镍基高温合金因其优异的高温强度、抗氧化性及耐腐蚀性能，已成为航空发动机高压压气机盘及涡轮盘等关键热端部件的首选材料^[1,2]。随着新一代航空发动机对高推重比的不懈追求，核心高温合金部件在极端条件下的综合服役性能面临严苛要求^[3]。然而，传统变形高温合金(如IN718)的优异抗拉强度及蠕变性能通常仅局限于650 ℃以下^[4,5]。FGH96高温合金作为一种典型粉末冶金镍基高温合金，具有组织均匀和成分可控等优势，其服役温度可提升至750  ℃，在高性能航空发动机涡轮盘等关键热端部件中得到广泛应用^[6,7]。然而，随着航空发动机向更高服役温度和更轻结构重量发展，现有连接技术的性能瓶颈逐渐显现，亟需发展与之匹配的高性能焊接技术，以确保热端部件在长期严苛环境下稳定运行^[8]。

FGH96高温合金具有较高体积分数的γ′强化相，采用传统熔焊工艺时易出现气孔及裂纹等焊接缺陷，严重制约航空发动机的结构完整性和服役可靠性^[9]。惯性摩擦焊作为一种固相焊接技术，具有热输入低、冶金缺陷少及成形质量高等优势，可有效避免熔焊缺陷，已成功应用于现役型号航空发动机鼓筒组件的高性能制造^[10,11]。然而，虽然惯性摩擦焊接被普遍视为高温合金回转类热端部件的优选焊接方法，但其接头仍存在强化相溶解和微观组织不均匀等固有工艺局限，导致沉淀强化和细晶强化等作用受到抑制，进而形成接头局部性能弱化区^[12,13]。因此，需要开发针对性的组织调控和性能强化策略，以实现对接头性能的精准提升，满足其在极端服役条件下的苛刻性能要求^[14]。焊后热处理作为优化接头微观组织并实现其力学性能强化的关键技术途径，能有效调控晶粒尺寸、消除残余应力并促进强化相均匀析出，从而显著提高接头力学性能^[15,16]。对于沉淀强化型镍基高温合金，γ′强化相在提高材料强度和延展性方面具有重要作用。传统热处理工艺主要包括固溶处理和时效处理^[17]，是调控γ′强化相以获得所需性能的有效方法^[18]。固溶处理通过将γ′强化相溶解于基体，以获得过饱和固溶体并控制晶粒尺寸，为后续时效阶段强化相析出长大提供条件。时效处理则进一步调控γ′强化相尺寸、体积分数和分布密度，从而提高接头综合性能^[19]。刘建涛等^[20]发现，在低于γ′相固溶温度下进行热处理时，γ′相阻碍晶界迁移，导致晶粒生长缓慢；在高于γ′相固溶温度热处理时，因γ′相溶解，晶界迁移阻力显著降低，晶粒快速长大，从而可获得粗晶组织。研究^[21]表明，当热处理温度高于1030 ℃时，冷却过程中形成二次γ′强化相；在1100 ℃固溶处理时，二次和三次γ′强化相完全溶解；在1120 ℃固溶处理时，一次γ′强化相完全溶解。Han等^[22]对经焊后760 ℃时效处理的FGH96高温合金惯性摩擦焊接头的显微组织和力学性能进行了系统研究，发现接头焊核区的晶粒度更小、残余应力更低，且显微硬度和室温平均抗拉强度均显著提高^[23]。Yang等^[21]研究了FGH96高温合金惯性摩擦焊接头在不同焊后固溶温度热处理条件下的γ′强化相分布、拉伸性能及疲劳性能，最终确定固溶温度为1080 ℃时接头可获得良好的拉伸和疲劳性能。目前，针对FGH96高温合金惯性摩擦焊接头的研究主要集中于焊接工艺优化及工艺参数对接头微观组织和力学性能的影响规律，而对于焊后热处理工艺的系统性探索仍较为缺乏^[24~27]。

因此，本工作基于惯性摩擦焊接技术制备了高质量FGH96高温合金同质惯性摩擦焊接头，分别采用固溶时效和多级时效工艺对接头进行组织调控，系统揭示了焊后热处理工艺对接头微观组织演变及力学性能的影响机制，进而构建焊后热处理工艺-微观组织演变-力学性能的映射关系，以期为推动先进航空发动机关键热端部件高性能制造提供理论依据和技术支撑。

