軌控發動機不銹鋼噴注器擴散釬焊工藝

宋 凡，周 杰，徐曉丹，李思貝，陳海偉

(1.上海空間推進研究所，上海 201112； 2.上海空間發動機工程技術研究中心，上海 201112)

0 引言

空間推進系統的軌控模塊主要由雙組元發動機組成，該類軌控發動機在結構上可分為噴注器和噴管兩部分，其中噴注器為環槽多層板疊焊結構，所用材料為TC系鈦合金。對于鈦合金噴注器的一體化焊接需求，目前采用擴散釬焊方法解決[1-2]。擴散釬焊是一種綜合釬焊和擴散焊優點的焊接方法，相比純釬焊，其擁有獨特的等溫凝固擴散過程，可實現焊縫組織的類母材化，所得接頭的性能顯著優于純釬焊接頭；相比擴散焊，其加載壓力僅為后者的百分之一，不會導致零件焊接變形，從而不影響產品的結構精度[3-4]。

隨著載人和探月項目的加速開展，大推力軌控發動機的應用需求愈發迫切。新型軌控發動機的噴注器仍采用環槽多層板疊焊結構，但材料換成了不銹鋼。由于Fe元素的活性遠弱于Ti元素，且Fe的氧化物也極為穩定，因此不銹鋼相比鈦合金更難實現擴散釬焊。此外，前人研究[5-12]多聚焦于中間層成分對比、元素擴散機理和管焊類工業應用，少見航天發動機行業內的應用研究，尤其是層板噴注器結構上的工藝探索，導致行業內缺乏多圈焊縫一次焊合、待焊面焊前處理、薄壁結構受熱壓變形等方面的經驗數據。因此需針對新型軌控發動機噴注器擴散釬焊工藝進行專項研究。

1 實驗方法

實驗件根據產品結構簡化而來，如圖1所示。零件待焊面的加工狀態與產品相同，均為0.01 mm 平面度和3.2 μm粗糙度。實驗件用材為1Cr18Ni9Ti奧氏體不銹鋼，主要化學成分如表1所示。

圖1 噴注器實驗件結構示意Fig.1 Structural diagram of the injector experiment piece

相對于固相擴散焊而言，擴散釬焊額外需要中間層以實現瞬時熔化和等溫凝固過程。作為擴散釬焊的中間層材料應具備以下特點[13-14]：

1)熔點比母材低;

2)與母材的潤濕性好;

3)內部降低熔點的元素較易在母材中擴散;

4)與母材不形成有害的金屬間化合物。

實驗采用B-Ni2非晶態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等元素形成復雜相結構的高溫釬料，主要化學成分見表2，采用差熱分析法測得其固/液相線溫度分別為968 ℃/986 ℃。

實驗設備為華海公司生產的VBF—150—A型冷壁式真空釬焊爐，真空度優于1.0×10-2Pa，升溫速度15 ℃/s，可爐冷或氣冷降溫。

對實驗件進行清洗(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不銹鋼主要化學成分的質量分數

表2 釬料主要化學成分的質量分數

按圖1結構裝配實驗件，隨后在上方安放云母片和金屬壓塊，再從下方用陶瓷片承托并整體置于爐膛內的平臺上，最后關閉爐門并開啟焊接程序。

2 實驗結果

擴散釬焊最主要的工藝參數為加載壓強、焊接溫度和保溫時間。確定最佳參數的一般原則如下：

1)母材的晶粒不能明顯長大；

2)母材邊緣原子充分溶入中間層內，中間層內降熔元素充分擴散入母材邊緣[15]。

2.1 確定最佳焊接溫度

原子擴散速率D與溫度T的關系[16]為

D=D0E-Q/RT

式中:D0為擴散常數;Q為擴散激活能;R為氣體常數。

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

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

由圖2可知，當焊接溫度為1 000 ℃時，焊縫邊緣處的低熔元素向兩側母材內進行了擴散遷移，造成焊縫邊緣與焊縫主體的組織形態出現明顯差異。但由于此時焊接溫度過低，發生擴散的焊縫區域占比很小。當焊接溫度增至1 025 ℃時，發生擴散的焊縫區域占比顯著增加，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。當焊接溫度提高至1 050 ℃時，焊縫中心的未完全擴散相基本消失，即擴散釬焊效果基本實現。當焊接溫度提高至1 075 ℃時，焊縫組織與1 050 ℃時幾乎相同。

圖2 不同焊接溫度下擴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 ℃時擴散釬焊程度的具體差異，對兩組接頭進行了元素分布線掃描，所得結果如圖3所示，注意B元素由于原子量低而無法測量。對比可知，不僅焊縫元素向母材進行了擴散，母材中的Fe和Cr元素也向焊縫進行了擴散。隨著焊接溫度的提高，焊縫內的Fe、Cr元素比重增多，Si、Ni相對比重逐漸下降，最終焊縫由完全的鎳基固溶體組織構成。

