付 偉,陳 斌,宋曉國,王懷琎,胡勝鵬,卞 紅

(哈爾濱工業(yè)大學(xué)[威海] 山東省特種焊接技術(shù)重點實驗室,山東 威海 264209)

0 引言

1Cr18Ni9Ti奧氏體不銹鋼具有較好的塑韌性、耐熱性及優(yōu)良的耐腐蝕性能[1-3],被廣泛應(yīng)用于航空航天領(lǐng)域[4]。其中,航天發(fā)動機管路、噴注器及燃燒室等組件常采用1Cr18Ni9Ti不銹鋼的焊接結(jié)構(gòu)[5-6]。航天發(fā)動機組件數(shù)量多、結(jié)構(gòu)復(fù)雜,而高溫釬焊具有接頭強度高,能夠在高溫環(huán)境服役等特點。由于釬焊過程加熱溫度遠低于材料熔點,釬焊件整體均勻受熱,所造成的應(yīng)力和變形小,使得焊接精度較高,適用于形狀復(fù)雜且精密的焊件[7-8],因此組件接頭常采用高溫釬焊的方式進行連接。釬焊工藝的選擇對于保證發(fā)動機的安全服役具有重要意義[9]。

鎳基釬料BNi-2(BNi82CrSiB)添加了Si元素和B元素作為降熔元素,并改善釬料的潤濕及鋪展能力,使其可在較低的工藝溫度下進行連接,具有強度高、耐高溫、耐腐蝕、流動性好等諸多優(yōu)良性能和良好的焊接工藝性能。釬焊時由于B和C向兩側(cè)母材擴散,使得釬縫重熔溫度升高,是耐熱鋼和高溫合金高溫釬焊的常用釬料[10-11]。楊敏旋等采用粉末狀BNi-2釬料真空釬焊0Cr18Ni9Ti不銹鋼,研究得到的最佳工藝為:裝配間隙20～50 μm,1 050 ℃保溫時間10 min,釬焊溫度的升高和保溫時間的延長均會導(dǎo)致母材溶蝕,降低接頭的力學(xué)性能,但冷卻速率對于接頭組織影響較小[12]。徐創(chuàng)等使用BNi-2粉末對304不銹鋼進行真空釬焊,釬縫組織為Ni基固溶體和Cr2B、Cr2Ni23等化合物,在1 050 ℃保溫10 min時獲得的釬焊接頭抗剪強度最高為94 MPa[13]。胡勝鵬等使用非晶BNi-2箔帶對高鈮TiAl合金和GH3536合金進行真空釬焊,并對非晶BNi-2釬料進行了DSC測試,研究得出BNi-2非晶釬料的熔點為987 ℃[14]。

非晶態(tài)的BNi-2釬料組織均勻,可加工性好,能夠加工成固定厚度的箔帶,便于釬焊間隙的控制;同時熔化溫度更低,能夠降低釬焊溫度[15],有效避免釬焊溫度過高時母材的溶蝕現(xiàn)象。但目前關(guān)于BNi-2非晶釬料釬焊1Cr18Ni9Ti不銹鋼的報道較少。保溫時間是影響釬焊接頭質(zhì)量的關(guān)鍵因素[16-17]。本文采用BNi-2非晶釬料在1 000 ℃下對1Cr18Ni9Ti不銹鋼進行真空釬焊,分析接頭界面結(jié)構(gòu)和物相組成,分析不同的保溫時間下釬焊接頭界面組織和力學(xué)性能的變化規(guī)律。

1 試驗方法

試驗采用的不銹鋼母材是厚度為3 mm的1Cr18Ni9Ti不銹鋼板,其化學(xué)成分(質(zhì)量分數(shù))如表1所示。使用線切割機將不銹鋼母材分別加工成3 mm×3 mm×3 mm和10 mm×20 mm×3 mm的塊狀試樣。BNi-2非晶釬料箔厚度為50 μm,其化學(xué)成分(質(zhì)量分數(shù))如表2所示,其熔化溫度為987 ℃。

表1 1Cr18Ni9Ti不銹鋼成分Tab.1 Composition of 1Cr18Ni9Ti stainless steel 單位:%

表2 BNi-2非晶釬料成分Tab.2 Composition of amorphous BNi-2 brazing alloy 單位:%

釬焊試驗前,依次采用600目、800目、1 000目和1 200目的SiC砂紙將待焊接試樣表面打磨至鏡面狀,隨后使用無水乙醇進行5 min的超聲清洗并吹干。釬焊試樣按照“小塊母材/釬料箔片/大塊母材”的次序自上而下進行裝配,如圖1(a)所示。設(shè)定焊接溫度為 1 000 ℃,最高溫度保持時間分別為1、5、10、15 min,先以5 ℃/min的速率升至600 ℃,保溫10 min后以10 ℃/min的速率升至1 000 ℃,經(jīng)保溫后以5 ℃/min的速率降至室溫。