采用粉末冶金工艺制备的损伤容限型FGH96高温合金作为焊接母材，其主要化学成分(质量分数，%)为：Cr 16.12，Co 13.07，Mo 4.09，W 3.88，Al 2.38，Ti 3.63，Si 0.18，Fe 0.15，Ta 0.60，Nb 0.71，Zr 0.04，Ce 0.01，Ni余量。如图1a和b所示，FGH96高温合金基体中分布大量孪晶及体积分数为33%~36%的γ′强化相。焊接设备选用HWI-IFW-130型轴向/径向惯性摩擦焊机，其最大转动惯量为388 kg·m²，最高转速为1000 r/min，最大轴向力为1300 kN (图1d)。待焊工件为外径62 mm、内径28 mm的同质FGH96高温合金管材。具体焊接工艺参数为：转动惯量388 kg‧m²，初始转速645 r/min，焊接压力320 MPa。焊接完成后去除接头表面飞边，随后对焊态(AS)接头进行标准焊后热处理，相应热处理工艺曲线如图1c所示。固溶时效(SA)处理步骤为：1030/1080/1140 ℃、2 h、空冷+ 760 ℃、10 h、空冷，得到的试样分别命名为1030 ℃ SA、1080 ℃ SA和1140 ℃ SA试样；双级时效处理步骤为：760 ℃、10 h + 650 ℃、1 h、炉冷-空冷，得到的试样命名为DA试样，热处理时需严格控制冷却过程的工艺参数以实现接头微观组织的精准调控，双级时效保温完成后，首先以200 ℃/h的冷却速率将焊件随炉冷却至260 ℃，随后空冷至室温。上述热处理工艺的选择旨在系统研究不同热处理路径对FGH96合金惯性摩擦焊接头组织演变和性能的影响。其中，DA处理旨在在保留焊态晶粒结构的前提下，通过促进γ′相均匀析出，以研究无固溶处理仅时效析出强化的可行性；SA选取1030、1080、1140 ℃三个固溶温度，分别对应不同的固溶状态，目的是通过固溶温度梯度揭示γ′相溶解-再析出行为、碳化物分布、晶粒演变及力学性能的演变规律，探寻最佳固溶温度窗口。两种热处理制度的对比则进一步阐明固溶处理在消除焊接组织不均匀性、提升高温服役可靠性方面的关键作用。

采用电火花线切割沿垂直焊缝方向切取微观表征试样(图1e)，经80~2000号SiC砂纸逐级研磨，并利用W1.5金刚石研磨膏抛光至镜面。将试样置于50 g CuCl₂ + 250 mL HCl + 250 mL C₂H₅OH混合溶液中腐蚀15~20 s后，利用JSM-IT800型扫描电子显微镜(SEM)对晶界形貌进行观察。将试样置于170 mL H₃PO₄ + 10 mL HNO₃ + 15 g CrO₃混合溶液中进行电解腐蚀，直流电压5 V，腐蚀时间5~10 s，利用JSM-IT800 SEM对接头强化相形貌及分布特征进行分析。将试样置于40 mL H₂SO₄ + 160 mL CH₃OH混合溶液中进行电解抛光，电压15 V，腐蚀时间5~10 s，通过电子背散射衍射(EBSD)技术表征接头沿轴向/径向的晶粒演变及动态再结晶，使用AZtecCrystal和Channel 5软件进行数据处理和分析。

通过开展显微硬度测试、室温/高温拉伸实验及冲击韧性测试，对FGH96高温合金惯性摩擦焊接头的力学性能进行系统评价。采用TMVS-1型Vickers显微硬度仪测试接头显微硬度，载荷为100 g，加载时间为15 s。测试时，沿轴向自焊接界面至母材以0.25 mm为间隔逐点进行硬度测试，沿径向以0.5 mm为间隔进行3次硬度测量，取其平均值作为该位置的硬度，以此保证硬度测试数据的准确和可靠性。采用Instaton-5982型万能试验机进行接头拉伸实验，拉伸速率设为1 mm/min，实验温度分别为室温和750 ℃。采用JB-300B型冲击测试仪进行室温冲击实验。每组工艺参数下接头均进行三次平行拉伸和冲击实验，并取其平均值作为最终测试结果。拉伸和冲击试样的取样位置如图1f所示。拉伸实验完成后，利用JSM-IT800 SEM对拉伸试样的断口形貌进行观察和分析，从而揭示其接头断裂机制。

惯性摩擦焊接头沿轴向承受不同程度热力耦合作用影响，因此可依次划分为焊核区(welding zone，WZ)、热力影响区(thermo-mechanically affected zone，TMAZ)、热影响区(heat affected zone，HAZ)及母材(base metal，BM)区。图2为焊态及不同焊后热处理状态接头沿轴向晶粒分布的反极图(IPF)，图中不同颜色代表不同晶体取向。可见，焊态接头中晶粒取向整体呈现无规律分布，相邻晶粒间具有较大取向差，这表明焊接过程中发生了充分的动态再结晶^[28]。焊态接头从焊接界面至BM区存在连续而完整的晶粒形貌演变：其中，WZ存在明显的晶粒细化现象，这说明焊接过程中接头WZ发生剧烈塑性变形，致使该区域产生大量变形晶粒；此外，由于WZ峰值温度最高，为变形晶粒发生充分动态再结晶提供了条件，因此WZ保留细小等轴晶组织。在常规固溶温度范围内(< 1140 ℃)，SA接头WZ至BM区的晶粒尺寸整体呈现梯度增大的趋势，且焊缝区晶粒长大程度有限。当固溶温度升高至1140 ℃时，SA接头的晶粒尺寸沿轴向从WZ至母材呈现先显著减小后增大，再减小的分布趋势；该固溶温度下各特征区域均发生不同程度的晶粒粗化，其中WZ和HAZ的晶粒粗化现象尤为显著，而TMAZ晶粒受影响程度较小。此条件下，WZ的平均晶粒尺寸已超过母材，并且在靠近TMAZ侧的HAZ局部区域可观察到局部异常粗大晶粒。采用AZtecCrystal软件基于等效圆直径方法对焊态及不同焊后热处理态接头的晶粒尺寸进行定量统计，结果如图3所示。可见，相较于焊态接头，DA接头WZ的平均晶粒尺寸略有增大；当固溶温度从1030 ℃上升至1080 ℃时，WZ晶粒未见明显粗化，其平均晶粒尺寸维持在10 μm以下；1140 ℃ SA接头的晶粒生长行为发生显著突变，其WZ平均晶粒尺寸骤增至15 μm以上，局部区域可观察到尺寸超过144 μm的极端粗大晶粒，靠近TMAZ侧的HAZ内最大晶粒尺寸达到304 μm。焊后热处理后，各接头中靠近母材侧的HAZ晶粒均表现出优异的尺寸稳定性，其平均晶粒尺寸基本稳定维持在12.5~17.5 μm范围内。

