在燃?xì)廨啓C(jī)中，金屬蜂窩結(jié)構(gòu)用于確保轉(zhuǎn)子葉片與靜子之間的密封以維持渦輪效率。其中，析出強(qiáng)化型高溫合金Inconel 738(IN 738)常用于制造靜子背襯段等熱端部件，而固溶強(qiáng)化型高溫合金Hastelloy X(HX)則是成熟的蜂窩密封材料。本研究源于對(duì)受損IN 738部件進(jìn)行修復(fù)的需求。由于IN 738較高的(Al+Ti)含量導(dǎo)致其可焊性差，熔焊過程中易產(chǎn)生液化裂紋，使得修復(fù)復(fù)雜化。因此，研究提出了一種替代策略：使用具有優(yōu)異耐腐蝕性、抗氧化性、高溫蠕變性能及良好可焊性的固溶強(qiáng)化鎳基合金Inconel 625(IN 625)來修復(fù)IN 738的受損部位。初步研究證實(shí)，采用優(yōu)化的鎢極惰性氣體保護(hù)焊(TIG)可以在IN 738基體上制備出完好的IN 625熔覆層，且不會(huì)在母材中引發(fā)液化裂紋。這一修復(fù)策略的成功實(shí)施，隨之帶來了將IN 625修復(fù)區(qū)與原有的HX蜂窩密封材料連接的需求，這正是本研究的核心焦點(diǎn)。

基于此，HX與修復(fù)后的IN 738之間的釬焊，本質(zhì)上就是HX與IN 625的釬焊。本研究采用了常用于連接IN 738和HX的BNi-2釬料。然而，研究發(fā)現(xiàn)，在IN 625/BNi-2/HX接頭中觀察到了裂紋，而在文獻(xiàn)記載的IN 625/BNi-2/IN 625釬焊接頭中并未報(bào)道此現(xiàn)象。本研究揭示了一種先前未報(bào)道的、與釬焊溫度相關(guān)的IN 625/BNi-2/HX接頭裂紋現(xiàn)象，并通過熱力學(xué)計(jì)算，基于深度過冷發(fā)生的概率，提出了一種新機(jī)制，全面解釋了微觀結(jié)構(gòu)演化和溫度依賴性開裂行為。

本研究使用了厚度為3 mm的IN 625板材和厚度為2.4 mm的HX板材。將柔性的BNi-2粘接釬料置于兩板之間，該釬料由BNi-2粉末和有機(jī)粘結(jié)劑組成，厚度約為0.5 mm。粘結(jié)劑在釬焊過程中約450°C時(shí)分解并蒸發(fā)，從而形成54-68 μm的釬焊間隙。釬焊前，母材經(jīng)過精心打磨和清洗。將IN 625/BNi-2/HX夾層組件置于真空度優(yōu)于2×10^-3Pa的釬焊爐中，分別加熱至1030°C、1050°C和1070°C三個(gè)不同溫度，在目標(biāo)溫度平臺(tái)保溫10分鐘，然后以低于10°C/分鐘的變冷卻速率隨爐冷卻至室溫。

采用光學(xué)顯微鏡(OM)和配備能譜儀(EDS)的掃描電子顯微鏡(SEM)對(duì)微觀組織進(jìn)行表征。部分金相試樣經(jīng)過機(jī)械研磨和拋光，部分進(jìn)一步在草酸溶液中進(jìn)行電化學(xué)拋光。基于OM結(jié)果和統(tǒng)計(jì)方法計(jì)算了裂紋率（裂紋長(zhǎng)度總和與總觀察長(zhǎng)度3 mm之比）。此外，使用商業(yè)熱力學(xué)軟件Thermo-Calc(2024b)基于TCNi12數(shù)據(jù)庫，通過輸入EDS表征得到的典型化學(xué)成分，來理解獨(dú)特的凝固行為。

在1030°C、1050°C和1070°C釬焊的三個(gè)試樣中，均觀察到了典型的裂紋現(xiàn)象，裂紋主要位于釬焊接頭中心附近，并呈現(xiàn)非線性形態(tài)。同時(shí)觀察到了呈暗對(duì)比的硼化物[Cr(Mo, Ni)_xB_y]，由于原始BNi-2中不含Mo，這表明在釬焊過程中母材發(fā)生了解溶并向釬料中遷移。研究揭示了裂紋率與釬焊溫度之間的明確關(guān)系：較高的釬焊溫度導(dǎo)致較低的開裂可能性。具體而言，當(dāng)釬焊溫度從1030°C升高到1070°C時(shí)，裂紋率從50.73%顯著下降至7.09%。

