镍基高温合金TLP连接接头PBHT工艺研究进展

Research progress in PBHT process for nickel-based superalloy TLPB joints

摘要

瞬间液相（transient liquid phase， TLP）连接是目前用于连接镍基高温合金的一种优化技术，而连接后热处理（post-bond heat treatment，PBHT）是对连接后的接头进行的热处理工艺，本文对TLP连接中热循环对镍基高温合金母材组织性能的不利影响和TLP连接后接头存在的有害问题进行归纳汇总，对PBHT工艺的机理、种类及研究现状等进行详细分析，对其适用体系和效果进行系统评述。针对未来的PBHT工艺研究，建议继续向多级多道精准热处理的方向发展，并探索TLPB-PBHT一体化工艺。

Abstract

Transient liquid phase（TLP）bonding is an optimised bonding process that joins nickel-based superalloys. The post-bond heat treatment（PBHT）refers to a heat treatment process for the joint after the connection. This article summarizes the adverse effects of TLP thermal cycling on the tissue properties of nickel-based superalloys and the harmful phase problems of joints after TLP joining. The article explains the mechanism， types and current status of the PBHT process， analyses and discusses the systems and effects of the PBHT process where it is applicable. Finally， the development prospects and future research directions are presented. For future PBHT process research， it is recommended to continue to develop in the direction of multi-level and multi-pass precision heat treatment， and explore the TLPB-PBHT integrated process.

Graphical abstract

关键词

镍基高温合金 / 连接后处理 / 瞬间液相 / 均匀化 / 固溶处理 / 时效处理

Key words

nickel-based superalloy / TLP / PBHT / homogenisation / solution treatment / aging treatment

瞬间液相（transient liquid phase，TLP）连接是目前用于连接难焊高温合金的一种优化技术^［1］，结合了扩散连接和钎焊的优点。TLP连接技术使用含有降熔（melting point depressant，MPD）元素的中间层作为连接材料，加热时中间层熔化，层间元素扩散到母材中，使连接过程中熔化的接头区域发生等温凝固^［2-6］。典型TLP接头依据组织形态上的不同可以分为非热凝固区（athermal solidification zone，ASZ），等温凝固区（isothermal solidification zone，ISZ）和扩散影响区（diffusion affected zone，DAZ）^［2］，但不同中间层的TLP连接也存在缺点，TLP连接需要较长的处理时间，当B、Si、P等MPD元素从液态夹层扩散到母材中会导致TLP接头界面处析出第二相粒子。当第二相析出物呈连续或网状分布时会对接头的力学性能和耐腐蚀性产生不利影响^［5-6］。TLP连接还存在连接后母材（base material，BM）区强化相过度重熔或长大，ISZ区贫合金化导致强度不足等问题^［7］，当以上问题难以通过调整TLP连接工艺参数的方式解决时，设计合理的PBHT（post-bond heat treatment）工艺就相当重要，近几年国内外已有不少学者对TLP连接中的PBHT工艺进行了专门探究，并取得了新的进展，得到了新的认识，但目前少有综述针对TLP连接接头热处理的论文，本文综合国内外研究成果，对PBHT工艺的机理、种类及近年来研究现状进行详细分析，对其适用体系和效果进行分析评判，对其不足之处及发展趋势进行总结展望。

1 TLP连接后接头存在的有害相及其对组织性能的影响

镍基高温合金的TLP连接与传统焊接后的组织并不相同，TLP连接的接头由四个显著不同的区域构成，分别是ISZ区、ASZ区、DAZ区以及母材区域。由于受TLP工艺自身高温和长时间的热循环作用，接头和母材的组织性能会受到显著影响，产生有害相。

1.1 PBHT对镍基高温合金母材中的影响

TLP连接热处理对母材的微观组织有很大影响，TLP连接的温度制定遵照由Aluru等^［7］提出在镍基高温合金熔点85%~90%范围内的建议，对大部分固溶强化高温合金母材相当于让其经历了一次完全固溶处理，中间还包含15 min至48 h不等的保温时间，对于固溶强化、沉淀强化和单晶镍基高温合金母材来说，在750 ℃以上长时间停留，很容易引起γ′强化相、MC（M主要是Mo、W、Cr、Ni 和Fe）碳化物相和TCP相微观结构的变化^［8］。