图4和5分别为焊态及不同焊后热处理态接头沿轴向的晶粒分布图及晶粒占比。由图可知，AS接头主要由大量再结晶晶粒和亚晶粒构成，其中亚晶粒在靠近TMAZ与HAZ交界处及附近区域分布尤为密集。这种组织特征主要源于焊接过程中剧烈塑性变形与高温作用的协同效应，诱发动态再结晶，从而形成细小的再结晶晶粒和亚晶粒。然而，由于惯性摩擦焊具有时间短及冷却速率快等特点，动态再结晶过程未能充分进行，因此动态回复程度较高。与AS接头相比，各焊后热处理态接头在TMAZ与HAZ的过渡区域出现明显的变形晶粒带，这主要归因于热处理过程中温度升高促使残余应力释放，导致局部区域发生塑性变形并形成变形组织^[29]。此外，高温下γ′强化相的溶解和再析出过程会影响晶界的迁移和再结晶行为，进一步促进变形组织形成。DA接头再结晶晶粒占比略有增加，亚晶粒占比减少，且在TMAZ与HAZ的过渡区域形成了局部变形带。这主要是由于时效温度较低，不足以触发再结晶过程，但可能促进部分亚晶粒向变形晶粒转变。相较于DA接头，1030 ℃ SA接头的再结晶晶粒占比增加，亚晶粒占比减少，变形晶粒仍呈带状分布且占比略有减少。这主要归因于在该固溶温度下，已产生再结晶驱动力但尚不充分，导致接头中储存能较高的区域优先发生再结晶，使得再结晶晶粒占比增加，亚晶粒占比减少，储存能较低的区域仍以回复过程为主，晶界迁移驱动力不足，且热应力仍可能促进部分亚晶粒向变形晶粒转变，因而变形组织占比仅略有减少。随着固溶温度升高至1080 ℃，SA接头的再结晶晶粒占比进一步增加，亚晶粒和变形晶粒占比大致呈现降低趋势。此时，固溶温度接近γ′强化相的溶解温度，再结晶驱动力增强，但部分析出相仍能够阻碍晶界迁移。当固溶温度增加至1140 ℃时，SA接头的显微组织与其他热处理态接头有明显不同，再结晶晶粒占比大幅增加且沿轴向分布趋于均匀，亚晶粒仅在某些特定区域呈现大块状形态，占比显著降低，变形晶粒基本完全消失。综上所述，随着热处理温度的升高，接头再结晶晶粒占比逐渐增加，亚晶粒和变形晶粒占比减少。

图6为焊态及不同焊后热处理态接头焊核区和母材区强化相分布的SEM像。在惯性摩擦焊接过程中，由于焊缝中心峰值温度超过γ′强化相的完全固溶温度，促使强化相发生溶解并形成过饱和固溶体，且由于焊后冷却速率快，其重新析出受到抑制，因此仅残留少量细小颗粒(图6a1)。相比之下，BM区未经历剧烈热循环作用，保留了原始均匀分布的细小γ′强化相(图6a2)。

