2018, Vol. 50
引用本文 |
2. 哈尔滨工业大学材料科学与工程学院, 哈尔滨, 150001
2. School of Materials Science and Engineering, Harbin Institute of Technology, Harbin, 150001, China
1Cr11Ni2W2MoV马氏体不锈钢具有良好的韧性和抗氧化性，其室温拉伸强度、持久强度极限及蠕变极限较高，在潮湿空气中具有较好的耐蚀性，且工艺塑性和焊接性好，可制造形状复杂的模锻件，广泛应用于航天、航空和船舶等领域[1-7]。孟冬梅[8]采用82Au-Ni钎料钎焊了FV520B马氏体不锈钢的叶轮；杨青松等[9]采用(86~88)Cu(9.5~1 0.5)Mn(2.5~3.5)Co钎料进行了YG硬质合金与2Cr13马氏体不锈钢真空钎焊及热处理一体化工艺研究；Venkateswaran等[10]研究了Cu-Ag-Mn-Zn钎料在马氏体不锈钢表面的润湿性，及所获接头的力学性能和微观组织。1Cr11Ni2W2MoV马氏体不锈钢广泛用于航空、航天发动机的燃烧室机匣和风扇静子等构件，但此材料钎焊工艺及工作气氛对钎缝的影响未见相关报道。故本文研究了1Cr11Ni2W2MoV马氏体不锈钢的钎焊工艺及其对接头性能的影响。
1 实验材料和方法1Cr11Ni2W2MoV标准热处理制度1 000~1 020 ℃淬火+660~710 ℃或540~600 ℃回火。应真空钎焊及热处理一体化技术要求，尽量选熔点在1 000~1 020 ℃范围的钎料。Cu 58MnCo，82AuNi和54Ag21Cu25Pd是在该范围用于马氏体不锈钢钎焊的常用钎料，所获接头工作温度分别为538，649和427 ℃[3]。航天发动机机匣类构件的工作温度一般为450 ℃，Cu58MnCo和82Au-Ni钎料可用，前者较后者经济性好，故本文用钎料选Cu58MnCo。1Cr11Ni2W2MoV和Cu58MnCo的具体成分分别如表 1和表 2所示(表中的成分含量为质量分数)。
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表 1 1Cr11Ni2W2MoV成分 Table 1 1Cr11Ni2W2MoV composition |
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表 2 Cu58MnCo钎料成分 Table 2 Cu58MnCo filler metal composition |
实验用马氏体不锈钢分别线切割成10 mm× 6 mm×1.5 mm和1 5 mm×60 mm×1.5 mm的组织用样和力学性能用样；待钎焊面打磨后在丙酮中超声波清洗10 min吹干；预置Cu58MnCo钎料在待钎焊部位，然后放置到真空炉中钎焊。工艺实验的热循环曲线：以8~10 ℃/min速度加热至700 ℃，保温30 min；以5~8 ℃/min速度加热至900 ℃, 保温30 min；最后以3~5 ℃/min速度升至990~1 050 ℃，保温5~30 min，随炉冷却至400 ℃后，快冷至10 0 ℃以下，出炉。出炉后的组织分析用试样沿钎缝垂直切开后制样，在FEI Quanta200F型扫描电镜下观察接头组织，并用其配备的EDS能谱仪进行钎缝组织成分分析。在Instron5569万能试验机上进行接头的拉剪强度测试，每个参数测试3个样品并取平均值。
2 实验结果图 1是采用Cu 58MnCo钎料，钎焊温度为1 010 ℃，保温10 min，工作气氛为70 Pa条件下所得1Cr11Ni 2W2MoV接头组织。钎缝组织致密，与母材结合界面质量良好，主要由A相、B相和C相组成，B相和C相呈鹅卵石状分布于钎缝，其成分见表 3(表中成分含量为原子分数)。结合钎料元素(Cu元素、Mn元素和Co元素)与母材元素(Cr元素、Fe元素、Ni元素、Mo元素和V元素)之间的二元相图，A相为α′+[γ(Fe), γ(Mn)]固溶体，B相为α(Co)+δ固溶体，C相为[Cu, γ(Mn)]+α(Mn)固溶体。固溶体构成的Cu58 MnCo钎焊1Cr11Ni2W2MoV接头属理想接头。
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图 1 钎焊接头的显微组织 Figure 1 Microstructure of brazing joint |
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表 3 钎缝中各相的EDS分析 Table 3 EDS results of different places in brazing seam |
图 2是采用EDS面扫描得出的钎焊温度1 010 ℃，保温时间10 min，工作气氛70 Pa下的钎缝主要元素分布图。从图中可看出，钎缝中主要有Cu元素、Mn元素和Co元素，另外，还有少量的Fe元素、Ni元素和Cr元素，其中Cu元素、Mn元素、Co元素是钎料主元素，Fe元素、Ni元素和Cr元素是在钎焊过程中由母材扩散至钎缝的元素。各元素在钎缝中的分布：Cu元素主要分布在钎缝中部，靠近母材界面处几乎没有；Mn元素分布在整个钎缝；Co元素主要分布在母材界面处，钎缝中部有少量分布；Fe元素主要分布在Co元素分布区；Ni元素和Cr元素均匀分布在整个钎缝，Cr元素在Fe元素分布区含量稍高。这是因为Co-Cr，Co-Ni，Cu-Ni，Fe-Co，Mn-Cr，Mn-Ni，Cu-Mn均可形成固溶体。元素分布和元素彼此间固溶体的形成与表 3的分析结果一致。
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图 2 钎焊接头的元素 Figure 2 Elements in brazing joint |
2.1 工作气氛对钎焊接头组织结构的影响