对于主要强化相γ′来说，最容易出现的就是大γ′相的粗化和小γ′相的回熔。结合扩散控制和界面控制机制^［9-10］，镍基合金在不同温度时γ′相的长大规律可以表示为式（1），（2）：

r(t)=r_{\mathrm{0}}+kt（1）

式中：r（t）为时间t时γ′相的平均半径；r₀为初始半径；k为粗化速率常数。k可以表示为：

k=\frac{D\cdot \sigma \cdot C_{\mathrm{e}}\cdot V_{\mathrm{m}}}{RT}（2）

式中：D为溶质原子在基体中的等效扩散系数；σ为析出相/基体的界面能；C_e是溶质元素在基体平衡时的摩尔浓度；V_m是析出粒子的摩尔体积；R为气体常数；T为绝对温度。

由式（1）可见γ′相的粗化速率常数k依赖于热处理工艺的温度和时间，图1为1100 ℃，不同保温时间FGH96镍基高温合金中γ′相的形貌变化^［11］。从图中可以发现，在保温时间较短时，γ′还能保持较小的形态，且数量较多，随着高温保温时间的延长，细的γ′会大量溶解或被粗大的γ′的吞并，而粗的γ′会聚集长大甚至粗化成棒状。这会使γ/γ′两相不能保持共格关系，降低应变能，当保温时间为90 min时，小的γ′相几乎全部回熔消失，基体中只剩下大的γ′粗化相，大γ′粗化会降低基体的抗拉强度，对合金来说是一个弱化的过程，导致持久寿命、高温抗拉强度和硬度都逐渐降低，这也是TLP连接后母材性能急剧下降的原因。

TLP连接还会使镍基高温合金中的碳化物溶解或析出^［12］，一般来讲，在1000 ℃以上的温度TLP连接后，MC碳化物会发生分解，变成M₆C、M₂₃C₆等碳化物等。反应如式（3），（4）所示：

M\mathrm{C}+\mathrm{\gamma }\to M_{\mathrm{6}}\mathrm{C}+\mathrm{\gamma }\mathrm{\text{'}}（3）

M\mathrm{C}+\mathrm{\gamma }\to M_{\mathrm{23}}{\mathrm{C}}_{\mathrm{6}}+\mathrm{\gamma }（4）

由于新形成的M₆C和M₂₃C₆碳化物通常体积较大且形态不规则，在合金的晶界和晶内不均匀分布，增强了晶界的脆性。在高温环境下，碳化物的过度生长和粗化，这种变化破坏了原有的微观结构平衡，使合金的抗拉强度和抗蠕变能力下降，尤其是在高温环境下。

TLP连接热循环除了造成以上两种相的变化，还容易使接头区和母材中析出σ相和μ相等拓扑密堆相（topolo-gically closepacked phases，TCP），TCP相会严重影响接头组织的稳定性^［13］。因此Pessah-simonett等^［14］和张邦强^［15］使用电子空位数法调整TLP连接中间层成分，以保证在TLP连接过程中不出现TCP有害相。

高温合金接头TLP连接后，母材性能下降是一个普遍现象，已有文献报道了TLP连接后母材晶粒尺寸过度减小或强化相溶解导致强度严重下降的问题^［16-18］，韩祎^［17］对GH4169进行TLP连接后，发现接头区附近母材抗拉强度下降到330 MPa，强度损失达60%，Liu等^［19］和Pouranvari等^［20］对TLP连接后接头的蠕变性能进行了测试，发现母材区蠕变强度降低了40%左右。

1.2 PBHT对TLP连接区域的影响

接头区的ASZ区、ISZ区和DAZ区，TLP连接后的有害问题就更多，当TLP连接保温时间不足、温度过高或中间层MPD元素扩散不充分时，都会发生不完全等温凝固的现象，产生ASZ区^［21-22］，ASZ区成分较为复杂，根据中间层的成分不同包括未能发生等温凝固的连续冷却凝固相、其他偏析组织和低熔共晶相等，这些区域往往是接头性能的薄弱区域。此外，TLP连接后还经常出现DAZ区存在脆性相的问题，对于含有B、Si元素的中间层，母材容易扩散进入大量的B、Si原子，当MPD元素浓度高于在母材中的溶解度极限时，这些原子会与母材中的强硼、硅化物形成元素结合形成单一或复杂的针状、块状硼化物，这些第二相析出物也会对接头的力学性能和耐腐蚀性产生不利影响^［23］。

