式，沒有波浪狀。作為合金在變形過程中的主要可塑性來源，基礎(chǔ)合金和0.6Re合金中相鄰脆性硅化物明顯阻礙了Nb_ss相的塑性作用（圖3(a)和(d)）；斷口表面的河流圖案也標志著Nb_ss基體的發(fā)生了脆性斷裂。對于0.1Re合金，對可塑性Nbss相的約束逐漸減輕，因此在變形過程中明顯出現(xiàn)了斷裂步進和撕裂脊（圖9(b)）。而在Re摻雜量達到0.4 at.%后，這一變化更進一步（圖3(c)）；例如，許多微裂紋可以清晰可見，特別是Nb_ss硅化物界面的脫粘現(xiàn)象的出現(xiàn)。

圖3. 四種不同Nb–Si基合金在三點彎曲測試后的斷口表面對比：(a) 基礎(chǔ)合金; (b) 0.1Re合金; (c) 0.4Re合金; (d) 0.6Re合金。

圖4顯示了四種不同Nb–Si基合金在三點彎曲測試后的斷口表面的3D拓撲圖。與基礎(chǔ)合金相比，0.1Re合金的斷口表面明顯呈波動狀，而在0.4Re合金中更為明顯。從基礎(chǔ)到0.6Re合金的所選斷口表面的面積分別為468,115.2 μm²、823,381.2 μm²、894,434.4 μm2和430,498.8 μm²。為方便起見，上述表面的投影平面（645 x 648 = 417,960 μm²）用作參考平面，以計算表面積比（SAR，所選表面與參考平面的面積比），從而進一步比較和定量評估斷口表面。SAR隨著錸的進一步合金化逐漸增加，并在0.4Re合金中最大化為2.14，在此達到了最佳的斷裂韌性（圖1(b)）。但幾乎與平坦的參考平面一致，0.6Re合金的SAR僅為1.03，甚至低于基礎(chǔ)合金的1.12。

圖4. 不同Nb–Si基合金在三點彎曲測試后的三維表面形貌比較（基礎(chǔ)-xRe，x=0, 0.1, 0.4, 0.6，原子%）

2、添加錸后的Nb–Si基合金的顯微硬度

隨著Nb–Si基合金中Re濃度的增加，圖5中的硅化物的平均直徑呈現(xiàn)了與維氏顯微硬度相似的變化特征。在基礎(chǔ)合金中，硅化物的尺寸為6.23μm，隨著Re的加入逐漸減小，最終達到最小值4.68μm；即，硅化物相對于基礎(chǔ)合金，在Re摻雜量達到0.4 at.%后，其粒度大約減小了25%。但在0.6Re合金中，硅化物的顆粒明顯變大，其平均尺寸最大為6.92μm，甚至比基礎(chǔ)合金還要大。同樣，維氏顯微硬度也呈現(xiàn)了先升后降的趨勢；在0.4Re合金中達到最小值，為1178 HV，比基礎(chǔ)合金“軟”了大約39%。

圖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顯微硬度的比較。

對增韌相施加不同力的條件，可能會在Nb–Si基合金的整體塑性方面產(chǎn)生相當大的差異，尤其是三軸壓應(yīng)力。在韌性的Nbss相中，有明顯的呈現(xiàn)為河流圖案的劈裂斷裂行為（圖3(a)和(d)），這是由于周圍硅化物對其具有強烈的約束效應(yīng)。而在0.1Re和0.4Re合金中，微裂紋（圖3(b)和(c)）有助于分散對Nb_ss基體的韌性約束。由于在Nb_ss/αNb₅Si₃界面處的剪切強度較低，發(fā)生了界面剝離（圖3(c)），重新分布了應(yīng)力-應(yīng)變場，因此改善了塑性流動，從而在0.4Re合金中形成了更不均勻和起伏更大的斷裂表面（圖4）。不僅如此，在界面分離處發(fā)生了更多的裂紋偏轉(zhuǎn)，并出現(xiàn)了許多次生裂紋（圖2(c)），這不可避免地提高了在裂紋傳播過程中的斷裂能量的消耗?？偟膩碚f，諸如微裂紋、次生裂紋和界面剝離等有益的增韌行為都有助于降低裂紋尖端的驅(qū)動力，增加裂紋尖端的屏蔽和裂紋尖端的開口位移（CTOD）。

由于錸的原子半徑大于鈮，因此錸可以引起更明顯的晶格膨脹，提高了Nb–Si基合金的內(nèi)在能量，從而在外部表現(xiàn)為具有更高的顯微硬度。這也意味著在（Nb, Re)_ss的較大晶格空間中能夠容納更多的間隙Ti原子，可以進一步增強Nb_ss基體的韌性；因此，0.1Re合金和0.4Re合金的維氏硬度略微降低而不是更“硬”了（圖5）。但除了Ti含量的增加外，Si含量也隨之增加，Si是一種容易使Nbss相硬化的典型元素。此外，添加難熔金屬的另一個重要考慮因素是韌脆轉(zhuǎn)變溫度（DBTT）。盡管純鈮的DBTT很低（零下150^°C），但（Nb, X)ss的DBTT非常容易受到間隙或替代含量的影響。除了Ti和Hf之外，當前研究中Cr、Al和Re等其他成分都與DBTT呈負相關(guān)。以Re為例，僅僅2at.%的摻雜量就可以顯著提高（Nb, Re)ss的DBTT至室溫。因此，在0.6Re合金中，Ti的增韌效果無法抵消其他成分（尤其是Si和Re）引起的強化行為，從而導(dǎo)致更高的顯微硬度（圖5）和更低的斷裂韌性（圖1）。

3、結(jié)論

該研究系統(tǒng)地研究了Re對室溫下Nb–Si基合金的微觀結(jié)構(gòu)、相組成和力學(xué)性能的影響。從實驗結(jié)果中可以得出以下結(jié)論：

1）四種不同Nb–Si基合金中的組分相均為Nbss、αNb₅Si₃和γNb₅Si₃，而Re主要分布在Nb_ss基體中。添加0.4 at.%的Re可以使硅化物精煉到最小值，其平均直徑為4.68μm，但過量添加會導(dǎo)致再次粗化。0.4Re合金中，Nbss基體連續(xù)性最佳，體積分數(shù)最大，達到63.1%。

2）添加Re增加了Nb_ss基體中其他間隙元素的含量，并相應(yīng)地使0.6Re合金的顯微硬度最大化。由于Nb_ss相的體積分數(shù)更高且更具韌性，以及硅化物變鈍且分散，室溫下的斷裂韌性從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。