真空钎焊不锈钢接头的钎缝组织和相组成特征

HEATS

引　言
　　1Cr18Ni9Ti不锈钢是工业上使用最广泛的材料之一，用镍基钎料钎焊不锈钢，在钎缝中形成的化合物相对钎缝性能有很大的影响。1978年，R.Johson^［1］用电子探针对利用BNi－2和BNi－4钎焊9Cr-1Mo钢的钎缝组织进行了相分析。由于电子探针对硼元素只能进行半定量分析，测得的数据精度低，难以确定硼化合物相。本文采用金相分析和电子探针分析并配合X射线衍射物相分析对钎缝的相组成和钎缝中化合物相的消除规律进行研究。

1　试验材料和试验方法

　　母材选用1Cr18Ni9Ti，钎料的化学组成列于表1.

表1　试验用钎料的化学组成

+ _' b# S: A+ `+ N+ L- Y: B& [9 G! z5 B! G5 l# `* o3 s2 K& I) S0 c4 J5 D" ~% C3 A. B$ j5 g& p' r$ J3 P: r9 Z( |9 D# @3 X! r3 S# T: s$ X6 Q! h5 z8 n6 m. X6 U% M3 Y- [/ Y! z6 t" [. [4 X+ D h* @* d! `. t' R/ G+ d7 ~+ v3 x/ Y+ b9 a: N& y9 ?. y! F- g# b( T) {; t4 [9 U' A S2 B; a) `' C( f- T+ r4 m' r6 v3 a% n) i: F6 u8 I" n( X$ P3 H' R/ H! _! C/ J0 {3 E) Q8 C- Y( @' c, L" Y" k( U3 {+ R& _9 O; t' A6 [, Q6 K" n$ U* z1 m) Z8 _. p( d" y6 x( ^4 l* ?8 ]- P+ X1 |4 b6 A* k) Y( M5 l7 [, Q8 N R1 D1 b! s7 G" l5 Z4 i( C. H9 u; U* `4 h5 a6 }$ W: U' u& v y1 C0 o, P" n2 F1 w! N7 ?6 ?8 m9 t4 s& N7 s1 x2 q P+ Q" a9 w9 v5 A5 [5 p: f0 F

钎料类别	化学成分(%)						熔点T/℃
	Ni	Cr	B	Si	Fe	P	固相线	液相线
BNi1a	余量	14	3.1	4.5	4.5	—	977	1 097
BNi2	余量	7	3.1	4.5	3.0	—	971	999
BNi5	余量	19	—	10	—	—	1 073	1 135
BNi7	余量	13	—	—	—	10	888	888

7 c+ H9 O8 l1 m1 T4 `6 J5 P5 z: n4 {4 ~" M0 D

( X( V1 R2 o+ D, X% L; Z 　　试样的表面用磨床磨光,利用钎缝两端加入的不锈钢垫片调节钎缝的宽度,并用氩弧焊定位。钎焊试验在热壁真空炉中进行，所用钎料为粉状，直接放在试样上进行钎焊。钎焊时真空度优于0.01 Pa.钎缝的相组成由金相分析和电子探针分析配合X射线衍射物相分析来确定。 1 y; c9 [1 b/ [6 [6 G+ B/ c3 v 2　钎缝组织及相组成分析 2.1　BNi1a钎料 　　用 BNi1a钎料对1Cr18Ni9Ti进行钎焊。在缝宽为0.05 mm、钎焊温度为1120 ℃、钎焊时间为10 min的条件下,钎缝组织是纯固溶体，见图1(a）.在BNi1a钎料中，硼是形成化合物相的主要元素，其含量为3.1%.硼在镍中的固溶度很低，单一的固溶体组织说明钎缝中的大部分硼在钎焊过程中已扩散到母材中去了。钎缝中的含硼量已降到硼在镍中的极限固溶度以下。由图1还可以看出，母材中近缝区是网状组织，这种组织是由钎料中的硼沿母材晶界扩散而产生的。母材中晶界的界面具有比较开阔的结构，对原子运动的阻力较小，而硼原子的半径又相对较小，这样,使得硼向母材的扩散主要是沿晶界扩散，并在晶界与其它元素形成化合物相。X射线衍射分析表明，近缝区的相组成是α－Fe，γ－Fe和Fe2B，即硼在晶界与铁形成了Fe2B.钎缝与母材之间的相互扩散作用使母材扩散层的成分发生了变化，从而产生了α－Fe.由于晶界上存在Fe2B,使得母材中近缝区电解浸蚀后显示出如图1所示的网状组织。图1(b)给出缝宽为0.10 mm时用BNi1a钎料钎焊（1 120 ℃，10 min）的钎缝组织。该钎缝组织由两部分组成：一部分是靠近母材与钎缝界面并与之平行的镍固溶体组织；另一部分是位居中部的化合物相组织。该化合物相组织又有两种组织特征：呈梅花状的化合物相和呈块状的麻点化合物相。由于钎缝较宽，钎缝中的含硼量不能在钎焊时间内通过扩散降低到极限固溶度以下，因而在钎缝中产生硼的化合物相。从钎缝的组织特征可以看出，钎缝中硼的分布是不均匀的。在靠近母材与钎缝界面处，硼含量由于扩散已降低到极限固溶度以下，呈现固溶体组织。在钎缝中部，扩散路径长，扩散速度慢，焊后该处的含硼量仍然在极限固溶度以上，从而在钎缝中部形成化合物相。X射线衍射分析表明，其相组成为α-Ni,Ni5Si2,CrB和Fe4.5Ni18.5B6.在1 000 ℃经1 h扩散处理后，该钎缝中的块状麻点化合物相消失，只剩下梅花状的化合物相，见图1(c）.X射线衍射分析表明，梅花状的化合物相是CrB.由此可知，块状麻点化合物的相组成是Ni5Si2和Fe4.5Ni18.5B6.在1 000 ℃延长扩散处理时间至2 h，CrB相未消失。