经焊后热处理后，接头WZ和BM区的强化相均发生明显演变，其尺寸、形貌及分布呈现显著差异。与DA接头相比，SA接头WZ γ′强化相的析出更为充分，其强化相的尺寸及分布特征与母材相当。具体而言，经双级时效处理后，接头WZ析出了大量细小且均匀分布的三次γ′强化相(图6b1)，而BM区强化相尺寸与焊态相比略有增加，但无显著变化(图6b2)。1030 ℃固溶+ 760 ℃时效处理后，合金中溶质元素充分溶解，在冷却过程中析出近球形第二相并长大，WZ析出大量γ′强化相，其尺寸、形貌及分布均得到明显改善(图6c1)；BM区γ′相的尺寸明显增加且分布更加密集均匀(图6c2)。当固溶温度增加至1080 ℃时，γ′强化相基本完全溶解，随后在冷却阶段γ′强化相重新析出并且尺寸进一步增大，其形貌呈近球形或立方形(图6d1)；此时，WZ与BM区γ′强化相尺寸相近，且具有较为一致的分布趋势(图6d2)。当固溶温度为1140 ℃时，过高的固溶温度导致溶质元素完全溶解，为后续时效阶段γ′强化相的重新析出和长大提供了更强驱动力，时效时γ′强化相优先在缺陷处形核，γ′强化相显著粗化，且发生局部聚集，最终γ′强化相呈不规则粗大蝶状形貌，分布稀疏且不均匀(图6e1和e2)。由此可见，热处理制度对γ′强化相演变的影响主要体现在固溶温度(决定γ′相溶解程度)与时效温度(控制γ′强化相析出行为)的协同作用。综上所述，适当的固溶和时效处理能够有效促进γ′相的析出，而过高的温度则可能导致γ′相的再溶解或粗化，最终恶化接头性能。固溶处理温度越高，γ′强化相的溶解程度越大，并形成过饱和固溶体，随后时效处理促使γ′强化相析出，其尺寸和分布密度受固溶温度影响，固溶处理温度越高，时效处理中γ′强化相的析出和长大越显著。

图7为焊态及不同焊后热处理态接头WZ与BM区晶界形貌及碳化物的SEM像。焊态接头WZ晶界较为平直，碳化物主要弥散分布在晶内，少量沿晶界析出(图7a1)；BM区晶界呈锯齿状，轮廓不规则，碳化物在晶内和晶界处均有分布(图7a2)。经焊后热处理后，接头WZ和BM区的晶界形貌及碳化物分布随热处理状态不同呈现明显差异。具体而言，DA接头WZ晶界仍保持相对平直，未发生显著变化；碳化物含量有所增加，在晶内与晶界处均有分布，其中晶界处碳化物明显聚集并呈链状分布(图7b1)。这主要归因于时效处理促进了C元素向晶界扩散，使得晶界处碳化物优先析出。同时，由于时效温度较低，晶界能未充分释放，晶界迁移受限，因此晶界形貌未发生明显变化。BM区晶界保持锯齿状，整体碳化物含量增加且尺寸增大，晶界处碳化物数量显著增加并形成更为连续的链状结构，其钉扎作用进一步抑制了晶界迁移(图7b2)。经1030 ℃固溶+ 760 ℃时效处理后，WZ晶界呈现轻微锯齿状特征，碳化物在晶内和晶界处趋于弥散均匀分布，晶界处碳化物的链状结构相较于DA接头有所减少(图7c1)。BM区晶界锯齿状特征减弱，整体趋向平直，晶界碳化物链状结构部分断裂，分布更趋均匀，且晶内与晶界碳化物分布差异减小。固溶处理导致部分碳化物溶解，并在随后时效阶段重新析出，从而影响晶界形貌演变和碳化物分布(图7c2)。当固溶温度达到1080 ℃时，SA接头WZ晶界锯齿状特征更为明显，碳化物含量明显减少(图7d1)。BM区晶界呈现锯齿状与平直状的混合形貌，晶界处碳化物链状结构大部分消失，整体碳化物分布趋于均匀(图7d2)。当固溶温度继续升高至1140 ℃时，SA接头WZ和BM区晶界均呈现高度不规则形态，并出现“晶界孔洞”，这表明碳化物在高温下过度溶解导致晶界弱化，部分残留晶界碳化物稀疏且粗大(图7e1和e2)。这是由于碳化物溶解导致其对晶界的钉扎效应丧失，从而引发晶界不稳定迁移^[21]，形成不规则形态；此外，碳化物溶解过程会释放溶质原子，产生过饱和空位，空位沿晶界快速扩散并在能量较低的晶界聚集塌陷形成孔洞，严重破坏晶界的连续性。固溶温度升高可有效降低晶界迁移能垒，导致WZ晶界形貌趋于不规则。碳化物在后续时效阶段析出，钉扎晶界并抑制晶界迁移，使WZ趋于形成锯齿状晶界。BM区受晶界碳化物钉扎作用影响，晶界迁移被抑制，随着固溶温度升高，碳化物溶解程度变大，钉扎作用减弱，晶界能升高导致晶界形貌趋于平直化。此外，双级时效促进了晶界链状碳化物析出，且晶界形貌无明显变化。这是由于双级时效处理工艺省略了高温固溶阶段，焊接后残留在晶界附近的C及合金元素，在时效过程中有充足的时间在晶界扩散、偏聚并析出，从而在焊态已有的少量晶界碳化物基础上连接成链状碳化物。低/中温(1030/1080 ℃)固溶+ 760 ℃时效促进碳化物均匀化分布，减弱晶界链状特征，使晶界形貌发生改变。这可归因于高温固溶阶段使大部分碳化物溶解，并基本消除晶界附近的元素偏聚，使成分均匀化，在随后的冷却和时效过程中，碳化物的析出地点不再局限于晶界，而是在晶内和晶界均匀形核，从而避免了连续链状结构的形成。高温(1140 ℃)固溶+ 760 ℃时效可完全重构晶界结构，晶界形貌高度不规则并形成孔洞。WZ因焊接热循环导致初始碳化物分布较为稀疏，热处理后更依赖固溶温度调控，而BM区存在原始碳化物富集，晶界形貌和碳化物分布的变化相对较小。

