宋 凡，周 杰，徐曉丹，李思貝，陳海偉

(1.上?？臻g推進(jìn)研究所，上海 201112； 2.上?？臻g發(fā)動(dòng)機(jī)工程技術(shù)研究中心，上海 201112)

0 引言

空間推進(jìn)系統(tǒng)的軌控模塊主要由雙組元發(fā)動(dòng)機(jī)組成，該類軌控發(fā)動(dòng)機(jī)在結(jié)構(gòu)上可分為噴注器和噴管兩部分，其中噴注器為環(huán)槽多層板疊焊結(jié)構(gòu)，所用材料為TC系鈦合金。對(duì)于鈦合金噴注器的一體化焊接需求，目前采用擴(kuò)散釬焊方法解決[1-2]。擴(kuò)散釬焊是一種綜合釬焊和擴(kuò)散焊優(yōu)點(diǎn)的焊接方法，相比純釬焊，其擁有獨(dú)特的等溫凝固擴(kuò)散過(guò)程，可實(shí)現(xiàn)焊縫組織的類母材化，所得接頭的性能顯著優(yōu)于純釬焊接頭；相比擴(kuò)散焊，其加載壓力僅為后者的百分之一，不會(huì)導(dǎo)致零件焊接變形，從而不影響產(chǎn)品的結(jié)構(gòu)精度[3-4]。

隨著載人和探月項(xiàng)目的加速開展，大推力軌控發(fā)動(dòng)機(jī)的應(yīng)用需求愈發(fā)迫切。新型軌控發(fā)動(dòng)機(jī)的噴注器仍采用環(huán)槽多層板疊焊結(jié)構(gòu)，但材料換成了不銹鋼。由于Fe元素的活性遠(yuǎn)弱于Ti元素，且Fe的氧化物也極為穩(wěn)定，因此不銹鋼相比鈦合金更難實(shí)現(xiàn)擴(kuò)散釬焊。此外，前人研究[5-12]多聚焦于中間層成分對(duì)比、元素?cái)U(kuò)散機(jī)理和管焊類工業(yè)應(yīng)用，少見航天發(fā)動(dòng)機(jī)行業(yè)內(nèi)的應(yīng)用研究，尤其是層板噴注器結(jié)構(gòu)上的工藝探索，導(dǎo)致行業(yè)內(nèi)缺乏多圈焊縫一次焊合、待焊面焊前處理、薄壁結(jié)構(gòu)受熱壓變形等方面的經(jīng)驗(yàn)數(shù)據(jù)。因此需針對(duì)新型軌控發(fā)動(dòng)機(jī)噴注器擴(kuò)散釬焊工藝進(jìn)行專項(xiàng)研究。

1 實(shí)驗(yàn)方法

實(shí)驗(yàn)件根據(jù)產(chǎn)品結(jié)構(gòu)簡(jiǎn)化而來(lái)，如圖1所示。零件待焊面的加工狀態(tài)與產(chǎn)品相同，均為0.01 mm 平面度和3.2 μm粗糙度。實(shí)驗(yàn)件用材為1Cr18Ni9Ti奧氏體不銹鋼，主要化學(xué)成分如表1所示。

圖1 噴注器實(shí)驗(yàn)件結(jié)構(gòu)示意Fig.1 Structural diagram of the injector experiment piece

相對(duì)于固相擴(kuò)散焊而言，擴(kuò)散釬焊額外需要中間層以實(shí)現(xiàn)瞬時(shí)熔化和等溫凝固過(guò)程。作為擴(kuò)散釬焊的中間層材料應(yīng)具備以下特點(diǎn)[13-14]：

1)熔點(diǎn)比母材低;

2)與母材的潤(rùn)濕性好;

3)內(nèi)部降低熔點(diǎn)的元素較易在母材中擴(kuò)散;

4)與母材不形成有害的金屬間化合物。

實(shí)驗(yàn)采用B-Ni2非晶態(tài)箔片釬料作為中間層，厚度大約為40 μm左右。B—Ni2釬料是一種以Ni—Cr固溶體為基體，并與Si、B、Fe等元素形成復(fù)雜相結(jié)構(gòu)的高溫釬料，主要化學(xué)成分見表2，采用差熱分析法測(cè)得其固/液相線溫度分別為968 ℃/986 ℃。

實(shí)驗(yàn)設(shè)備為華海公司生產(chǎn)的VBF—150—A型冷壁式真空釬焊爐，真空度優(yōu)于1.0×10-2Pa，升溫速度15 ℃/s，可爐冷或氣冷降溫。