為了建立裂紋現(xiàn)象與微觀組織之間的清晰聯(lián)系，對(duì)機(jī)械拋光后的試樣進(jìn)一步進(jìn)行了電化學(xué)拋光。在所有三個(gè)試樣中，通過OM和SEM識(shí)別出兩種典型的微觀特征類型。根據(jù)裂紋率結(jié)果可以得出結(jié)論，這兩種微觀結(jié)構(gòu)類型在三個(gè)試樣中所占的比例不同。由于基本的微觀結(jié)構(gòu)類型在所有三個(gè)溫度下是相同的，因此僅展示了裂紋率最高的1030°C試樣的詳細(xì)SEM結(jié)果。

類型I微觀結(jié)構(gòu)（無裂紋）的特征是Si貧化區(qū)（A₁）形狀不規(guī)則且數(shù)量密度較低；這些Si貧化區(qū)要么被Si富集區(qū)（B₁）半包圍，要么完全孤立；同時(shí)還觀察到了中硅區(qū)（C₁），其Si含量與BNi-2中的相當(dāng)。

類型II微觀結(jié)構(gòu)（可觀察到裂紋）則顯示出截然不同的形貌，盡管也能檢測(cè)到根據(jù)Si含量定義的類似區(qū)域。大多數(shù)Si貧化區(qū)（A₂）呈準(zhǔn)球形，其平均尺寸和數(shù)量密度均高于A₁區(qū)；含有主裂紋（寬度較大）和次生裂紋的Si貧化區(qū)被Si富集區(qū)（B₂）完全包圍；同樣觀察到了中硅區(qū)（C₂），其Si含量也與BNi-2相當(dāng)；僅在共晶區(qū)（D）觀察到了主裂紋。在硼化物中也檢測(cè)到了裂紋。

對(duì)A₁、B₁、C₁、A₂、B₂和C₂點(diǎn)的EDS分析主要發(fā)現(xiàn)：（1）這些區(qū)域的主要元素是Ni、Cr、Fe和Si，但未檢測(cè)到B，這主要是由于其快速擴(kuò)散到母材中或形成了如圖所示的硼化物；（2）對(duì)于Si，其含量在類型I中遵循A₁< C₁< B₁，在類型II中遵循A₂< C₂< B₂，且C₁< C₂，表明類型II經(jīng)歷了更嚴(yán)重的Si偏析；（3）對(duì)于Fe和Cr，其含量遵循A₁< B₁< C₁和A₂< B₂< C₂，表明可能存在Fe和Cr從母材中的溶解。

對(duì)兩種微觀結(jié)構(gòu)類型的比較總結(jié)至關(guān)重要。類型I的特征是稀疏、不規(guī)則且約束不良的Si貧化區(qū)（A₁），形成了抗裂紋的形貌。相反，類型II的特征是在連續(xù)的Si富集基體（B₂）中，存在大量準(zhǔn)球形且被完全約束的Si貧化區(qū)（A₂）。這種受約束的構(gòu)型與觀察到的開裂敏感性有內(nèi)在聯(lián)系。

對(duì)B₂區(qū)和D區(qū)中更小的相進(jìn)行了進(jìn)一步放大觀察。在這兩個(gè)區(qū)域均識(shí)別出具有明亮對(duì)比度的相，EDS結(jié)果表明這些明亮相的Si含量高于標(biāo)記為3和4的暗相，表明這些明亮的相應(yīng)為硅化物。值得注意的是，共晶區(qū)D中的硅化物比B₂區(qū)中的硅化物含有更高的Si；然而，B₂區(qū)和D區(qū)中點(diǎn)3和點(diǎn)4的Si含量幾乎相同。

BNi-2釬料與母材（IN 625和HX）之間的界面反應(yīng)具有重要意義。通過比較無裂紋區(qū)域和裂紋區(qū)域的界面區(qū)，發(fā)現(xiàn)界面特征沒有顯著差異。界面反應(yīng)的詳細(xì)SEM表征顯示，在兩側(cè)都觀察到了廣泛的界面反應(yīng)，表現(xiàn)為顆粒沉淀。在IN 625側(cè)，等軸顆粒首先在BNi-2/IN 625界面附近形成，隨著距離的增加，部分沉淀物轉(zhuǎn)變?yōu)榘魻睢�HX側(cè)則表現(xiàn)出略有不同的趨勢(shì)：在BNi-2/HX界面附近觀察到了準(zhǔn)球形和棒狀沉淀物的混合物，隨著距離的增加，觀察到沉淀物的團(tuán)聚和生長(zhǎng)。