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

分析認為，中間層中的Cr可與Ni形成固溶體，提高釬料的再結晶溫度，并提高其抗腐蝕性和熱強性；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散；B在Ni中的溶解度極小，無法形成固溶體，主要作用是沿母材晶界滲入，起晶界強化作用。此外，Si和B都能使釬料的熔點顯著下降，使保溫開始時釬料處于液態，隨后在擴散離開后使液態焊縫的熔點迅速升高，造就擴散釬焊獨有的等溫凝固現象。

2.2 確定最佳保溫時間

焊接溫度只決定了原子的擴散速度，對于不同的速度還需不同的時間才能使特定位置的原子完成擴散[18]。

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

圖4 不同保溫時間下擴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保溫時間下基本未發生擴散，在0.5 h保溫時間下過半厚度完成了擴散，在1 h下勉強完成擴散(焊縫中心尚余極少量未完全擴散相)，在2 h下實現完全擴散。

為了探明各元素在不同擴散時間下的分布規律，對后3組接頭進行了元素能譜分析，所得結果如圖5和表3～表5所示。

綜合對比可知，隨著保溫時間的延長，焊縫內部相同位置的Ni、Si元素含量逐漸減少，Fe元素含量逐漸增加，而Cr元素含量變化很小。定點考察焊縫中心位置可知，2 h的Si元素的質量分數分別比1 h和0.5 h少20%和34%，Ni元素的質量分數分別少1%和11.2%，Fe元素的質量分數分別多12.7%和62.1%；可見Ni、Fe元素擴散速率較快，在1 h左右時擴散完成度已較高，而Si元素的擴散速率較慢，每小時的擴散程度大體相同。在保溫時間較短時，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。這是因為釬縫中B元素的分布不均勻，在靠近母材的釬縫邊緣處，B元素的含量由于擴散已降低到極限固溶度以下，因此此處呈現固溶體組織。在釬縫中部，擴散路徑長，擴散速度慢，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擴散接頭多區域元素能譜分析結果

表4 1 h擴散接頭多區域元素能譜分析結果

表5 2 h擴散接頭多區域元素能譜分析結果

對不同保溫時間的接頭進行抗拉性能測試，所得結果如圖6所示。

圖6 保溫時間對接頭抗拉強度的影響規律Fig.6 Effect of holding time on joint tensile strength

由圖6可知，隨著保溫時間的延長，接頭的抗拉性能也隨之提高。對于40 μm厚的B—Ni2中間層，保溫1 h和2 h接頭的抗拉強度分別達母材實測值的94.3%和101%，證明擴散釬焊的效果非常好。

對斷口用掃描電鏡進行觀察，結果如圖7所示。

圖7 不同保溫時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種擴散時間下Ni、Fe、Si元素的含量變化趨勢，Ni在1 h和2 h下質量分數相差1%，Fe相差12.7%，Si相差20%，因此可推斷焊縫固溶體組織中Ni元素對接頭強度的影響最大，且當其在焊縫中部質量分數比例降至65%左右時接頭強度即接近極限水平。

2.3 確定最佳加載壓強

增大加載壓強會使零件接觸面發生微觀變形，增大緊密接觸部分的面積，從而利于原子擴散。但加載壓強不能過大，否則容易超過材料在高溫下的屈服點，對產品造成不必要的形狀尺寸改變[19-20]。

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

圖8 不同加載壓強下擴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，在壓強增大近十倍的過程中，接頭組織并無可見的區別，即在最有利于充分擴散的溫度和時間規范下，不銹鋼擴散釬焊過程可應用的壓強范圍較寬。考慮到壓強越大則零件的熱變形程度越大，因此加載壓強應設置在稍小的數值范圍內，例如0.01～0.02 MPa。

3 產品驗證

為了將所得的最佳工藝參數實際應用，按圖9結構進行了產品模擬件的焊接。

產品模擬件的氣密測試和金相分析判定依據為產品技術文件的I級要求，具體如表6所示。在氣密測試中，模擬件焊縫在5 MPa氣壓下歷時15 min無氣泡逸出。將模擬件進行剖切觀察焊縫截面金相，未發現焊縫中有孔洞或未擴散相。

在模擬件焊接實驗合格之后，該項焊接工藝技術已應用于某新型號發動機的試制過程，該發動機已通過試車考核。

圖9 產品模擬件裝焊結構示意Fig.9 Schematic diagram of assembly and welding of product simulation parts

表6 產品擴散釬焊接頭質量要求

4 結論

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

2)中間層內Ni、Si、B向母材擴散，母材內Fe向中間層擴散；Ni、Fe、B擴散速度較快，Si擴散速度較慢；Si和B的含量決定組織形態，Ni的含量影響接頭強度。

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

4)對于40 μm厚的B—Ni2中間層，最佳焊接溫度為1 050～1 075 ℃，最佳保溫時間為2 h，最佳加載壓強為0.01～0.02 MPa。