如何通过后续PBHT工艺恢复因TLP连接造成损失的母材高温性能，消除ASZ、ISZ、DAZ的有害相，进而提高TLP连接接头性能尤为重要。

2 PBHT的机理

改善和提高TLP连接接头性能而进行的热处理从原理上可以分为两大类：一是为改善接头组织而进行的热处理，二是为消除残余应力而进行的退火处理，文中只综述第一类热处理制度。为改善接头组织而进行的PBHT处理，可分为均匀化处理、固溶处理（部分固溶处理、完全固溶处理）、时效处理（中温、高温）、固溶加时效处理和多级多道组合热处理，以下分别进行详细论述。

2.1 PBHT的均匀化处理

PBHT中的均匀化处理是指将TLP接头加热到镍基高温合金的固相线以下长时间保温，以达到对DAZ区的有害析出相，ASZ区的共晶偏析相，以及其他偏析组织进行均匀化处理的效果，实际上也可看做对TLP连接接头进行扩散退火的过程。扩散热处理一般在TLP连接后单独进行，有时也与TLP连接过程放在同一个热循环中一起完成^［24-25］，采用单独的均匀化处理时，处理温度应控制在中间层的固相线温度以下。实际上最初的PBHT是指TLP连接之后的扩散热处理工艺，旨在消除TLP连接接头中DAZ区的富硼、硅等有害相，同时均匀化接头成分，尤其适用于Ni-Cr-B 系中间层，Zhou等^［25］以Fick第二定律为依据，通过对TLP连接过程设定边界方程，给出了理论上在TLP连接接头形成后继续进行元素均匀化时间的计算方法，以最常见的降熔元素硼元素为例^［26-27］，如式（4）所示：

C_{\mathrm{p}}=(C_{\mathrm{0}}-C_{\mathrm{M}})\mathrm{e}\mathrm{r}\mathrm{f}\left(\frac{h}{\mathrm{2}\sqrt[]{Dt}}\right)+C_{\mathrm{M}}（4）

式中：C_p为任意时刻溶质元素在中间层的溶解度，即任意时刻硼元素在中间层中的浓度；根据Ni-B相图^［28］可知：C_M=C（∞，t）；C₀为等温凝固结束后，两边母材被连接在一起，接头中心处溶质元素的浓度；h为TLP连接过程中液相区最大宽度的一半；D为B在母材中的扩散系数；t为时间。

刘安娜等 ^［29］以此为依据利用Matlab计算软件，估算固相成分均匀化处理所需的时间，并用Ni-8Co-4Cr-0.5W-3.2B中间层合金箔，对DD6镍基单晶合金进行了TLP连接，然后按DD6标准热处理工艺对TLP连接接头进行热处理。热处理过程包括1290 ℃/1 h，1300 ℃/2 h，1315 ℃/4 h固溶处理及1120 ℃/4 h，一次时效和870 ℃/32 h二次时效，将实验结果与模型比对之后发现B的扩散距离与理论模型比较契合。

图2为1120 ℃不同连接时间下TLP连接接头的微观形貌，使用Ni-Cr-B非晶箔作为中间层连接Mar-M247高温合金的TLPB和PBHT接头，从图中可以看出，在适合温度下长时间的PBHT保温处理可有效去除含B化合物相并使接头成分均匀化^{［15，27，30-31］}，尤其是对于复杂成分TLP连接中间层，经PBHT处理，可使部分原子半径扩散能力较强的元素得到均匀化，但有研究证实对于W、Co等原子半径较大，扩散能力较差的重元素，均匀化处理的效果并不明显^［32］。

需要注意的是，其实许多B、Si脆性相的消除并非是均匀化处理导致B、Si元素固态扩散而消除的，由于TLP连接接头中含有大量的Ni、Cr等强硼化物元素，实际上很多较高温度下均匀化处理后B、Si脆性相的消除是固溶处理的效果，Pilehrood等^［33］指出在对DAZ和ASZ区的析出相进行均匀化处理时，对其热处理温度和时间有一定要求，否则无法去除B、Si脆性相，以硼化物为例，针对DAZ区的富硼析出物进行热处理时，温度必须高于硼在镍基体中的固溶温度和硼化物与镍基体的共析温度，否则不能达到去除DAZ析出相的效果。