对焊态接头沿径向和轴向微观组织不均匀性进行系统分析，结果如图8所示。整体而言，AS接头晶粒沿径向和轴向均呈现显著的微观组织不均匀性^[30]，其晶粒尺寸从WZ到BM区逐渐增大，其中TMAZ存在局部晶粒细化现象。值得注意的是，从管壁中心至两侧，WZ的宽度和平均晶粒尺寸均有所增加，这主要归因于焊接过程中管壁中心区域塑性变形及其产生的热量随着飞边挤出，向管壁两侧移动，导致两侧WZ宽度增加，且晶粒长大时间更长。此外，相较于管壁中心区域，管壁两侧TMAZ晶粒呈现显著拉长特征，且晶粒细化程度更为明显，这是由于焊接过程中内外侧热塑性材料在挤出形成飞边时，两侧材料承受更强的挤压和剪切作用，导致其发生剧烈的塑性变形并沿径向高速挤出，从而导致晶粒拉长和细化^[31]。图9为AS接头特殊晶界Σ3 ⁿ (低ΣCSL晶界，其中，CSL为重合位置点阵，n表示Σ3重合位置点阵晶界通过“孪晶增殖”机制连续反复作用的理论代数或阶数，n = 1、2、3)沿径向的分析结果。图9a1~a3显示，存在大角度晶界、Σ3晶界、Σ9晶界、Σ27晶界及其他低ΣCSL晶界。图9c为单侧接头的低ΣCSL晶界占比的统计数据。可以看出，低ΣCSL晶界以Σ3晶界为主。中心区域Σ3晶界和总低ΣCSL晶界占比最高，外侧次之，内侧最低。这些现象与材料的变形量有关。在轴向上，靠近焊接界面的材料形变量增加，而在径向方向上，靠近管壁边缘的材料形变量增加。当材料的形变量较小时，储存的形变能较低，焊接过程中晶界塑性变形机制主要为应力诱导晶界迁移，促进了特殊晶界的形成。当材料的形变量较大时，储存的形变能较高，这促进了焊接过程中特殊晶界向一般大角度晶界的转化，从而导致特殊晶界占比下降。

在焊后热处理过程中，促进晶粒长大的主要因素包括高温条件下γ′强化相和碳化物溶解导致钉扎作用减弱以及晶界平直化增大迁移驱动力。同理，抑制晶粒长大的因素包括γ′强化相和碳化物析出对晶界产生钉扎效应、晶界锯齿化降低迁移速率。DA接头的晶粒尺寸相较于焊态接头略微增大，这主要归因于热处理温度较低，储存能量不足以驱动晶界迁移，且γ′强化相和碳化物析出增强对晶界迁移的钉扎作用。经1030 ℃固溶+ 760 ℃时效处理后，部分γ′强化相和碳化物溶解，晶界钉扎力减弱，晶粒有所长大。但残留的γ′强化相和碳化物仍能有效抑制晶界迁移过程，导致晶粒长大受限。随着固溶温度升高到1080 ℃，更多γ′强化相和碳化物溶解，晶界迁移阻力进一步降低，迁移速率加快。同时，再结晶程度提高有助于形成均匀的微观组织。固溶温度继续升高至1140 ℃时，γ′强化相基本完全溶解，碳化物含量显著减少，钉扎作用大幅减弱，晶界迁移速率急剧上升，导致晶粒爆发性长大。晶粒发生完全再结晶，产生了大量退火孪晶，微观组织粗化。图10为1080 ℃ SA接头沿轴向及径向的晶粒分布特征，各区域的平均晶粒尺寸统计结果如图11所示。对比AS接头(图9a1~a3)，1080 ℃ SA接头中心区域的晶粒尺寸增加，尤其是TMAZ晶粒细化现象导致WZ与TMAZ晶粒尺寸差异显著减小，沿轴向晶粒分布更为均匀。此外，管壁两侧TMAZ中拉长变形晶粒周围的再结晶晶粒继续生长，并逐渐取代变形晶粒，改善了晶粒形态，且管壁两侧与中心的晶粒尺寸差异显著减小。此外，此条件下接头中γ′相尺寸接近且分布均匀(图6d1和d2)。综上所述，采用1080 ℃固溶+ 760 ℃时效热处理工艺可有效改善接头在轴向和径向的微观组织不均匀性。