圖1 釬焊裝配及剪切試驗裝配示意圖 Fig.1 Schematic diagram of brazing assembly and shear test assembly

采用場發(fā)射掃描電子顯微鏡(Merlin Compact, ZEISS)觀察界面微觀形貌,用EDS對物相進行能譜分析,確定其化學(xué)成分。采用電子萬能試驗機(Instron Mode15967)進行接頭的力學(xué)性能測試,裝配方式如圖1(b)所示。力學(xué)性能測試后將樣件重新組裝,用掃描電鏡觀察其斷裂路徑,并對釬焊接頭斷口進行觀察,分析其斷裂行為。

2 試驗結(jié)果與分析

2.1 典型釬焊接頭微觀組織分析

圖2為1 000 ℃保溫10 min條件下獲得的釬焊接頭在掃描電鏡下的典型微觀組織及元素分布圖。從圖2(a)中可以看出,BNi-2釬料和1Cr18Ni9Ti不銹鋼母材實現(xiàn)了良好的冶金結(jié)合,沒有產(chǎn)生裂紋、孔洞和未焊合等釬焊缺陷。

圖2 典型接頭微觀組織及面掃描結(jié)果(1 000 ℃/10 min)

由圖2(b)可以看出,Ni元素是構(gòu)成釬縫區(qū)域的主要元素,集中分布在釬縫中,并在元素濃度梯度的作用下有向兩側(cè)不銹鋼母材基體中擴散的趨勢,但釬縫中心的塊狀黑色相中Ni元素含量較低。如圖2(c)所示,Cr元素主要聚集在釬縫中心的塊狀黑色相處,在兩側(cè)母材的奧氏體晶界處也產(chǎn)生了一定程度的Cr元素富集現(xiàn)象。從圖2(d)可以看出,Fe元素有從母材向釬縫內(nèi)溶解的趨勢,同時在母材靠近釬縫區(qū)域的晶界處,Fe元素含量相對較少。如圖2(e)所示,Si元素主要分布在釬縫內(nèi)部并向母材擴散,但在釬縫塊狀黑色相中分布較少。根據(jù)元素分布結(jié)果可以初步推斷,釬縫主要由富Ni基體相組成;釬縫中心區(qū)的塊狀深灰色相為含Cr的金屬間化合物;在母材靠近釬縫的區(qū)域,Fe元素和Ni元素發(fā)生了冶金反應(yīng);在母材晶界處也有含Cr化合物的存在。

為進一步分析典型接頭中化合物的組成,對界面局部區(qū)域進行放大觀察和成分分析,如圖3所示。圖3中標記點成分(原子分數(shù))及可能相如表3所示。

圖3 釬焊接頭高倍組織照片 Fig.3 High-resolution microstructure image of brazed joint

表3 圖3中標記點成分及可能相Tab.3 Chemical composition and possible phases of spots marked in Fig.3 單位:%

接頭可以分為3個區(qū)域,分別是釬縫區(qū)(Ⅰ區(qū))、擴散區(qū)(Ⅱ區(qū))及晶間滲入?yún)^(qū)(Ⅲ區(qū))。Ⅰ區(qū)以淺灰色相(B)作為基體,在中心部位分布有塊狀黑色相(C);Ⅱ區(qū)域中存在細小密集分布的深灰色相(D);Ⅲ區(qū)域中淺灰色相(F)沿母材晶界分布。由表3可知,釬縫中心部位的塊狀黑色相中Cr元素含量較高,同時釬縫的主體部分具有較高的Ni含量,推測釬縫主要由富Ni基體相及CrB相構(gòu)成[14]。在靠近母材的擴散區(qū),如圖3中E點所示,Ni元素和Fe元素的原子比接近于1∶1,其可能為(Fe,Ni)。在母材的近焊縫區(qū)分布的細小灰色相中Cr元素含量有所提高,由于BNi-2釬料中的Ni元素含量過高并與不銹鋼相互作用導(dǎo)致此區(qū)域所檢測到的Ni元素的含量高于不銹鋼中的Ni的含量;沿母材晶界分布的灰色相中Cr元素較多,由文獻[18-19]可知這種深灰色相為σ-FeCr和CrB相。