廉洁^［32］对均匀化处理和固溶处理两种消除B化物的方式进行了分析，选择均匀化处理的温度为 1150 ℃，时间为 3、6、9 h 对接头进行PBHT处理，发现随PBHT处理时间的延长，硼化物沉淀数量逐渐减少并最终消失。此外接头的组织和硬度分布通过元素的固相扩散更加均匀。在经过9 h 热处理后，接头的抗剪强度得到显著提升，达到838 MPa，断裂主要发生在基体内。

均匀化处理除了可以消除DAZ区中富B、Si元素的脆性析出相外，还对ASZ区的低熔偏析相有一定消除作用，由于受连接温度、时间和中间层成分的限制，TLP连接接头难以实现完全的等温凝固，尤其是成分复杂的中间层，ASZ区成分偏析较为严重，而且这些低熔共晶组织往往也是整个接头最薄弱区域，将其去除对接头拉伸、剪切等性能的提高意义极大，韩祎^［17］通过后续的PBHT处理，消除了未等温凝固的ASZ区中间相，将抗拉强度提高了200 MPa。

均匀化处理除了能使B等扩散能力强的脆性化合物元素在接头中的分布均匀，还能调控接头区和母材区硬度和弹性模量等材料物性，从材料力学角度减轻接头中的应力集中，提高接头强度，李琪等 ^［34］使用SBM-3粉末合金作为中间层，在1250 ℃下对IC10合金进行TLP连接6 h，PBHT工艺为1180 ℃和1265 ℃ ，保温2 h，PBHT前后对比发现，接头的平均弹性模量由208.5 GPa降低至205.4 GPa，而母材的平均弹性模量则由221.4 GPa提高至223.7 GPa，母材区和接头区的硬度值差距缩小，热处理提高了母材弹性模量的同时降低了中间层区域的弹性模量。随着中间层弹性模量的降低，第一主应力、最大剪应力、等效应力和损伤等效应力的最大应力值均线性减小，TLP连接接头的高温力学强度提高，热处理后接头抗拉强度由198 MPa提高到268 MPa。

均匀化处理除了可以均匀B、Si元素，消除DAZ区富B、Si的析出相外，还可以均匀接头和母材区域的Al、Ti、Nb、Ta、W、Hf等镍基高温合金γ′和γ˝相的强化元素，达到对ISZ区进行合金化，提高接头强度的效果。Hadibeyk等^［35］采用Ni-Si-B夹层作为中间层TLP连接镍基GTD-1和钴基FSX-414合金，在1130 ℃下连接45、60、75、100 min，试样在炉中冷却至室温，之后在1150 ℃下均匀化4 h，然后测试接头组织的硬度分布，图3为T100接头在1150 ℃均匀化处理4 h后的显微组织及PBHT前后试样的硬度分布图。可以发现均匀化处理的接头析出物和硬度值分布更均匀。硬度均匀的原因是由于固溶强化元素和沉淀强化元素从母材扩散到接头中，使得降温过程中产生的二次沉淀和其他强化析出物在接头上分布更均匀，导致原本硬度较低的ISZ区硬度得到了提高，而均匀化处理中富铬碳化硼和钴铬碳化物分别溶解在GTD-1和FSX-414的DAZ区中，使得DAZ区的硬度降低。剪切测试结果表明，与未经均化处理的试样相比，均匀化处理后的试样剪切强度提高了34%（537.9 ~402.2 MPa）。

Ye等^［36］在镍基高温合金母材上产生裂纹后填入混合填料，然后在1100 ℃下TLP连接24 h，最后在1160 ℃（HT-1），1180 ℃（HT-2）和1190 ℃（HT-3）的温度下进行均匀化。发现TLP连接后接头化学元素和微观结构很不均匀。而热处理可以使接头化学元素含量分布均匀化，并且接头中形成的沉淀物可以溶解。随着均匀化温度和时间的升高，ISZ区中Ni、Fe、Si、Cr、Co、Al、Ti元素分布更加均匀，同时扩散影响区（DAZ）中硼化物的体积分数减小。在HT-3均匀化过程中，DAZ区中的大部分硼化物溶解。按照TLP连接样品、HT-1、HT-2和HT-3的顺序，等温凝固区（ISZ）的化学成分逐渐接近母材，ISZ区的硬度增加，而DAZ区的硬度降低。HT-3可以获得均匀的连接接头，连接接头的剪切强度约为母材的35%。使用HT-3热处理的接头剪切强度最高，约占母材的95%，样品呈现混合断裂模式。

