楊 杰，劉光旭，張 晶，王文瑩，王曉峰，鄒金文

中國航發(fā)北京航空材料研究院先進(jìn)高溫結(jié)構(gòu)材料重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，北京 100095

粉末冶金高溫合金是用粉末冶金工藝制成的高溫合金，這類合金最早起源于彌散強(qiáng)化合金。由于在高溫合金中起強(qiáng)化作用的析出相隨溫度升高會(huì)重新溶入基體，導(dǎo)致高溫合金的最高工作溫度受限于強(qiáng)化相溶解溫度。為解決這一問題，科技工作者嘗試添加物理和化學(xué)性能高度穩(wěn)定的金屬或惰性氧化物來強(qiáng)化，而這類氧化物只有彌散均勻分布才能起到強(qiáng)化效果，且無法通過常規(guī)熔煉工藝生產(chǎn)，因此采用粉末冶金的方法制備高溫合金逐步發(fā)展起來。

與傳統(tǒng)的鑄造和鍛造高溫合金相比，粉末高溫合金具有組織均勻、晶粒細(xì)小、沒有宏觀偏析等優(yōu)點(diǎn)，同時(shí)，粉末高溫合金具有良好的高溫綜合力學(xué)性能，已成為先進(jìn)航空發(fā)動(dòng)機(jī)渦輪盤的首選材料[1?2]。FGH96合金可長期服役于650 ℃，并在750 ℃下仍能保持良好的力學(xué)性能，是一種廣泛用于制造粉末渦輪盤的重要損傷容限型粉末高溫合金[3]。

粉末高溫合金制備的高壓壓氣機(jī)盤、高壓渦輪盤、鼓筒軸等關(guān)鍵件被大量應(yīng)用于先進(jìn)航空發(fā)動(dòng)機(jī)中。為了進(jìn)一步提高發(fā)動(dòng)機(jī)的可靠性，采用焊接來代替?zhèn)鹘y(tǒng)壓氣機(jī)端盤與盤、高壓渦輪端盤與軸之間的螺栓連接。由于粉末高溫合金基體中含有較高含量的γ?相，在焊接后凝固過程中極易產(chǎn)生微裂紋，因此粉末高溫合金很難通過傳統(tǒng)的熔化焊方式進(jìn)行連接[4]。基于此原因，研究人員針對(duì)粉末高溫合金的連接展開了大量的研究，例如慣性摩擦連接[5?6]和瞬時(shí)液相擴(kuò)散連接[7?8]。慣性摩擦連接具有生產(chǎn)效率高、接頭質(zhì)量好的優(yōu)點(diǎn)，但這種摩擦連接工藝需要的設(shè)備輔助工裝復(fù)雜、造價(jià)昂貴。更為重要的是，慣性摩擦連接工藝會(huì)導(dǎo)致接頭產(chǎn)生較大的“飛邊”，需要二次加工去除[9]。瞬時(shí)液相擴(kuò)散連接不會(huì)產(chǎn)生連接“飛邊”，并可在較低溫度和較短時(shí)間下實(shí)現(xiàn)界面的高效連接，但因中間層中添加的低熔點(diǎn)元素會(huì)引入脆性相或金屬間化合物，對(duì)服役于高溫和高應(yīng)力復(fù)雜工況下的粉末高溫合金接頭來說，顯然是致命的存在[10]。

固相擴(kuò)散連接是在真空下，對(duì)連接界面施加一定的溫度和壓力，使待連接表面相互接觸，通過微觀塑性變形擴(kuò)大待連接表面的物理接觸，使結(jié)合材料在發(fā)生微小塑性變形和蠕變的同時(shí)，經(jīng)一定時(shí)間的原子間相互擴(kuò)散，形成可靠整體連接的一種連接方法。固相擴(kuò)散連接的主要優(yōu)點(diǎn)包括：一方面，固相擴(kuò)散連接產(chǎn)生的宏觀變形量較小，不需二次加工或二次加工的量很?。涣硪环矫?，通過合理設(shè)計(jì)連接工藝，可使得界面與母材基體保持基本一致的組織特征，且接頭的強(qiáng)度和塑性可與母材基體相當(dāng)[11]。研究人員針對(duì)In718[12]、GH4169[13]和GH4099[14]等沉淀強(qiáng)化型鎳基高溫合金開展了相關(guān)固相擴(kuò)散連接研究工作，并得到了性能優(yōu)異的連接接頭。然而，針對(duì)粉末高溫合金的固相擴(kuò)散連接的研究較少，鮮見對(duì)粉末高溫合金固相連接界面組織表征及失效機(jī)制的報(bào)道。