2.2 保溫時間對接頭界面組織和抗剪強度的影響

圖4為在1 000 ℃分別保溫1 min、5 min和15 min時獲得的釬焊接頭SEM照片。

圖4 接頭界面微觀組織隨保溫時間的變化規(guī)律Fig.4 Interfacial microstructure of the joints brazed for different time

由圖4可知,在不同保溫時間下,母材和釬料均實現(xiàn)了良好的冶金結(jié)合,接頭界面處未觀察到裂紋、氣孔和未焊合等釬焊缺陷。隨保溫時間延長,釬縫寬度從52.56 μm減小至43.68 μm。當保溫時間較短時(5 min),釬縫中的塊狀CrB相尺寸較大,并且沿釬縫寬度方向分布均勻;當保溫時間繼續(xù)增加到10 min(見圖2和圖3),Cr元素不斷向母材擴散,CrB相轉(zhuǎn)變成細小的塊狀并集中分布在釬縫中心部位。隨保溫時間延長,CrB相沿奧氏體晶界向母材的滲入程度不斷增強,當保溫時間為15 min時,滲入深度約50 μm。

圖5為不同保溫時間下接頭的力學(xué)性能。隨著保溫時間的增加,釬焊接頭力學(xué)性能呈先升后降趨勢,當保溫時間為10 min時,接頭的抗剪強度達到最大值248 MPa。

圖5 保溫時間對接頭抗剪強度的影響Fig.5 Shear strength of the joints brazed for different time

2.3 保溫時間對斷裂路徑和斷裂行為的影響

為分析釬焊時間對接頭斷裂行為的影響,對接頭的斷裂路徑和斷面進行了分析。圖6為剪切試驗后接頭的斷裂路徑。圖7為接頭斷口形貌,表4為圖7中標記成分(原子分數(shù))及可能相。當保溫1 min時,由于高溫維持時間較短,元素擴散不能充分進行,釬縫中心部位留存的大塊脆性CrB相成為裂紋萌生擴展的源頭,斷口呈現(xiàn)明顯的脆性斷裂特征,斷口處含有較多的Ni元素,也說明接頭斷裂在釬縫的中心區(qū)域。

圖6 保溫時間對釬焊接頭斷裂路徑的影響Fig.6 Fracture path of brazing joints with different brazing time

圖7 不同保溫時間下釬焊接頭的斷口形貌Fig.7 Fracture microstructure of brazing joints with various holding time

表4 圖7中標記點成分及可能相Tab.4 Chemical composition and possible phases of spots marked in Fig.7

隨著保溫時間的延長,釬料中的B元素向兩側(cè)母材的擴散程度增加,釬縫中的大塊CrB相變?yōu)榧毿∑瑺罱Y(jié)構(gòu),裂紋擴展源頭減少。同時母材中Fe元素向釬縫中溶解,與Ni元素作用形成(Fe,Ni),該區(qū)域成為接頭的薄弱區(qū),斷口觀察到大量的韌窩,釬焊接頭斷裂為韌性斷裂,接頭斷裂于擴散區(qū)與釬縫區(qū)的界面。

隨著保溫時間進一步延長,CrB相沿奧氏體晶界大量滲入母材,同時Cr元素和Fe元素生成了σ-FeCr相,導(dǎo)致近焊縫區(qū)母材脆性增加,接頭斷裂于擴散區(qū)及晶間滲入?yún)^(qū);保溫15 min時釬焊接頭斷口處含有較多Fe元素,接頭斷裂裂紋形成于晶間滲入?yún)^(qū),表現(xiàn)出脆性斷裂特征。

3 結(jié)論

1)采用BNi-2非晶釬料在1 000 ℃不同保溫時間下實現(xiàn)了1Cr18Ni9Ti不銹鋼的真空釬焊,釬焊接頭包含3個區(qū)域,釬縫區(qū)為富Ni基體和CrB相,擴散區(qū)為(Fe,Ni),晶間滲入?yún)^(qū)為σ-FeCr和CrB相。

2)隨著保溫時間的延長,釬縫中的CrB相由大塊狀變成細小片狀,釬料和母材充分反應(yīng),釬縫寬度逐漸減小,CrB相的晶間滲入程度加劇。

3)隨著保溫時間的延長,接頭抗剪強度變化趨勢為先升后降,當保溫10 min時獲得的接頭抗剪強度最大,為248 MPa。

4)當保溫時間較短時,接頭斷裂在釬縫中富Ni基體和CrB處,斷裂形式為脆性斷裂;保溫時間延長后,接頭斷裂在擴散區(qū)的(Fe,Ni)處,斷裂形式為韌性斷裂;當保溫時間為15 min時,接頭斷裂于母材晶間滲入?yún)^(qū)的σ-FeCr和CrB相處,呈脆性斷裂。