宋晓国等^［37］指出ISZ区均匀化处理后强度提升并不理想，由等温凝固区缺少合金化元素而导致，提升TLP连接温度，促进Ti、Al、Nb、W等母材主要强化元素向中间层的扩散，有助于改善ISZ区的贫合金化，但对于Co、Cr、W等难扩散的大直径重元素则很难实现均匀化。Nakahashi等 ^［16］通过Thermo-cacl软件的Dictra模块进行了TLP连接过程中Ni、W、Co、Cr、Ta、Hf、Ti、Al共8个元素的扩散行为研究，模拟完后又进行了实验验证，图4为Dictra软件模拟（1200 ℃/10 h）和实际均匀化处理（1230 ℃/6 h）后TLP连接中间层（DFB-1）各元素含量曲线图，从图中可以发现：Al和Hf的均匀化速度最快，在中间层预设含量0.1%（质量分数，下同）的条件下，在 1200 ℃下保温5 h即分别达到母材含量水平的 81.4%和 84.9%；Al元素仅仅经过1 h就基本分布均匀，其次比较快的是 Ta、Cr、Co三种元素，而W元素扩散最慢，当预设中间层中W含量为0.1%时，经过1200 ℃/5 h的保温，中间层心部的W含量才达到母材含量的7.9%，扩散能力较前两者差一个数量级。曹健等^［38］研究了DD6单晶高温合金 TLP连接接头的均匀化处理效果，发现经 1180 ℃/16 h 扩散处理后，Al和Si元素在焊缝和母材实现均匀化，Co和Cr均匀化程度较差，W和Re很难实现接头区域的均匀化。

需要注意的是，对于复杂中间层TLP连接后的接头，元素的均匀化并非一定有益，不少中间层在成分设计时，除加入B、Si等降熔元素外，还加入了W、Ta和Cr等固溶强化元素和Nb、Ti、Al、Hf、Zr等γ′相的沉淀强化元素，有些中间层还加入 Co、Mo可以提高γ′相回溶温度，减少次生碳化物在晶界上膜状化倾向的平衡元素，可想而知，此时过度的均匀化无疑会导致强化元素在接头区的“稀释”，实际上已有报道指出纯净的ISZ区并不一定有利于接头性能的提高，Yue等^［39］在1180 ℃/2 h+1265 ℃/2 h （空冷）+1050 ℃/2 h （空冷） 的PBHT后，发现基体中的Re含量降低，显然这对接头的蠕变性能没有好处，在1100 ℃/36 MPa条件下的蠕变实验中，PBHT处理后接头碳化物附近产生蠕变裂纹和微孔，导致碳化物出现穿晶断裂。

均匀化处理除了可以改善TLP连接接头内部的元素分布，消除元素富集和有害相问题外，还可以解决TLP连接时接头表面合金元素在高温、高真空条件下大量挥发导致的表面元素贫化现象。李晶等 ^［40］在真空环境下对IC10合金进行TLP连接发现接头表面存在厚度约4 μm的Cr元素贫化层，随后在空气炉中经过1050 ℃/48 h处理后，基本消除了贫化层，避免了表面Cr元素贫化导致材料抗氧化性能和高温性能下降。

在PBHT的扩散热处理中，人们逐渐注意到均匀化热处理规范对镍基合金母材的强化相特征影响不尽相同，当均匀化处理温度达到γ′、η相-Ni₃Ti、δ相-Ni₃Nb、γ″相-Ni₃Nb、β相-NiAl的固溶温度时，会引起强化相回熔，影响其热强性能，同时晶界处的MC碳化物成分、结构、类型、形态也会有一定变化，MC碳化物的变化在影响合金强度和塑形的同时，又反过来影响γ基体和γ′的融化温度，以上机制都会导致接头力学性能的不同变化，由于镍基高温合金的力学性能是由析出物的体积分数、尺寸、形态和分布等综合决定的，因此均匀化处理对接头的整体力学性能并非一定有益。正如前文所述，均匀化保温时碳化物会长大，而降温时MC碳化物在又会在晶内析出^［41］，当碳化物粗大生长或降温时碳化物的连续网状析出时接头的强度和塑性会受到损害；Pilehrood等^［33］使用BNi-2作为中间层，1120 ℃真空下TLP连接45 min和120 h，然后进行标准热处理（SHT）以使接头均匀化。发现均匀化处理不仅未增加接头的高温拉伸性能，反而导致接头力学性能退化。均匀化后的TLP连接接头的屈服强度和伸长率分别为BM的96%和61%。原因在于均匀化处理后TLP连接接头的晶界处形成了更致密和更大的碳化物，并且γ晶粒长大，此外大的γ′沉淀长大和小的γ′沉淀相回熔，进而导致强化相沉淀之间的距离增加，也是屈服和抗拉强度降低的原因。