本文采用固相擴(kuò)散連接工藝獲得FGH96合金連接界面，利用光學(xué)顯微鏡（optical microscope，OM）和掃描電子顯微鏡（scanning electron microscope，SEM））對(duì)連接界面進(jìn)行顯微組織表征，通過電子背散射衍射（electron back scattering diffraction，EBSD）對(duì)連接界面的晶粒尺寸、晶粒取向和微織構(gòu)進(jìn)行了分析，并對(duì)連接界面的力學(xué)性能進(jìn)行測試，分析了固相擴(kuò)散連接界面失效行為，為FGH96合金粉末盤關(guān)鍵件同種材料間的可靠連接提供理論與基礎(chǔ)支持。

1 實(shí)驗(yàn)材料及方法

1.1 FGH96合金的固相擴(kuò)散連接實(shí)驗(yàn)

實(shí)驗(yàn)用FGH96合金的主要化學(xué)成分如表1所示。經(jīng)真空感應(yīng)熔煉和氬氣霧化得到合金粉末，粉末經(jīng)處理裝入不銹鋼包套，封焊后進(jìn)行熱等靜壓，熱等靜壓錠坯經(jīng)等溫鍛造得到鍛坯。一方面從鍛坯上選取φ40 mm×80 mm試樣，進(jìn)行標(biāo)準(zhǔn)熱處理（固溶+時(shí)效），用于母材基體性能的對(duì)比研究；另一方面，從鍛坯上選取φ40 mm×40 mm試樣，以三種實(shí)驗(yàn)路線進(jìn)行固相擴(kuò)散連接：1）鍛態(tài)試樣→兩對(duì)φ40 mm×40 mm試樣固相擴(kuò)散連接→標(biāo)準(zhǔn)熱處理 （固溶+時(shí)效）→連接界面分析；2）鍛態(tài)試樣→固溶處理→兩對(duì)φ40 mm×40 mm試樣固相擴(kuò)散連接→時(shí)效處理→連接界面分析；3）鍛態(tài)試樣→固溶處理+半時(shí)效處理→兩對(duì)φ40 mm×40 mm試樣固相擴(kuò)散連接→半時(shí)效處理→連接界面分析。通過固相擴(kuò)散連接得到三種不同原始狀態(tài)的試樣，分別稱為鍛態(tài)（as-forged）、固溶態(tài)（as-solution）和半時(shí)效態(tài) （sub-aging）試樣。

表1 FGH96鎳基粉末高溫合金化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）Table 1 Chemical composition of the nickel-based powder metallurgy superalloy FGH96 %

固相擴(kuò)散連接實(shí)驗(yàn)條件為真空壓強(qiáng)≤7×10?3Pa，連接溫度1120 ℃，連接壓力20 MPa，保持時(shí)間1 h，爐冷。固溶處理?xiàng)l件為加熱溫度1150 ℃，保溫時(shí)間1 h，空冷。時(shí)效處理?xiàng)l件加熱溫度760 ℃，保溫時(shí)間4 h，爐冷。半時(shí)效處理?xiàng)l件加熱溫度760 ℃，保溫時(shí)間2 h，爐冷。