Cu58MnCo钎料的3种主要元素饱和蒸汽压如表 4所示。1 000 ℃时，真空炉工作真空度约5 ×10 -3Pa。钎焊过程，加热到700 ℃时，Mn元素开始挥发；加热到1 000 ℃时，Cu元素开始挥发；加热到1 200 ℃时，Co元素开始挥发。为避免Mn元素的挥发，加热到700 ℃时，工作真空度应低于1×10-2 Pa。
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表 4 Cu58MnCo钎料中各元素的饱和蒸汽压 Table 4 Vapor pressures of elements in Cu58MnCo filler metal |
图 3比较了工作真空度5×10-3 Pa和700 ℃时分压70 Pa高纯氩气的工作气氛下，钎焊温度1 010 ℃，保温时间10 min，所得钎焊接头的组织。从图中可看出，工作气氛对钎缝组织的影响较大：工作真空度5×10-3Pa时，钎缝中的Cu元素和Mn元素挥发，母材与钎缝处几乎没有反应层。这主要是因为Mn元素的挥发，钎缝中的Mn含量降低，进而降低钎料在1Cr11Ni2W2MoV马氏体不锈钢表面的润湿，使其中的Fe元素和Co元素不易与钎料发生反应，从而使得钎缝中的α′+[γ(Fe), γ(Mn)]相减少。而在700 ℃分压时，则避免了Mn元素的挥发，从而在钎缝与母材的界面处形成连续的反应层，钎缝中α′+[γ(Fe), γ(Mn)]相和[Cu, γ(Mn)]+α(Mn)相的含量均有增加。
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图 3 不同工作气氛下的钎焊接头的显微组织 Figure 3 Microstructure of brazing joints at different atmosphere |
2.2 钎焊温度对钎焊接头组织和力学性能的影响
1Cr11 Ni2W2MoV马氏体不锈钢淬火温度为990~1 020 ℃，故钎焊温度应在此区间。图 4是钎焊温度9 90，1 010和1 050 ℃，保温时间10 min下，工作气氛为70 Pa条件下的钎焊接头的组织。
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图 4 不同钎焊温度下的接头界面组织 Figure 4 Microstructure of joints brazed at different temperature |
随钎焊温度的升高，加剧了母材中的Fe元素、Cr元素和Ni元素向钎料溶解，及其与钎料元素(Cu，Mn，Co)之间的相互扩散。更多的Co元素和Mn元素聚集在母材一侧，与母材中的Fe和Cr等元素反应，使得钎缝与母材界面反应层变厚，界面区形成更多的α′+[γ(Fe), γ(Mn)]相，而钎缝中的α(Co)+δ相含量减少，[Cu, γ(Mn)]+α(Mn)相的比例增加。
2.3 保温时间对钎焊接头组织结构的影响图 5是钎焊温度1 010 ℃，保温时间5，10和30 min，工作气氛为70 Pa条件下的钎焊接头组织。随保温时间的延长，母材向钎料的溶解，及其与钎料元素间的相互扩散更加充分。
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图 5 不同保温时间的接头界面组织 Figure 5 Microstructure of joints brazed at different time |
钎缝组织的演变趋势与钎焊温度升高所引起的钎缝组织变化一致，均是α′+[γ(Fe), γ(Mn)]相，而钎缝中的α(Co)+ δ相含量减少，[Cu, γ(Mn)]+α(Mn)相的比例增加。
2.4 钎焊工艺参数对接头力学性能的影响表 5是不同钎焊工艺参数所得接头的抗拉剪强度，表中2#试样的强度最高，1#试样的强度最低。在实验的参数范围内，试样强度的变化规律为：工作气氛70 Pa条件下所得接头的强度高于真空工作气氛下所得接头的强度；随钎焊温度升高，接头强度下降；随保温时间延长，接头强度下降。此规律与钎焊接头的组织密切相关。钎焊过程的持续高真空，使钎料中的Mn元素挥发，降低了母材与钎料的相互作用，母材与钎缝结合界面处无法形成连续的界面反应层，钎焊接头强度降低。钎焊温度升高和保温时间的延长则使得母材与钎料的相互作用加剧，母材与钎缝结合界面处形成的界面反应层增厚，α′+[γ(Fe), γ(Mn)]相含量增加，α(Co)+δ相含量减少，[Cu, γ(Mn)]+α(Mn)相比例增加。
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表 5 不同钎焊工艺参数下接头拉剪强度 Table 5 Tension-shear strength of joints brazed at different processing paramenters |
一方面，α′+[γ(Fe), γ(Mn)]相的硬度高于钎缝中心形成的[Cu, γ(Mn)]+α(Mn)相的硬度[9]，界面反应层增厚使界面处残余应力不易释放，导致接头强度降低；另一方面，α(Co)+δ相作为硬相在具有良好塑性的[Cu, γ(Mn)]+α(Mn)相中分布，有利于接头强度的提高，故α(Co)+δ相的减少也会导致接头强度的降低。最后，高的钎焊温度和长的保温时间在冷却过程中，接头自身也会产生较大的残余应力。
3 结论(1) 采用Cu58MnCo钎焊1Cr11Ni2W2MoV的接头界面良好，钎缝与母材界面处可形成连续反应层，接头组织包括：α′+[γ(Fe), γ(Mn)]相，α(Co) +δ相和[Cu, γ(Mn)]+α(Mn)相。
(2) 采用Cu58MnCo钎料钎焊时，工作气氛应低于Mn元素的饱和蒸汽压，可通高纯氩气降低工作真空度。
(3) 采用Cu58MnCo这类不含低熔点元素的钎料钎焊时，在保证钎料熔化与母材发生反应的前提下，钎焊温度和保温时间的参数应尽可能小。
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