(a)　　　　　　　(b)　　　　　　　(c)
图1　用BNi－1a钎料钎焊的钎缝组织

1 Z8 Q' f/ d) h! s

2.2　BNi2钎料
　　用BNi2钎料对1Cr18Ni9Ti进行钎焊，当缝宽为0.02 mm、钎焊温度为1 050 ℃、钎焊10 min时,钎缝组织是纯固溶体。 当缝宽为0.05 mm时,钎缝中出现化合物相。X射线衍射分析表明，钎缝组织由α-Ni,Ni₅Si₂,Cr₂B,Ni₂B和Fe_4.5Ni_18.5B₆组成。该钎缝焊后经1 000 ℃扩散处理1 h得到单一的固溶体组织。当缝宽为0.10 mm时，焊后钎缝经1 000 ℃扩散处理8 h得到单一的固溶体组织。
　　采用钎焊温度为1 120 ℃、钎焊时间为10 min的钎焊工艺，用BNi2钎料来钎焊1Cr18Ni9Ti，钎缝的组织特征随宽度及焊后热处理时间的变化规律与用BNi1a钎料钎焊的钎缝组织特征相同。值得注意的是，用1 050 ℃的温度钎焊时，钎缝中没有出现CrB化合物相，钎缝中的所有化合物相都能通过焊后扩散处理消除掉。CrB化合物相是由于钎焊温度高而产生的，且不易通过焊后扩散处理来消除。
2.3　BNi5钎料
　　用BNi5钎料对1Cr18Ni9Ti进行钎焊，当缝宽为0.02 mm、钎焊温度为1 175 ℃、钎焊时间为10 min时,钎缝组织是纯固溶体，见图2(a）；当缝宽为0.05 mm时,钎缝中出现化合物相，见图2(b）.BNi5钎料中形成化合物相的元素是硅。由于硅的原子半径比硼的原子半径大，其扩散系数比硼小，尽管使用的钎焊温度（1 175 ℃）比较高，也只有在缝宽很小时（0.02 mm）才能在焊后得到单一的固溶体组织。对于0.05 mm宽的钎缝，焊后钎缝中出现大量的化合物相，其相组成为α-Ni,Ni₅Si₂和Ni₁₆Cr₆Si₇.在温度为1 000 ℃扩散处理8 h后，钎缝中的绝大部分化合物相被消除，但还有极少量的化合物相未能在本试验的钎焊工艺下消除，见图2(c).
2.4　BNi7钎料
　　图3是用BNi7钎料钎焊1Cr18Ni9Ti的钎缝组织,钎焊温度为1 050 ℃,钎焊时间为10 min.钎焊试验表明，要使该钎缝组织成为单一的固溶体组织相当困难。在缝宽为0.01 mm时，焊后钎缝中仍然有化合物相，见图3(a）.图3(b)是缝宽为0.05 mm的钎缝组织，X射线衍射测得其相组成为α-Ni,Ni₂P和(Fe,Ni)₃P.焊后经1 000 ℃扩散处理8 h后，钎缝中仍有较多的化合物相,见图3(c）.

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(a)　　　　　　　　(b)　　　　　　(c)
图2　用BNi5钎料钎焊的钎缝组织

9 | H$ j. m9 {) v

(a)　　　　　　　(b)　　　　　　　　(c)
图3　用BNi7钎料钎焊的钎缝组织

: V z& S2 S/ b/ _

3　结　论

　　(1)在钎焊温度为1 120 ℃ 、钎焊时间为10 min的钎焊规范下，用BNi1a钎料钎焊的钎缝组织在缝宽小于0.05 mm时为单一的镍固溶体,缝宽大于0.05 mm时可能出现化合物相。其中CrB比较稳定，在焊后的扩散处理过程中难以消除。
　　(2)在1 050 ℃钎焊温度下，用BNi2钎料钎焊1Cr18Ni9Ti，钎缝中没有出现CrB化合物相，钎缝中的化合物相都能通过焊后扩散处理消除掉。
　　(3)用BNi5钎料钎焊（1 175 ℃，10 min）1Cr18Ni9Ti，当缝宽为0.02 mm时,钎缝组织是纯固溶体。当缝宽为0.05 mm时,钎缝出现大量化合物相。扩散处理后，钎缝中的绝大部分化合物相被消除。
　　(4)用BNi7钎料钎焊(1 050 ℃,10 min)1Cr18Ni9Ti,难以使钎缝组织成为单一的固溶体组织。在缝宽为0.01 mm时，焊后钎缝中仍然有化合物相。