1.2 連接界面顯微組織及元素?cái)U(kuò)散分析

利用金相光學(xué)顯微鏡（Leica，optical microscope，OM）觀察試樣連接界面金相組織。采用冷場發(fā)射掃描電子顯微鏡（FEI Nova nanoSEM450，field emission scanning electron microscope，F(xiàn)ESEM）觀察試樣連接界面γ?相顯微組織及拉伸斷口形貌。顯微觀察試樣使用電化學(xué)拋光和電化學(xué)浸蝕方法制備，所用電解拋光試劑為20%HCl+80%CH3OH（體積分?jǐn)?shù)），電壓為20～30 V，時(shí)間為10～20 s；電解浸蝕試劑為15 gCrO3+170 mLH2PO4+10 mLH2SO4，浸蝕電壓為2～5 V，時(shí)間為2～5 s。通過電子探針 （JXA-800）對(duì)微區(qū)成分進(jìn)行表征。利用Image Pro軟件對(duì)二次γ?相進(jìn)行統(tǒng)計(jì)。采用電子背散射衍射（electron back scattering diffraction，EBSD）獲得連接界面晶粒尺寸、晶粒取向和織構(gòu)信息。

1.3 拉伸性能測試

在Instron4507和Instron1196拉伸試驗(yàn)機(jī)上分別進(jìn)行室溫與高溫拉伸試驗(yàn)。利用線切割機(jī)加工制備拉伸試樣，其中固相擴(kuò)散連接拉伸試樣沿垂直于連接界面方向取樣，母材基體拉伸試樣沿高度方向取樣。室溫和650 ℃高溫拉伸測試方法分別為HB 5143及HB 5195。

2 結(jié)果與討論

2.1 FGH96合金固相擴(kuò)散連接界面金相組織及元素?cái)U(kuò)散分析

圖1為原始狀態(tài)分別為鍛態(tài)、固溶態(tài)和和半時(shí)效態(tài)試樣經(jīng)固相擴(kuò)散連接后界面金相組織。由圖可知，鍛態(tài)試樣經(jīng)擴(kuò)散連接和標(biāo)準(zhǔn)熱處理后界面實(shí)現(xiàn)了良好的冶金結(jié)合，連接界面無孔洞、縫隙等缺陷，界面擴(kuò)散充分，組織過渡平緩，無明顯擴(kuò)散界面存在，連接界面?zhèn)€別晶粒稍大于基體，界面最大晶粒約50 μm，基體平均晶粒約30 μm，連接影響區(qū)局限在最大晶粒范圍內(nèi)，如圖1（a）所示。然而，與鍛態(tài)試樣相比，固溶態(tài)及半時(shí)效處理試樣經(jīng)固相擴(kuò)散連接和后續(xù)處理后，界面處存在明顯的連接影響區(qū)，寬度約200 μm，連接界面處的晶粒明顯長大，最大晶粒約160 μm，如圖1（b）和圖1（c）所示。這主要由鍛態(tài)試樣、固溶態(tài)試樣和半時(shí)效態(tài)試樣連接界面處原子擴(kuò)散通道不同所導(dǎo)致。一般而言，鍛態(tài)試樣富有大量亞晶界及高密度位錯(cuò)，亞晶界處的晶格畸變較大，能量較高，利于原子擴(kuò)散；類似的，位錯(cuò)線是晶格畸變的管道，相互聯(lián)通，形成網(wǎng)路，也可起到促進(jìn)原子擴(kuò)散的作用。鍛態(tài)試樣經(jīng)固溶或（和）時(shí)效處理后，晶粒發(fā)生再結(jié)晶，亞晶粒數(shù)量降低，位錯(cuò)密度下降，因此出現(xiàn)較明顯的連接影響區(qū)。

對(duì)原始狀態(tài)為鍛態(tài)試樣在垂直于連接界面進(jìn)行元素?cái)U(kuò)散線掃描，結(jié)果如圖2所示。由圖可知，擴(kuò)散連接后，連接界面與母材基體間沒有明顯的元素偏析現(xiàn)象存在，連接界面原子得到了充分的擴(kuò)散。

圖2 鍛態(tài)試樣連接界面金相組織（a）與元素?cái)U(kuò)散線掃描（b）Fig.2 Microstructure (a)and element line scanning (b)of the as-forged specimens