對(duì)典型點(diǎn)E、F、G和H的EDS分析主要發(fā)現(xiàn)：（1）所有點(diǎn)都檢測(cè)到了B的信號(hào)，表明這些沉淀物應(yīng)為硼化物；（2）雖然所有點(diǎn)都檢測(cè)到了Si，但這不一定意味著是Si從BNi-2擴(kuò)散到母材造成的，因?yàn)镮N 625和HX本身含有一定量的Si；（3）在IN 625側(cè)觀察到Mo、Nb、Al和Ti的富集，而在HX側(cè)僅觀察到Mo的富集，因?yàn)镠X中Nb、Al和Ti的含量可忽略不計(jì)。

基于以上結(jié)果可以總結(jié)，B要么快速擴(kuò)散到母材中形成大量復(fù)雜的硼化物，要么參與凝固釬料中Cr(Mo, Ni)_xB_y相的形成。

為了進(jìn)一步揭示釬焊接頭的凝固和裂紋機(jī)制，基于商用軟件Thermo-Calc進(jìn)行了熱力學(xué)計(jì)算。通過輸入平均EDS結(jié)果，對(duì)圖3(d)中的A₂、B₂、C₂和D區(qū)進(jìn)行了研究，并計(jì)算了相摩爾分?jǐn)?shù)隨溫度的變化。作為比較，還計(jì)算了假設(shè)B來自BNi-2的假定成分。

主要發(fā)現(xiàn)如下：（1）對(duì)于液相線溫度(T_liq)，A₂> C₂> B₂> D，表明理論凝固順序應(yīng)為A₂、C₂、B₂，然后是D；（2）較高的Si含量（例如在圖6(b)和6(d)中）通常導(dǎo)致更寬的凝固區(qū)間(T_liq? T_sol)；（3）僅在D區(qū)觀察到了共晶反應(yīng)，這與SEM觀察結(jié)果一致；（4）對(duì)于硅化物開始析出溫度(T_sili)，D > B₂> C₂，這與D區(qū)硅化物的平均尺寸最大以及B2區(qū)硅化物的數(shù)量密度明顯高于C2區(qū)的事實(shí)相符；（5）所有四個(gè)區(qū)域的T_liq均顯著高于本研究中使用的釬焊溫度；（6）不含B的BNi-2的凝固行為與C₂區(qū)非常相似，這表明如果在平衡條件下冷卻，圖3(d)中觀察到的相分離（A₂、B₂、C₂和D）不應(yīng)發(fā)生；（7）釬焊溫度（1030°C、1050°C和1070°C）顯著低于圖6(e)所示的理論液相線溫度，這表明存在巨大的過冷度（334°C、314°C和294°C）。

由于B的原子半徑較小，其擴(kuò)散率預(yù)計(jì)遠(yuǎn)高于Si。根據(jù)SEM和EDS表征發(fā)現(xiàn)，作為主要降熔元素的B迅速擴(kuò)散到母材中形成復(fù)雜的硅化物，或在接頭中部形成大而稀疏的富Cr硅化物，從而瞬間提高了釬料金屬的熔點(diǎn)。然而，本研究中使用的釬焊溫度（1030°C、1050°C和1070°C）遠(yuǎn)低于不含B的BNi-2的理論T_liq（1364.2°C），從而產(chǎn)生了深度過冷。已有報(bào)道稱，在許多情況下，通過深度過冷可以形成一些在相平衡圖中無法觀察到的新相。

研究認(rèn)為，Si貧化區(qū)（A₁和A₂）的形成是由深度過冷誘導(dǎo)的。這種高溫相（T_lib= 1444.2°C）的生長(zhǎng)也排斥了Cr、Fe和主要的Si，從而導(dǎo)致了Si富集區(qū)（B₁和B₂）的形成，這些區(qū)域的Cr和Fe含量也略高。共晶區(qū)D通常位于兩個(gè)B₂區(qū)的中間，Si從兩個(gè)相鄰的B₂區(qū)被排斥出來。因此，D區(qū)擁有最高的Si含量。同時(shí)，中硅區(qū)（C₁和C₂）也開始凝固，因?yàn)檫@些區(qū)域的T_liq相當(dāng)高（1363.6°C），且HX和IN 625固體母材的存在也促進(jìn)了這一凝固過程。C₁和C₂中的Fe和Cr含量略高于B₁和B₂區(qū)。這歸因于母材可能溶解到這些區(qū)域中。最后，Si富集區(qū)B₁、B₂和D區(qū)凝固，因?yàn)樗鼈兙哂凶畹偷娜埸c(diǎn)。眾所周知，深度過冷熔體的凝固過程非�？�。這種深度過冷誘導(dǎo)的相分離現(xiàn)象（形成這些不同的區(qū)域）可能發(fā)生在釬焊的保溫階段，即等溫凝固。