對(duì)實(shí)驗(yàn)件進(jìn)行清洗(超聲+酒精)和烘干(80 ℃+1 h)，并將中間層固定在兩處待焊平面上。

表1 1Cr18Ni9Ti不銹鋼主要化學(xué)成分的質(zhì)量分?jǐn)?shù)

表2 釬料主要化學(xué)成分的質(zhì)量分?jǐn)?shù)

按圖1結(jié)構(gòu)裝配實(shí)驗(yàn)件，隨后在上方安放云母片和金屬壓塊，再?gòu)南路接锰沾善型胁⒄w置于爐膛內(nèi)的平臺(tái)上，最后關(guān)閉爐門并開啟焊接程序。

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果

擴(kuò)散釬焊最主要的工藝參數(shù)為加載壓強(qiáng)、焊接溫度和保溫時(shí)間。確定最佳參數(shù)的一般原則如下：

1)母材的晶粒不能明顯長(zhǎng)大；

2)母材邊緣原子充分溶入中間層內(nèi)，中間層內(nèi)降熔元素充分?jǐn)U散入母材邊緣[15]。

2.1 確定最佳焊接溫度

原子擴(kuò)散速率D與溫度T的關(guān)系[16]為

D=D0E-Q/RT

式中:D0為擴(kuò)散常數(shù);Q為擴(kuò)散激活能;R為氣體常數(shù)。

由式(1)可知，溫度升高時(shí)原子擴(kuò)散速率加快，即更容易實(shí)現(xiàn)充分?jǐn)U散效果。與此同時(shí)，溫度升高也會(huì)提高金屬的塑性變形能力，即焊接面緊密接觸的效果更好。但過(guò)高的溫度會(huì)造成液態(tài)釬料流淌性太好，不符合釬料靜置擴(kuò)散的工藝需要，且高溫會(huì)造成母材軟化，導(dǎo)致零件尺寸精度受損，因此加熱溫度最好設(shè)在中間層液相線上某一特定范圍內(nèi)[17]。

在中間層厚度為40 μm的前提下，將加載壓強(qiáng)設(shè)置為0.05 MPa，保溫時(shí)間設(shè)置為2 h，在1 000、1 025、1 050、1 075 ℃下進(jìn)行試焊，焊后4組接頭的顯微組織如圖2所示。

由圖2可知，當(dāng)焊接溫度為1 000 ℃時(shí)，焊縫邊緣處的低熔元素向兩側(cè)母材內(nèi)進(jìn)行了擴(kuò)散遷移，造成焊縫邊緣與焊縫主體的組織形態(tài)出現(xiàn)明顯差異。但由于此時(shí)焊接溫度過(guò)低，發(fā)生擴(kuò)散的焊縫區(qū)域占比很小。當(dāng)焊接溫度增至1 025 ℃時(shí)，發(fā)生擴(kuò)散的焊縫區(qū)域占比顯著增加，但此溫度仍不理想，焊縫有近半面積維持釬料的原始組織形態(tài)。當(dāng)焊接溫度提高至1 050 ℃時(shí)，焊縫中心的未完全擴(kuò)散相基本消失，即擴(kuò)散釬焊效果基本實(shí)現(xiàn)。當(dāng)焊接溫度提高至1 075 ℃時(shí)，焊縫組織與1 050 ℃時(shí)幾乎相同。

圖2 不同焊接溫度下擴(kuò)散釬焊接頭顯微組織Fig.2 Microstructure of diffusion brazed joints at different welding temperatures

為了探明1 025 ℃和1 050 ℃時(shí)擴(kuò)散釬焊程度的具體差異，對(duì)兩組接頭進(jìn)行了元素分布線掃描，所得結(jié)果如圖3所示，注意B元素由于原子量低而無(wú)法測(cè)量。對(duì)比可知，不僅焊縫元素向母材進(jìn)行了擴(kuò)散，母材中的Fe和Cr元素也向焊縫進(jìn)行了擴(kuò)散。隨著焊接溫度的提高，焊縫內(nèi)的Fe、Cr元素比重增多，Si、Ni相對(duì)比重逐漸下降，最終焊縫由完全的鎳基固溶體組織構(gòu)成。

圖3 不同焊接溫度下擴(kuò)散釬焊接頭元素線掃描Fig.3 Linar scanner of elements in diffusion brazed joints at different welding temperatures