2.2 FGH96合金固相擴(kuò)散連接界面γ?相顯微形貌組織分析

圖3為原始狀態(tài)分別為鍛態(tài)、固溶態(tài)和和半時(shí)效態(tài)試樣經(jīng)固相擴(kuò)散連接后界面γ?強(qiáng)化相顯微形貌組織。利用Image Pro軟件對(duì)二次γ?相進(jìn)行統(tǒng)計(jì)，鍛態(tài)+固相擴(kuò)散連接+標(biāo)準(zhǔn)熱處理試樣連接界面處二次γ?相均為典型的球形與橢球形形貌，二次γ?相尺寸均值約100 nm，如圖3（a）所示；固溶態(tài)+固相擴(kuò)散連接+時(shí)效處理試樣連接界面處二次γ?相主要為方狀，局部發(fā)生了分化，尺寸均值約200 nm，如圖3（b）所示；半時(shí)效態(tài)+固相擴(kuò)散連接+半時(shí)效處理試樣連接界面處二次γ?相主要為方狀，局部發(fā)生了分化，尺寸均值約250 nm，如圖3（c）所示。

自連接界面向母材基體延伸方向進(jìn)行γ?強(qiáng)化相顯微形貌表征，結(jié)果如圖4所示，其中Zone-1為連接界面到100 nm區(qū)域，Zone-2為100～160 nm區(qū)域，Zone-3為160～200 nm區(qū)域。如圖4（a）、圖4（d）和圖4（g）所示，原始狀態(tài)為鍛態(tài)的試樣由連接界面向母材基體延伸位置的二次γ?相均為典型的橢球形形貌，平均尺寸也基本一致，表明當(dāng)原始試樣狀態(tài)為鍛態(tài)時(shí)，固相擴(kuò)散連接對(duì)界面及母材基體中的二次γ?相影響較小，可以較好的保證γ?相組織的一致性。如圖4（b）、圖4（e）和圖4（h）所示，原始狀態(tài)為固溶態(tài)的試樣由連接界面向母材基體延伸位置的二次γ?相形狀和尺寸也基本一致，但較原始狀態(tài)為鍛態(tài)的試樣相比，二次γ?相的尺寸明顯長大，且呈多邊形特征，某些二次γ?相還出現(xiàn)了分化特征。如圖4（c）、圖4（f）和圖4（i）所示，與固溶態(tài)試樣相比，原始狀態(tài)為半時(shí)效態(tài)的試樣經(jīng)固相擴(kuò)散連接+半時(shí)效處理后，二次γ?相的尺寸進(jìn)一步增加，且分化特征更為明顯。

圖4 不同原始狀態(tài)試樣距離固相擴(kuò)散連接界面不同位置γ?強(qiáng)化相：（a）鍛態(tài)，Zone1；（b）固溶態(tài)，Zone1；（c）半時(shí)效態(tài)，Zone1；（d）鍛態(tài)，Zone2；（e）固溶態(tài)，Zone2；（f）半時(shí)效態(tài)，Zone2；（g）鍛態(tài)，Zone3；（h）固溶態(tài)，Zone3；（i）半時(shí)效態(tài)，Zone3Fig.4 Microstructure of γ? phases in the different distance from the solid-state diffusion bonding interface of specimens: (a)as-forged,Zone1;(b)as-solution,Zone1;(c)sub-aging,Zone1;(d)as-forged,Zone2;(e)as-solution,Zone2;(f)sub-aging,Zone2;(g)as-forged,Zone3;(h)as-solution,Zone3;(i)sub-aging,Zone3