综上可见，PBHT中的均匀化热处理实际是一个较为笼统的概念，均匀化过程中往往包含着固溶处理及时效处理的效果，由于高温合金的化学成分是非常复杂的。除杂质元素外，一般都含有十几种合金元素和多种不同的强化相、辅助强化相以及平衡相，单独对TLP连接接头的低熔共晶相和偏析相进行均匀化处理时，容易造成原来强化相的溶解、过度沉淀或异常长大，不少学者在均匀化扩散热处理的基础上，依据母材的标准热处理规范，对接头的固溶和时效工艺开展了深入探究，此时PBHT不只局限于均匀化处理，而是包含在固溶、时效处理制度中，并从单次热循环扩展到多级多道热循环，以下对其详细阐述。

2.2 PBHT的固溶/时效处理

PBHT中的固溶处理是指将接头加热到强化相的固溶温度以上，溶解因长时间高温连接而过度生长的γ′相、γ″相和团聚碳化物，并消除ASZ、DAZ区低熔共晶有害相和偏析相，以得到均匀的过饱和固溶体，同时获得适宜的晶粒度。PBHT中的固溶处理和均匀化处理都能消除DAZ的析出沉淀相和ASZ区的低熔共晶相，但主要采用固溶处理的方法，其温度主要根据合金中各个相析出和溶解规律及接头使用要求选择，一般在980~1250 ℃之间，PBHT中的时效处理指的是将固溶处理后的接头从高温状态中淬火，以析出强化相沉淀物，增强接头强度，PBHT中的时效处理冷却方式有空冷和水冷两种方式。

2.2.1 单级PBHT固溶/时效处理

前文已提到TLP连接后大的γ′相粗化的问题，实际上合适的固溶加时效处理可以使球化和粗化的γ′相得以恢复，重新析出细小的γ′相沉淀，田景玉等^［42］用KNi₃A非晶箔片对N5单晶合金进行TLP连接，发现随着TLP连接温度的升高，γ′相的球化和粗化进程加快。而参照母材热处理规范对连接试样进行热处理后，发现TLP连接温度在1260 ℃及以下的母材组织得到良好的恢复，经过合适热处理的TLP接头，高温持久寿命稳定在母材性能指标的80%以上。李晓红等^［43］对DD3单晶合金进行TLP连接，发现母材中的γ′相由于TLP连接降温过程中冷却缓慢发生粗化和边界圆化，而进行标准热处理后，母材γ′相尺寸明显减小，平均尺寸由1 μm变为0.25 μm，合金母材形貌重新恢复到了连接前γ固溶体中均匀分布细小立方形γ′γ相的状态，且接头中近缝区的脆性化合物相基本上得到消除。但界面处的γ′相尺寸没有明显变化，热处理前后仍然为0.5 μm。

镍基高温合金中不同强化相的含量和形态分别对力学性能产生影响，为了得到所期望的力学性能，可以采用不同的热处理制度获得不同的析出强化相，Pouranvari等^［20］在TLP连接后的接头上采用了循环A和循环B两种不同的热处理工艺，A工艺是为了获得最佳蠕变强度性能时所需的固溶时效处理工艺。而B工艺是获得大截面高冲击强度、低温缺口抗拉强度和良好延性的热处理工艺，研究了两种PBHT工艺对TLP连接接头显微组织和力学性能的影响。发现双重时效处理导致接头中心线硬度增加，接头剪切强度提高10%。1050 ℃/1 h条件下连接的样品在双重时效处理后具有最高的剪切强度。