分析認(rèn)為，中間層中的Cr可與Ni形成固溶體，提高釬料的再結(jié)晶溫度，并提高其抗腐蝕性和熱強(qiáng)性；Si也可與Ni形成固溶體，且其原子直徑較小，能溶于基材中均勻擴(kuò)散；B在Ni中的溶解度極小，無(wú)法形成固溶體，主要作用是沿母材晶界滲入，起晶界強(qiáng)化作用。此外，Si和B都能使釬料的熔點(diǎn)顯著下降，使保溫開始時(shí)釬料處于液態(tài)，隨后在擴(kuò)散離開后使液態(tài)焊縫的熔點(diǎn)迅速升高，造就擴(kuò)散釬焊獨(dú)有的等溫凝固現(xiàn)象。

2.2 確定最佳保溫時(shí)間

焊接溫度只決定了原子的擴(kuò)散速度，對(duì)于不同的速度還需不同的時(shí)間才能使特定位置的原子完成擴(kuò)散[18]。

在中間層厚度為40 μm的前提下，將加載壓強(qiáng)設(shè)置為0.05 MPa，焊接溫度設(shè)置為1 050 ℃，在3 min、0.5、1、2 h下進(jìn)行試焊，焊后4組接頭的典型顯微組織如圖4所示。

圖4 不同保溫時(shí)間下擴(kuò)散釬焊接頭顯微組織Fig.4 Microstructure of diffusion brazed joints at different holding time

由圖4可知，對(duì)于40 μm厚度的B—Ni2中間層和1 050 ℃的加熱溫度，焊縫在3 min保溫時(shí)間下基本未發(fā)生擴(kuò)散，在0.5 h保溫時(shí)間下過(guò)半厚度完成了擴(kuò)散，在1 h下勉強(qiáng)完成擴(kuò)散(焊縫中心尚余極少量未完全擴(kuò)散相)，在2 h下實(shí)現(xiàn)完全擴(kuò)散。

為了探明各元素在不同擴(kuò)散時(shí)間下的分布規(guī)律，對(duì)后3組接頭進(jìn)行了元素能譜分析，所得結(jié)果如圖5和表3～表5所示。

綜合對(duì)比可知，隨著保溫時(shí)間的延長(zhǎng)，焊縫內(nèi)部相同位置的Ni、Si元素含量逐漸減少，F(xiàn)e元素含量逐漸增加，而Cr元素含量變化很小。定點(diǎn)考察焊縫中心位置可知，2 h的Si元素的質(zhì)量分?jǐn)?shù)分別比1 h和0.5 h少20%和34%，Ni元素的質(zhì)量分?jǐn)?shù)分別少1%和11.2%，F(xiàn)e元素的質(zhì)量分?jǐn)?shù)分別多12.7%和62.1%；可見Ni、Fe元素?cái)U(kuò)散速率較快，在1 h左右時(shí)擴(kuò)散完成度已較高，而Si元素的擴(kuò)散速率較慢，每小時(shí)的擴(kuò)散程度大體相同。在保溫時(shí)間較短時(shí)，釬縫組織由兩部分組成：一部分是靠近母材的固溶體組織；另一部分是位居中部的化合物組織。這是因?yàn)殁F縫中B元素的分布不均勻，在靠近母材的釬縫邊緣處，B元素的含量由于擴(kuò)散已降低到極限固溶度以下，因此此處呈現(xiàn)固溶體組織。在釬縫中部，擴(kuò)散路徑長(zhǎng)，擴(kuò)散速度慢，該處的B元素的含量仍在極限固溶度以上，從而在釬縫中部形成化合物相。

圖5 接頭元素能譜分析取樣位置示意Fig.5 Sample location of elemental energy spectrum analysis

表3 0.5 h擴(kuò)散接頭多區(qū)域元素能譜分析結(jié)果

表4 1 h擴(kuò)散接頭多區(qū)域元素能譜分析結(jié)果

表5 2 h擴(kuò)散接頭多區(qū)域元素能譜分析結(jié)果

對(duì)不同保溫時(shí)間的接頭進(jìn)行抗拉性能測(cè)試，所得結(jié)果如圖6所示。

圖6 保溫時(shí)間對(duì)接頭抗拉強(qiáng)度的影響規(guī)律Fig.6 Effect of holding time on joint tensile strength

由圖6可知，隨著保溫時(shí)間的延長(zhǎng)，接頭的抗拉性能也隨之提高。對(duì)于40 μm厚的B—Ni2中間層，保溫1 h和2 h接頭的抗拉強(qiáng)度分別達(dá)母材實(shí)測(cè)值的94.3%和101%，證明擴(kuò)散釬焊的效果非常好。

對(duì)斷口用掃描電鏡進(jìn)行觀察，結(jié)果如圖7所示。

圖7 不同保溫時(shí)間下的試樣斷口形貌Fig.7 Fracture morphology of samples at different holding time