不同原始狀態(tài)試樣固相擴(kuò)散連接界面二次γ?相形貌不同，主要是由固相擴(kuò)散連接+熱處理熱循環(huán)導(dǎo)致。對(duì)于原始狀態(tài)為鍛態(tài)的試樣，由于固相擴(kuò)散連接溫度低于FGH96合金的標(biāo)準(zhǔn)固溶處理溫度，對(duì)二次γ?相尺寸及形貌調(diào)控起主導(dǎo)作用的是連接后的標(biāo)準(zhǔn)熱處理，連接試樣在固溶加熱與保溫過程中，γ?相完全回溶至基體，固溶冷卻階段重新析出，連接界面與母材基體的γ?相形貌基本保持一致。當(dāng)原始狀態(tài)為固溶態(tài)的試樣，由于固相擴(kuò)散連接溫度低于固溶處理溫度，固相擴(kuò)散連接前已完成對(duì)晶粒度和強(qiáng)化相尺寸形貌的初步調(diào)控，在經(jīng)歷后續(xù)固相擴(kuò)散連接和時(shí)效處理后，會(huì)顯著影響強(qiáng)化相的尺寸和形貌，γ?相經(jīng)過高溫?zé)嵫h(huán)后長大、分化。類似的，原始試樣為半時(shí)效態(tài)試樣也存在此問題，且原始試樣為半時(shí)效態(tài)試樣較原始狀態(tài)為固溶態(tài)試樣，二次γ?相尺寸更大，因此經(jīng)后續(xù)高溫?zé)嵫h(huán)后二次γ?相尺寸也更大。

2.3 FGH96合金固相擴(kuò)散連接界面電子背散射衍射晶粒尺寸與取向分析

采用電子背散射衍射表征連接界面晶粒尺寸與取向，圖5是原始狀態(tài)為固溶態(tài)的固相擴(kuò)散連接界面晶粒表征結(jié)果。由圖可知，原始狀態(tài)為固溶態(tài)的試樣連接界面處平均晶粒尺寸為約80 μm，顯著高于母材基體平均晶粒尺寸（約30 μm）。連接界面處晶粒的長大主要與固相擴(kuò)散連接時(shí)所施加壓力導(dǎo)致界面處發(fā)生塑性變形，進(jìn)而對(duì)再結(jié)晶晶粒尺寸造成影響相關(guān)。再結(jié)晶晶粒的平均直徑（d）可用式（1）表示。[15]

圖5 固溶態(tài)試樣連接界面處電子背散射衍射晶粒表征Fig.5 Grains characterization by EBSD at the bonding interface of the solid solution specimens

式中：G為晶粒長大線速度，為形核率，K為比例常數(shù)。固相擴(kuò)散連接產(chǎn)生的變形量使得再結(jié)晶儲(chǔ)存能增加，但由于固相擴(kuò)散連接產(chǎn)生的變形量較小，的增加量小于G的增加量，導(dǎo)致比值增加，因此界面處再結(jié)晶晶粒的平均直徑較未發(fā)生變形的基體增高。

對(duì)原始狀態(tài)為固溶態(tài)的固相擴(kuò)散連接界面采用電子背散射衍射表征晶粒取向與微織構(gòu)，結(jié)果如圖6所示，其中X0、Z0所決定的平面為連接界面。根據(jù)圖6（a）中極圖結(jié)果可知，連接界面大晶粒區(qū)存在擇優(yōu)取向{100}//連接界面，晶粒沿著垂直于擴(kuò)散加壓方向、平行于連接界面方向生長，最大極密度為8.45。為了進(jìn)一步考察連接界面不同區(qū)域的晶粒取向是否有梯度變化，對(duì)距離連接界面不同區(qū)域進(jìn)行電子背散射衍射分析。由圖6（b）和圖6（c）中極圖結(jié)果可知，距離界面100～200 μm區(qū)域處最大極密度為3.14，距連接界面200～300 μm區(qū)域處最大極密度為1.80?？梢?，距離固相擴(kuò)散連接界面越近，晶粒的擇優(yōu)取向越發(fā)明顯。

圖6 固溶態(tài)試樣連接界面區(qū)域電子背散射衍射晶粒取向分析：（a）連接界面處；（b）距連接界面100～200 μm處；（c）距連接界面200～300 μm處Fig.6 EBSD analysis of the grain orientation at the bonding interface of the solid solution specimens: (a)bonding interface;(b)100~200 μm away from the bonding interface;(c)200~300 μm away from the bonding interface