图12为焊态及不同焊后热处理态接头沿轴向的显微硬度分布。相较于AS试样，DA接头WZ、TMAZ及HAZ硬度均显著提高，而BM区硬度无明显变化，其中WZ和TMAZ的硬度超过母材。固溶时效处理后，SA接头BM区部分硬度下降，硬度沿轴向分布趋于均匀化。当固溶温度为1030 ℃时，与AS接头相比，WZ和TMAZ硬度变化不大，HAZ硬度增加，BM区硬度显著下降，硬度曲线开始变得平滑。当固溶温度增加到1080 ℃时，WZ和TMAZ硬度相较1030 ℃ SA接头略有下降，HAZ和BM区硬度无明显变化，硬度曲线变得更为平滑，此时接头的平均硬度约为(440 ± 10) HV。随着固溶温度进一步增加至1140 ℃，硬度整体显著下降，硬度曲线呈现近直线状态，此时接头的平均硬度约为(410 ± 10) HV。双级时效处理促进了γ′强化相析出，细小弥散的γ′强化相能有效阻碍位错运动。同时，晶界碳化物链的形成也增强了晶界强度，阻碍晶界滑动。TMAZ中局部变形带增加了位错密度，这些均有利于提高显微硬度，从而导致DA接头WZ、TMAZ和HAZ硬度明显增加。固溶时效处理后，BM区硬度下降，这是由于虽然γ′强化相在固溶时效处理中进一步析出，但晶粒长大和再结晶程度的增加抵消了部分强化效果，且晶界碳化物链和晶内碳化物减少，钉扎作用减弱。同时，固溶处理使接头各区域的微观组织差异减小，γ′强化相和碳化物分布更加均匀，材料内部的应力释放，从而使硬度分布更加均匀。固溶时效处理可以通过调整固溶温度来控制晶粒尺寸、再结晶程度、γ′相和碳化物分布等，从而影响接头的硬度分布。固溶温度越高，硬度越低，硬度分布越均匀。1080 ℃固溶+ 760 ℃时效处理可以获得较为均匀的硬度分布，且硬度较高。

研究^[32]表明，FGH96高温合金母材室温下的平均抗拉强度为1597 MPa，冲击韧性为28 J/cm²，在750 ℃下的平均抗拉强度为1270 MPa；焊态接头室温下的平均抗拉强度为1514 MPa，冲击韧性为56 J/cm²，在750 ℃下的平均抗拉强度为1223 MPa。图13为不同焊后热处理态接头在室温和750 ℃时的力学性能。由图可知，相较于AS接头，DA接头的拉伸性能明显提高，其室温和750 ℃时的抗拉强度分别达1574和1279 MPa，基本与母材等强。经固溶时效处理后，SA接头的拉伸强度均降低。随固溶温度增加，SA接头的冲击韧性逐渐增加，但均低于AS接头。当固溶温度从1030 ℃增加到1080 ℃时，接头的冲击韧性和高温(750 ℃)抗拉强度分别从32 J/cm²、1015 MPa逐渐增加到41 J/cm²、1042 MPa，室温抗拉强度基本不变。当固溶温度达到1140 ℃时，室温和高温抗拉强度分别从1455、1042 MPa降低至1395、992 MPa，冲击韧性从41 J/cm²增加至47 J/cm²。可见，当固溶温度为1080 ℃时，接头具有良好的室温和高温抗拉强度，以及适中的冲击韧性，综合性能较好。DA接头拉伸强度增加是由于时效过程促进了三次γ′强化相析出，细小弥散的三次γ′强化相能有效阻碍位错运动，提高强度。同时，晶界碳化物链的形成增强了晶界钉扎作用，进一步提高了强度。DA接头冲击韧性降低主要归因于晶界碳化物链的形成降低了晶界塑性变形能力，使得裂纹更易沿晶界扩展。TMAZ、HAZ的局部变形带也可能成为裂纹萌生源。经固溶时效处理后，SA接头的抗拉强度降低，这主要是由于随着固溶温度升高，晶粒逐渐长大，且晶界碳化物链和晶内碳化物的减少削弱了强化效果。当固溶温度升高至1140 ℃时，晶粒显著长大，再结晶更加充分，导致接头强度下降。此外，碳化物过度溶解，γ′强化相粗化和不均匀分布也进一步削弱了强化效果。冲击韧性提高是由于固溶温度升高，晶粒长大，晶界面积减少，降低了裂纹沿晶界扩展概率。同时，碳化物分布更加均匀，减少晶界脆性，从而提高接头冲击韧性。综上所述，选用具有适当固溶温度的热处理工艺是避免晶界碳化物链形成、改善冲击韧性的关键。适当的固溶温度既能溶解沿晶界链状析出的碳化物，又避免了晶粒过度长大以及碳化物过度溶解带来的“晶界孔洞”，从而提升塑性变形能力和强化效果。因此，经1080 ℃固溶+ 760 ℃时效处理后，在保证一定接头强度的前提下，获得了较好的韧性，实现接头强度与韧性的较好平衡。

经前期工艺实验探索，发现焊态接头试样室温拉伸断裂发生在HAZ，750 ℃时断裂位置位于WZ^[32]。图14为不同焊后热处理态接头拉伸断口形貌。可见，室温下，SA接头的拉伸断裂均发生在BM区。对于750 ℃高温拉伸，DA接头的拉伸断裂发生在WZ；1030 ℃ SA、1080 ℃ SA接头的断裂位置转移至BM区；当固溶温度继续升高至1140 ℃时，拉伸断裂倾向于发生在WZ。DA接头的室温断口形貌呈现出明显的韧窝和解理台阶特征，界面处存在微裂纹；高温下，DA接头断口形貌仍呈现韧窝特征，解理台阶特征减少，界面处微裂纹扩展，断裂模式均为韧脆混合型断裂。随着引入固溶时效处理且固溶温度逐步升高，SA接头室温和高温拉伸断口形貌的韧窝和撕裂棱等韧性特征均更为明显，且解理台阶等脆性断裂特征减少，塑性变形能力提高，断裂模式为以韧性断裂为主的混合断裂。高温拉伸时，材料塑性变形能力提高，断裂趋于韧性断裂，且WZ的韧性特征相较于BM区更显著。