2.2.2 多级PBHT固溶/时效处理

镍基高温合金中主要强化相γ′相形貌的变化取决于应变能和界面能的共同作用。但由于接头区元素分布、晶粒状态往往并不均匀，导致接头区和母材区γ′的沉淀驱动力和生长机制并不相同，这使得接头不同区域的强化相固溶处理温度有所差异，以常见的Ni-Cr-B合金中间层TLP连接为例，由于中间层中不含Ti、Al等γ′形成元素，因此接头区的Ti、Al含量可能较母材区低，故γ′的溶解度较高，而固溶温度较低，如果以母材的固溶温度进行固溶处理，往往会造成接头区的γ′初熔，再加上镍基高温合金元素成分非常复杂，单一的固溶时效处理效果较差，因此有关学者针对不同熔化特征、析出规律和生长机制的强化相，进行了不同温度的多级多道PBHT固溶时效强化，图5为部分体系母材和中间层PBHT前后接头剪切强度的变化^{［23，39，44］}。

王义峰^［45］根据GH4169 高温合金母材中各相的固溶温度、析出速度和强化机理，选定了四级固溶-时效处理，成功将γ′、γ″、δ三种强化相依次时效析出。首先在1050 ℃/1 h进行第一次固溶处理，发现中间层及高温合金母材的晶粒均明显长大，晶界部位受到了明显的弱化，这将严重影响 TLP 接头的抗拉强度。为提高接头强度，第二步热处理温度选定在 900 ℃，该温度下δ相的析出速度最快。经过第二次固溶处理，晶内析出的γ″相重新溶入高温合金基体，但δ相并未开始溶解，并不影响上一步对晶界的强化作用。之后根据常用的 GH4169 高温合金热处理时效温度以及γ″相析出的温度范围，选择725 ℃为第三次固溶处理温度，在此温度下时效 900 min后观察到了γ″、γ′和δ相在整个接头晶界及孪晶界处的析出。此时晶界处的δ相为连续的棒状，孪晶界处的δ相呈锯齿状，接头室温抗拉强度为1130 MPa，达到热处理后母材的92.6%，较没有热处理的接头提高了38%，伸长率达5%~7%。

同时多级、长时间的固溶加时效处理实际上可以使整个接头的强化相种类和含量较为一致，达到类似均匀化处理的效果，Amiri等 ^［46］设计了HT-A、HT-B和HT-C 3种不同的热处理工艺，单独对GTD-111镍基合金TLP接头进行热处理。在HT-A热循环中，先对母材进行全固溶退火（1200 ℃/4 h），然后在1120 ℃/105 min下进行TLP连接，之后部分固溶退火（1120 ℃/2 h），最后进行时效处理（845 ℃/24 h）。结果表明，与HT-A和HT-B样品获得的微观结构相比，HT-C处理使接头区域和母材的微观结构更均匀。力学测试发现HT-B样品接头拥有与母材相似的硬度分布。所有样品中HTeB样品的接头剪切强度最高。

除了以上连接后独立进行的PBHT固溶加时效处理外，也有人尝试将固溶处理放在TLP连接工艺中一起完成，以缩短工艺流程，郁峥嵘等^［22］对CMSX-4和SXG3单晶合金进行TLP连接，选取含Hf的镍基合金作为中间层合金，在真空中加热至1290 ℃分别保温15 min、6、12、24 h，再进行1150 ℃/（5~25 h）的保温热处理，发现PBHT后原母材位置的大量粒状和块状的碳化物消失，葵花状共晶团以及团间的Ni₅Hf相也已经消失，连接界面由平均尺寸约为2 μm的较大γ′相组成，连接区组织与成分整体较为均匀。

2.2.3 PBHT固溶/时效处理失败的原因分析

虽然以上文献证明PBHT中的固溶时效处理可以使ISZ区析出沉淀强化相，提高硬度和强度，但Pouranvari等^［31］研究指出ISZ区固溶时效处理后强度提高并不理想，实际上该问题和前文提到的均匀化处理后，ISZ区硬度提高不够理想的问题本质上是相同的，都是因为等温凝固区缺少合金化元素导致的，因此，要想得到较好的固溶时效效果，必须保证ISZ区或ISZ区附近的组织具有一定的合金化含量，张邦强^［15］因此开发了一系列含有W、Co、Nb等固溶强化元素和沉淀强化元素的复杂中间层材料，设计了专门的固溶时效处理工艺，将强化后γ′相在接头中析出，提高了TLP连接后ISZ区的蠕变性能。但需要注意，固溶处理的时间不宜过长，不然会出现过度均匀化处理导致接头硬度不足的问题。