2.4 FGH96合金固相擴(kuò)散連接界面拉伸性能測試

沿軸向（垂直于連接面方向）分別從原始狀態(tài)為鍛態(tài)、固溶態(tài)和半時(shí)效態(tài)的φ40 mm×80 mm固相擴(kuò)散連接試樣切取拉伸試樣，連接面位于拉伸試樣的中心位置。與此同時(shí)，在未經(jīng)擴(kuò)散連接而直接進(jìn)行熱處理的基體試樣上沿相同方向切取拉伸試樣。每種狀態(tài)試樣測試室溫和650 ℃拉伸性能，每種狀態(tài)在每個(gè)溫度下測試3根試樣，獲得3組數(shù)據(jù)。用于對(duì)比分析的數(shù)據(jù)包括抗拉強(qiáng)度（σb）、屈服強(qiáng)度（σ0.2）、延伸率（δ5）和斷面收縮率（ψ），均取3根試樣測試結(jié)果的均值。

研究母材基體及原始狀態(tài)為鍛態(tài)、固溶態(tài)、半時(shí)效態(tài)試樣連接界面區(qū)域室溫及650 ℃拉伸性能，結(jié)果如圖7所示。從圖7（a）和圖7（b）中可以看出，原始狀態(tài)為鍛態(tài)試樣的連接界面過渡區(qū)室溫拉伸性能水平要高于原始狀態(tài)為固溶態(tài)和半時(shí)效態(tài)的試樣。從圖7（c）和圖7（d）中可以看出，原始狀態(tài)為固溶態(tài)試樣的連接界面室溫延伸率、斷面收縮率最高。這主要與不同原始狀態(tài)下試樣連接界面晶粒粗化、γ?相長大及分化有關(guān)。

圖7 不同原始狀態(tài)試樣室溫拉伸性能：（a）抗拉強(qiáng)度；（b）屈服強(qiáng)度；（c）延伸率；（d）斷面收縮率Fig.7 Tensile properties at room temperature of the different specimens: (a)tensile strength;(b)yield strength;(c)elongation;(d)reduction of area

晶界可以阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)，提高合金強(qiáng)度。對(duì)于FGH96合金，根據(jù)式（1）中Hall-Petch公式[15]可知，晶粒越細(xì)，強(qiáng)度越高，塑性越好；另一方面，γ?相越細(xì)小、均勻，錯(cuò)配度越低，強(qiáng)度越高；γ?相越粗大，塑性越好。

式中：σy為屈服應(yīng)力，σ0為晶格阻力，d為晶粒直徑，ky是衡量晶界阻力系數(shù)。

通過對(duì)比三種不同原始狀態(tài)連接試樣的組織和拉伸性能可知，對(duì)于沉淀強(qiáng)化型的FGH96合金而言，采用鍛態(tài)試樣進(jìn)行固相擴(kuò)散連接再進(jìn)行標(biāo)準(zhǔn)熱處理，利于界面組織一致性的控制及界面力學(xué)性能的保證，母材基體晶粒約30 μm，連接界面最大晶粒約50 μm，同時(shí)，連接界面二次γ?相平均尺寸約100 nm，其大小、分布與形貌基本與母材基體一致，因此其屈服、抗拉強(qiáng)度與母材基體相當(dāng)，均值達(dá)到母材基體強(qiáng)度的99%，延伸率、斷面收縮率均值也達(dá)到母材基體的95%以上。采用先固溶處理再進(jìn)行固相擴(kuò)散連接的工藝路線，試樣連接界面晶粒明顯粗化，連接界面平均晶粒約80 μm，最大晶粒約160 μm，且二次γ?相長大并分化，二次γ?相平均約200 nm，因此其屈服、抗拉強(qiáng)度較鍛態(tài)試樣低，達(dá)到母材基體強(qiáng)度的90%，但由于γ?相粗化，其延伸率、斷面收縮率高于鍛態(tài)試樣。采用先固溶+半時(shí)效處理再進(jìn)行固相擴(kuò)散連接的工藝路線，試樣連接界面晶粒更為粗化，連接界面晶粒均勻，最大晶粒約200 μm，二次γ?相長大并分化，二次γ?相平均約250 nm，因此其屈服、抗拉強(qiáng)度較鍛態(tài)、固溶態(tài)試樣都低，僅為母材基體強(qiáng)度的85%，出現(xiàn)了較大的強(qiáng)度性能衰減，由于連接界面存在異常晶粒長大現(xiàn)象，其延伸率、斷面收縮率也較低。試樣在650 ℃下的拉伸性能規(guī)律與室溫一致，原始狀態(tài)為鍛態(tài)的試樣連接界面強(qiáng)度達(dá)到基體的99%，塑性也達(dá)到基體的95%以上。