由圖7可知，保溫3 min試樣的斷口為準(zhǔn)解理沿晶的完全脆斷形貌；保溫0.5 h和1 h試樣的斷口為細(xì)小韌窩狀的部分塑斷形貌；保溫2 h試樣的斷口為粗大韌窩狀的完全塑斷形貌。

比較之前3種擴(kuò)散時(shí)間下Ni、Fe、Si元素的含量變化趨勢(shì)，Ni在1 h和2 h下質(zhì)量分?jǐn)?shù)相差1%，F(xiàn)e相差12.7%，Si相差20%，因此可推斷焊縫固溶體組織中Ni元素對(duì)接頭強(qiáng)度的影響最大，且當(dāng)其在焊縫中部質(zhì)量分?jǐn)?shù)比例降至65%左右時(shí)接頭強(qiáng)度即接近極限水平。

2.3 確定最佳加載壓強(qiáng)

增大加載壓強(qiáng)會(huì)使零件接觸面發(fā)生微觀變形，增大緊密接觸部分的面積，從而利于原子擴(kuò)散。但加載壓強(qiáng)不能過(guò)大，否則容易超過(guò)材料在高溫下的屈服點(diǎn)，對(duì)產(chǎn)品造成不必要的形狀尺寸改變[19-20]。

將焊接溫度設(shè)置為1 050 ℃，保溫時(shí)間設(shè)置為2 h，在0.01、0.05、0.09 MPa下進(jìn)行試焊，焊后3組接頭的典型顯微組織如圖8所示。

圖8 不同加載壓強(qiáng)下擴(kuò)散釬焊接頭顯微組織Fig.8 Microstructure of diffusion brazed joints at different loading pressure

由圖8可知，在壓強(qiáng)增大近十倍的過(guò)程中，接頭組織并無(wú)可見的區(qū)別，即在最有利于充分?jǐn)U散的溫度和時(shí)間規(guī)范下，不銹鋼擴(kuò)散釬焊過(guò)程可應(yīng)用的壓強(qiáng)范圍較寬?？紤]到壓強(qiáng)越大則零件的熱變形程度越大，因此加載壓強(qiáng)應(yīng)設(shè)置在稍小的數(shù)值范圍內(nèi)，例如0.01～0.02 MPa。

3 產(chǎn)品驗(yàn)證

為了將所得的最佳工藝參數(shù)實(shí)際應(yīng)用，按圖9結(jié)構(gòu)進(jìn)行了產(chǎn)品模擬件的焊接。

產(chǎn)品模擬件的氣密測(cè)試和金相分析判定依據(jù)為產(chǎn)品技術(shù)文件的I級(jí)要求，具體如表6所示。在氣密測(cè)試中，模擬件焊縫在5 MPa氣壓下歷時(shí)15 min無(wú)氣泡逸出。將模擬件進(jìn)行剖切觀察焊縫截面金相，未發(fā)現(xiàn)焊縫中有孔洞或未擴(kuò)散相。

在模擬件焊接實(shí)驗(yàn)合格之后，該項(xiàng)焊接工藝技術(shù)已應(yīng)用于某新型號(hào)發(fā)動(dòng)機(jī)的試制過(guò)程，該發(fā)動(dòng)機(jī)已通過(guò)試車考核。

圖9 產(chǎn)品模擬件裝焊結(jié)構(gòu)示意Fig.9 Schematic diagram of assembly and welding of product simulation parts

表6 產(chǎn)品擴(kuò)散釬焊接頭質(zhì)量要求

4 結(jié)論

1)隨著焊接溫度和保溫時(shí)間的增加，焊縫與母材間各元素的擴(kuò)散程度逐漸加深；擴(kuò)散未完全時(shí)焊縫由靠近母材的固溶體和中部的化合物組成，擴(kuò)散完全時(shí)焊縫全部由固溶體組成。

2)中間層內(nèi)Ni、Si、B向母材擴(kuò)散，母材內(nèi)Fe向中間層擴(kuò)散；Ni、Fe、B擴(kuò)散速度較快，Si擴(kuò)散速度較慢；Si和B的含量決定組織形態(tài)，Ni的含量影響接頭強(qiáng)度。

3)接頭抗拉性能與擴(kuò)散程度成正相關(guān)，其極限值已達(dá)母材的101%；接頭斷口形貌最初為準(zhǔn)解理完全脆斷，隨后發(fā)展到細(xì)韌窩部分塑斷，最終呈現(xiàn)為大韌窩完全塑斷。

4)對(duì)于40 μm厚的B—Ni2中間層，最佳焊接溫度為1 050～1 075 ℃，最佳保溫時(shí)間為2 h，最佳加載壓強(qiáng)為0.01～0.02 MPa。