此外，若TLP连接保温时间较短，中间层的强化元素富集，则固溶时效处理反而会引起ISZ区强化相过度析出，同样不利于接头力学性能，王义峰^［45］发现对于连接时间较短的接头，经过热固溶加时效处理之后，原本没有或仅有少量 Ni-Si-Nb 三元化合物存在的等温凝固区中重新析出较多的三元化合物，这些化合物的生成使得相对均匀的等温凝固区丧失了原有的优势，成为热处理后接头较为薄弱的区域之一，接头抗拉强度降低了50 MPa。故对于复杂中间层的TLP连接接头，一定要注意优化调整TLP连接工艺，长时间的保温后，再进行适宜时间的时效处理。

2.2.4 PBHT固溶/时效处理对晶粒位向差的影响

Yue等^［39］研究指出PBHT固溶和时效处理对接头的晶粒取向、晶界和孪晶会产生影响，如图6所示。通过对比PBHT前后接头Ni₃Al相的IPF极图发现，PBHT后接头中Ni₃Al的极密度最大值由33.27下降至32.32，证明了PBHT后可获得Ni₃Al各向同性分布较好的接头，各向同性较好的取向关系有助于改善析出相的形态和类型，进而提高抗拉强度，同时还发现PBHT后，接头中孪晶比例略有下降。高角度晶界组分增加，低角度晶界组分减少，由于高角度晶界相比低角度晶界会阻碍位错滑移，进而使应变过程中晶界附近难以协调变形，故这种变化可能对接头高温低应力下的蠕变性能产生不利影响。

综上所述，由于镍基高温合金相和TLP连接接头的组织和成分复杂，要实现最优的固溶时效强化效果，必须针对不同成分的中间层，精确制定固溶时效处理工艺，在固溶处理前可以先进行一定的均匀化处理，但对于成分复杂且强化元素扩散能力较强的中间层不应过度均匀化和长时间固溶处理，以免影响时效处理的效果，并控制时效温度的高低，避免过时效的发生。

3 结束语

由于镍基高温合金相成分复杂，固溶温度、析出规律和生长动力学机制各异并相互影响，有时进行多次PBHT也不一定能完全改善接头显微组织，但总体来看PBHT工艺仍然有很大意义，其对接头的屈服、抗拉、剪切、蠕变、高温持久等力学性能都有提升，有时甚至能将接头的拉伸性能提升30%以上^{［42，47］}，深入开展与不同类型镍基合金中间层TLP连接对应的PBHT工艺研究，具有很大的理论探究和工程应用价值。今后研究应从以下方面进行：

（1）PBHT的效果与TLP连接后接头与母材的状态直接相关，通过PBHT获得性能较好的接头，需要良好的TLP连接工艺配合，如果可以，最好得到完全等温凝固的接头后，再进行PBHT工艺。

（2）现有大部分研究中PBHT的固溶和时效工艺都是参考其母材自身的热处理工艺制定的，效果总体较好，但当TLP连接的中间层成分与母材相差较大时，就需要结合接头近缝区低熔点共晶相和脆性化合物的分布状态和热力学形成条件，综合制定PBHT工艺。

（3）目前在TLP连接后进行PBHT处理的工作并不常见，近5年公开报道的研究中，只有不到三分之一包含了PBHT工序，后续应加强对PBHT的研究，积累接头工艺数据，同时结合多元热动力学相图计算和第一性原理计算方法辅助制定PBHT工艺，如依据Miedema、EHF（生成热）等热力学模型和Thermo-Calc&Dictra、Factsage等动力学工业软件对TLPB、PBHT中固相扩散，结晶与沉淀，强化相生长等过程进行仿真模拟，将来PBHT工艺应继续向多级多道精准热处理方向发展，并探索可以缩短工艺流程的TLPB-PBHT工艺一体化研究。

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基金资助

国家自然科学基金项目(52475316)

国家外国专家项目(H20240059)

先进焊接与连接国家重点实验室开放课题研究基金(AWJ-20-M01)

新型钎焊材料与技术国家重点实验室开放课题(SKLABFMT-2020-04)