2.5 FGH96合金固相擴(kuò)散連接試樣拉伸斷口分析

利用掃描電鏡對(duì)FGH96合金擴(kuò)散連接試樣拉伸斷裂后的斷口進(jìn)行觀察，圖9是原始狀態(tài)為固溶態(tài)連接試樣的室溫及650 ℃拉伸斷口斷裂宏觀形貌及擴(kuò)展區(qū)形貌。從圖中可以看出，無論是室溫拉伸斷口，還是650 ℃高溫拉伸斷口，斷口都呈現(xiàn)河流狀、韌窩等韌性斷裂形貌，試樣主要斷裂在連接界面處，主要原因?yàn)檫B接界面處晶粒長大及γ?相粗化引起的強(qiáng)度較母材基體降低所致，體現(xiàn)為穿晶的韌窩型斷裂。

圖9 固溶態(tài)連接試樣拉伸斷口形貌：（a）室溫宏觀形貌；（b）室溫?cái)U(kuò)展區(qū)形貌；（c）650 ℃宏觀形貌；（d）650 ℃擴(kuò)展區(qū)形貌Fig.9 Tensile fracture morphology of the solid solution specimens: (a)macro morphology at room temperature;(b)extended region morphology at room temperature;(c)macro morphology at 650 ℃;(d)extended region morphology at 650 ℃

3 結(jié)論

（1）原始狀態(tài)為鍛態(tài)、固溶態(tài)和半時(shí)效態(tài)試樣經(jīng)固相擴(kuò)散連接后界面均實(shí)現(xiàn)了良好的冶金結(jié)合，連接界面無孔洞和縫隙等缺陷。鍛態(tài)試樣界面擴(kuò)散更為充分，組織過渡更為平緩；固溶態(tài)試樣和半時(shí)效態(tài)試樣界面存在明顯的連接影響區(qū)，界面晶粒較基體明顯長大。

（2）鍛態(tài)試樣經(jīng)固相擴(kuò)散連接和標(biāo)準(zhǔn)熱處理后，二次γ?相細(xì)小、均勻且呈典型橢球狀，固溶態(tài)試樣和半時(shí)效態(tài)試樣因連接熱循環(huán)的作用導(dǎo)致γ?相發(fā)生長大和分化。

（3）電子背散射衍射測試結(jié)果表明，界面處大晶粒的擇優(yōu)取向?yàn)閧100}，晶粒沿著垂直于擴(kuò)散加壓方向、平行于連接界面方向生長。距離固相擴(kuò)散連接界面越近，晶粒的擇優(yōu)取向越發(fā)明顯。

（4）原始狀態(tài)為鍛態(tài)的連接試樣連接區(qū)域抗拉、屈服強(qiáng)度達(dá)到基體強(qiáng)度的99%，原始狀態(tài)為半時(shí)效態(tài)試樣連接區(qū)域抗拉、屈服強(qiáng)度僅為基體強(qiáng)度的85%～90%。采用鍛態(tài)試樣進(jìn)行固相擴(kuò)散連接和標(biāo)準(zhǔn)熱處理，有利于界面組織一致性的控制及界面力學(xué)性能的保證，采用先固溶處理或固溶+半時(shí)效處理再進(jìn)行固相擴(kuò)散連接的工藝路線，會(huì)產(chǎn)生連接界面晶粒粗化，且二次γ?相長大及分化，進(jìn)而影響連接界面的力學(xué)性能。

（5）試樣斷裂在連接界面處，原因?yàn)檫B接界面晶粒長大及γ?相粗化引起的強(qiáng)度較基體降低所致，體現(xiàn)為穿晶的韌窩型斷裂。