断裂位置变化本质上是接头各区域在特定温度和微观组织状态下强度与塑性匹配关系动态演变的结果。断裂总是倾向于发生在综合性能最不适应当时载荷条件的相对薄弱区域。AS接头的BM区保留了原始均匀组织，WZ通过动态再结晶形成了细小等轴晶组织，晶粒细化产生的Hall-Petch效应显著提升了室温强度。而HAZ由于焊接热循环的影响晶粒出现了一定程度粗化(图8)，存在较多的变形晶粒和亚结构晶粒(图4a)，残余应力集中，且γ′相部分受热溶解在基体中，导致其成为试样的薄弱区域，因此室温下AS接头的断裂发生在HAZ。在高温下，材料的变形机制和强化相的稳定性对接头强度起主导作用。此时，组织的热稳定性成为决定断裂位置的关键。断裂倾向于发生在高温强度较低或晶界稳定性较差的区域。焊接过程导致AS接头WZ的γ′相基本完全溶解，因此成为高温下的薄弱环节。经过焊后热处理，接头组织的不均匀性得到明显改善。DA接头的硬度和强度均显著提高，其硬度超过母材，导致BM区成为相对薄弱区，因而室温拉伸断裂发生在BM区。高温下，WZ中的细小γ′强化相虽能起到强化作用，但其尺寸较小，高温稳定性不足，且晶界碳化物链的形成降低了晶界的塑性变形能力，使得裂纹更容易沿晶界扩展，因此750 ℃断裂发生在DA接头的WZ。固溶时效处理后，SA接头各区域的γ′强化相重新均匀析出，晶界碳化物分布均质化，导致强度差异减小，但其BM区的硬度和强度有所降低(图12和13)，因此其室温拉伸断裂位置转移至BM区。此外，中温(1030、1080 ℃)固溶处理溶解了焊态接头WZ的不稳定组织，在随后的时效过程中，γ′相得以在WZ内均匀弥散地析出，其尺寸适中、热稳定性更高(图6c1、c2、d1和d2)。同时，碳化物分布更均匀，避免了晶界的严重弱化，使得SA接头WZ在750 ℃时能保持良好的强度与塑性组合。相比之下，BM区中原始均匀细小的γ′相会溶解并重新析出甚至长大(图6c2)，降低了其沉淀强化效果，且BM区的晶粒尺寸更大，因此高温下BM区成为薄弱区。1140 ℃ SA接头的γ′强化相和碳化物等微观组织及硬度分布均匀，但WZ晶粒明显长大且尺寸超过BM区(图2e和3)，含有较多亚晶粒结构，强度有所下降，因此高温拉伸时倾向于在WZ发生断裂。

焊后热处理通过调控晶粒尺寸、再结晶程度、γ′强化相和碳化物分布等关键组织参量，显著影响接头的力学性能。晶粒尺寸的定量统计结果(图3)表明，AS接头WZ的平均晶粒尺寸为7 μm；经1080 ℃固溶时效处理后增至8~9 μm；1140 ℃ SA接头晶粒发生异常粗化，其平均尺寸超过15 μm。这种晶粒尺寸的变化直接影响了Hall-Petch效应，1080 ℃ SA接头晶粒尺寸适中，其室温抗拉强度达到1455 MPa；而1140 ℃ SA接头因晶粒粗化导致其室温抗拉强度降至1395 MPa。此外，再结晶程度的定量统计(图5)进一步揭示了组织演变规律。DA、1080 ℃ SA和1140 ℃ SA接头的平均再结晶晶粒占比分别为70%、74%和80%；平均亚晶粒占比从20%左右降至15%，变形晶粒基本消失。再结晶程度增大促进了位错滑移的均匀性，从而直接改善材料韧性。因此，1080 ℃ SA接头和1140 ℃ SA接头的冲击韧性分别为41和47 J/cm²，DA接头因再结晶相对较低而仅为33 J/cm²。如图6所示，AS接头WZ的γ′相基本完全溶解，其平均尺寸小于0.1 μm；1080 ℃ SA接头中的γ′相均匀析出，其平均尺寸为0.3 μm，与母材的0.35 μm相近；1140 ℃ SA接头中的γ′相发生粗化，平均尺寸增加至0.5 μm以上。这种析出相的尺寸变化通过Orowan机制影响了接头强度，使得1080 ℃ SA接头具有优异的750 ℃高温拉伸强度，而1140 ℃ SA接头由于γ′相发生粗化导致其强化效果减弱。此外，碳化物的分布特征也发生显著变化：DA接头沿晶界可观察到较高密度的碳化物；1080 ℃ SA接头碳化物密度显著降低，且呈弥散分布；1140 ℃ SA接头则因碳化物过度溶解出现孔洞。这种分布变化直接影响晶界稳定性，1080 ℃ SA接头中碳化物的弥散化有效消除了链状碳化物脆性，显著提升了接头韧性，而DA接头因链状结构导致裂纹易沿晶扩展。