硅化物的析出受熱力學(xué)和動(dòng)力學(xué)控制。B₂區(qū)和D區(qū)中粗大硅化物的形成可以用圖6(b)和6(d)的理論計(jì)算很好地解釋。B₂區(qū)和D區(qū)都具有非常高的T_sili溫度，分別為956.3°C和1127.7°C，且D區(qū)甚至經(jīng)歷了共晶反應(yīng)。雖然理論計(jì)算也揭示硅化物可以在C₂區(qū)析出，但其T_sili（618.8°C）較低。因此，在C₂區(qū)觀察到的硅化物非常稀疏。這一解釋也適用于C₁區(qū)。如果試樣在低于T_sili的溫度（例如500°C）下長(zhǎng)時(shí)間保溫，則可能析出明顯的硅化物。

類型II微觀結(jié)構(gòu)的主要特征是Si貧化區(qū)并未被Si富集區(qū)完全包圍，且類型II中Si貧化區(qū)的尺寸和數(shù)量密度小于類型I。造成這些差異的根本原因是什么？這里引入“概率”這一數(shù)學(xué)概念。釬焊溫度決定了局部深度過冷的程度，進(jìn)而控制了兩種不同微觀結(jié)構(gòu)形貌之間的競(jìng)爭(zhēng)，并進(jìn)一步?jīng)Q定了開裂敏感性。先前已討論過，Si貧化區(qū)的形核和生長(zhǎng)是由B局部消失引起的深度過冷所激發(fā)的。釬焊溫度越低，過冷度越大，因此形成大尺寸、半球形且排列良好的Si貧化區(qū)的概率就越高。大尺寸、半球形且排列良好的Si貧化區(qū)更容易排斥更多的Si并形成完全封閉的結(jié)構(gòu)。也就是說，兩種類型微觀結(jié)構(gòu)的形成是競(jìng)爭(zhēng)的結(jié)果，它們的比例取決于釬焊溫度。

研究已證實(shí)，在Si貧化區(qū)和共晶區(qū)均觀察到了裂紋。裂紋的萌生是一個(gè)重要問題。一種假設(shè)是裂紋萌生于共晶區(qū)。從凝固順序來看這是合理的：熱力學(xué)計(jì)算表明，共晶區(qū)具有最低的T_liq和最寬的凝固區(qū)間。然而，這無法解釋為什么在Si貧化區(qū)觀察到了次生裂紋。換句話說，Si貧化區(qū)中主裂紋的分叉和偏轉(zhuǎn)無法得到合理解釋。

因此，另一種假設(shè)，即裂紋萌生于Si貧化區(qū)，更接近事實(shí)，盡管人們通常認(rèn)為鎳基固溶體（如Si貧化區(qū)的情況）具有延性。裂紋機(jī)制如圖7所示。在釬焊的最初階段，B非常快速地?cái)U(kuò)散到母材中，或在接頭中部聚集形成硼化物。由B缺失誘導(dǎo)的深度過冷刺激形成的類型II微觀結(jié)構(gòu)先前已充分討論。推測(cè)在Si富集區(qū)中大量硅化物形成期間或釬焊冷卻階段會(huì)產(chǎn)生一定的體積失配，從而在Si貧化區(qū)中產(chǎn)生多向拉應(yīng)力。因此，隨機(jī)取向的裂紋在Si貧化區(qū)萌生。由于Si貧化區(qū)排列良好，具有擇優(yōu)取向（幾乎平行于母材表面）的萌生裂紋容易在進(jìn)一步的內(nèi)部應(yīng)力作用下擴(kuò)展到Si富集的共晶區(qū)，從而形成主裂紋。類型I微觀結(jié)構(gòu)中的Si貧化區(qū)未被Si富集區(qū)完全約束，因此裂紋幾乎難以萌生。

上述提出的裂紋機(jī)制與類型II微觀結(jié)構(gòu)的形成密切相關(guān)，并且之前從過冷角度進(jìn)行的討論已經(jīng)解釋了為什么類型II的比例與釬焊溫度相關(guān)。因此，該機(jī)制也能解釋為什么裂紋現(xiàn)象是溫度依賴性的。