基于上述组织参量演变的定量分析，可进一步系统阐释其与力学性能之间的内在关联。(1) 强度影响机制：接头强度受晶粒细化、γ′相析出强化和碳化物钉扎的共同调控。DA接头的高强度主要归因于细小γ′相的高密度析出以及晶界碳化物链的强钉扎作用。SA接头的强度随固溶温度升高呈先增后降趋势，1080 ℃ SA接头因晶粒尺寸适中、γ′相均匀析出及碳化物弥散分布的综合优化，其强度最高；1140 ℃ SA接头因晶粒粗化、γ′相粗化及碳化物溶解导致晶界弱化，其强度明显下降。(2) 韧性影响机制：韧性提升主要依赖于晶界稳定性和变形均匀性。DA接头韧性较低，主要归因于碳化物链引发的晶界脆化，增加了裂纹沿晶扩展倾向；SA接头的韧性随固溶温度升高而改善，这是由于碳化物的链状结构消失、分布趋于均匀、晶界呈现锯齿化以及再结晶程度提高，共同抑制了裂纹萌生。1140 ℃固溶处理后，接头韧性进一步升高，这与晶粒粗化减少晶界总面积有关，但强度显著下降。(3) 协同优化机制：1080 ℃ SA接头实现了强度与韧性的最佳协同，其室温抗拉强度为1455 MPa，冲击韧性达41 J/cm²。该状态的微观组织特征表现为：晶粒尺寸梯度减小、γ′相尺寸与分布趋近母材、碳化物弥散化消除了链状脆性，以及较高的再结晶程度促进了变形均匀性。这些多尺度组织参量的协同作用，使得接头在室温与750 ℃下均能保持高强度和良好的韧性，其中γ′相的析出强化与晶界稳定性起着主导作用。

(1) 焊后热处理诱导TMAZ附近形成变形晶粒带。随着固溶温度升高，接头晶粒尺寸和再结晶程度逐渐增加，亚晶粒及变形晶粒占比减少。当固溶温度超过γ′相完全溶解温度时，晶界钉扎作用显著减弱，导致WZ晶粒发生异常粗化且尺寸超过BM区，HAZ局部区域产生超大晶粒，变形组织基本完全消失。γ′相对晶界迁移的钉扎作用是控制晶粒长大的关键因素。

(2) 双级时效处理促进接头WZ三次γ′强化相均匀析出，但对晶界形貌影响有限，碳化物沿晶界呈链状分布。固溶时效处理时，随着固溶温度升高，γ′强化相的析出和长大行为更为显著，晶内与晶界碳化物分布差异逐渐减小，WZ形成锯齿状晶界。当固溶温度过高时，γ′相发生异常粗化且分布不均，碳化物过度溶解导致晶界弱化并形成孔洞。固溶温度通过调控γ′相和碳化物的溶解-析出行为，影响晶界形貌演变。

(3) 不同热处理作用下接头力学性能的变化呈现出明显的组织敏感性。双级时效处理通过促进三次γ′相均匀析出和晶界碳化物链形成，实现了析出强化与晶界钉扎的协同增强，使接头室温和750 ℃抗拉强度均达到最高(1574、1279 MPa)，接头硬度显著提高并超过母材。固溶时效处理过程时，随固溶温度升高，抗拉强度呈先增后降趋势，且由于晶粒长大降低晶界总面积、碳化物弥散化消除晶界脆性、再结晶程度提高促进变形均匀性的综合作用，冲击韧性持续提升。由于不同热处理制度下的组织演化差异，接头断裂位置发生转移。

(4) 在1080 ℃固溶+ 760 ℃时效条件下，接头实现了多尺度组织的协同优化，晶粒尺寸适中且尺寸差异减小，γ′相均匀析出且尺寸与母材相当，碳化物弥散分布消除链状脆性，再结晶程度较高促进变形均匀性。微观组织的轴/径向不均匀性明显改善，使接头在室温和750 ℃下保持良好的抗拉强度，同时冲击韧性较高，实现强度与韧性的良好协同。

(5) 焊后热处理对FGH96合金惯性摩擦焊接头性能调控本质上是多尺度组织参量的协同优化过程。在强度方面，双级时效主要通过三次γ′相析出和晶界碳化物链形成主导，实现析出强化和晶界钉扎的协同作用；固溶时效处理通过优化晶粒尺寸分布、γ′相尺寸形貌和碳化物弥散度，平衡了Hall-Petch强化与Orowan强化机制；在韧性方面，再结晶程度提高促进位错滑移均匀性，碳化物均匀化消除晶界脆性，晶界锯齿化增强裂纹扩展阻力，三者共同作用改善了材料的塑性变形能力。