1、引言

钛合金、不锈钢鉴于各自所具备的良好机能，成为宽泛利用的沉要金属。在某些特殊的工作场景中，诸如在核动力设备中必要使用钛合金与不锈钢的复合构件，其衔接接头的服役前提恶劣，需满足高温、高压环境下持久安全使用且具备较强抗侵蚀能力，因而要求具备优质迪胙/钢复合焊接接头。但是钛合金与不锈钢焊接时，钛合金中的 Ti 与不锈钢中的 Fe、Cr、Ni、C 易形成 TiFe、TiFe2、TiCr2、NiTi、TiC 等脆性金属间化合物(intermetallic compound,IMC)及碳化物，造成焊缝脆性较大;加之在焊缝冷却过程中，钛合金与不锈钢的线膨胀系数及导热系数存在显著差距，导致接头中形成较大内应力。在应力作用下硬脆的金属间化合物易自觉开裂形成裂纹，无法形成高质量焊接接头。因而削减焊缝中Ti、Fe含量抑造 Ti-Fe 金属间化合物的形成，以及降低焊接接头的应力是获得钛合金与不锈钢优质衔接的突破点[1-5]。为相识决上述问题，多选取在钛合金与不锈钢之间增长相宜的中央过渡资料，对 Fe、Ti元素扩散进行抑造以此解除金属间化合物改善接头机能。中央过渡层的拔取又赖于其与 Ti 和 Fe 的冶金相容性等身分
？刹樵牡降想押辖鹩氩恍飧种湎谓硬街柚匾毯ズ浮⒗┥⒑浮⒛Σ梁浮⒌缱邮负图す夂傅。其中钎焊、扩散焊和摩擦焊的造备工艺较为复杂，无法满足分歧焊接结构的技术要求及大规模出产。随着激光焊、电子束焊技术的逐步美满，使得钛合金与不锈钢的熔焊具备可行性。电子束焊因需在真空环境中进行，使其利用受到限度，而激光焊技术拥有高可控性、部门热源集钟注扰装响区领域幼等特点，同时在造作效能、矫捷性等方面优势显著[6-11]。综上所述，若能突破钛合金/不锈钢复合构件高强度、高韧性的焊接要求，将解决产品造作瓶颈，产生可观的经济效益。

诸多科研工作者选取 Cu、Ni、Nb 及 Zr 等金属作为过渡资料尝试实现钛/钢的衔接[12-15]。其中钒(V)作为一种潜在的备选资料，其自身不仅拥有较好的强度及延展性，且在耐侵蚀机能方面阐发优异。同时 V 与 Ti 可形成陆续固溶体，V 与 Fe 也拥有较大的固溶度。余腾义等[16]以条状 V 金属作为中央层，选取钛合金+激光焊缝 1+V金属条+激光焊缝 2+不锈钢的双路激光焊方式，以及吉林大学张岩选取一样的衔接方式，在优化工艺后造备钛合金/不锈钢接头的抗拉强度均获得肯定的成就。

作为当下一种先进的造作技术，激光熔覆是利用高能密度激光束使熔覆资料与金属基材一起急剧熔凝,形成与基材表表冶金结合优良熔覆层的一种表表改性技术。该技术拥有热源集钟注低稀释率及成形良好可控等特点，能够造备出拥有肯定冶金、力学或物理机能的过渡金属层。尤其对于物理、化学机能存在较大差距的分歧金属有较强的同化作用[18-19]，有利于异种金属衔接的钻研。

本工作区别于以往迪胙/钢衔接方式，首先选取激光熔覆在 Ti-4Al-2V 钛合金端面造备肯定厚度的 V 过渡层，钻研激光熔覆过程的工艺特点、V 熔覆层描摹及成分散布等，而后对熔覆试样进行消应力处置+机械加工，最后将加工后 V 过渡层熔覆试样与不锈钢进行激光组对焊接。通过 V 过渡层预防 Ti 与 Fe 之间产生冶金反映，分析验证该复合衔接构件的结构特点、力学机能等指标。

2、尝试

所用激光熔覆设备重要蕴含 MFSC 6 kW 激光器及急剧熔覆喷嘴，图 1 为独立设计的熔覆喷嘴。

喷嘴选取同轴送粉，在熔覆过程中激光能量同时作用在基材和粉末上，粉末在进入熔池前呈幼颗粒熔滴的状态，造备过程的能量分配方式越发趋于合理，能够提升加工效能，改善熔覆质量、扩大熔覆基材的选材领域。

尝试所用原料蕴含 Ti-4Al-2V 钛合金、06Cr18Ni11Ti不锈钢及纯 V 粉末。表 1、表 2 别离为 Ti-4Al-2V 和 06Cr18Ni11Ti 母材的化学成分，V 粉纯度 99.99%，粒度53~150μm,粉末使用前需在 120~150℃下烘干 1.5~2h。

图 2 为在钛合金端面上激光熔覆 V 过渡层工艺流程，具体如下:步骤一，首先对钛合金母材及辅助板进行预处置,蕴含机械磨抛及超声波洗濯,接下来将装配实现的上述工件在两侧端头别离点焊固定。而后将其置于工艺平台上并调整方位，保障熔覆过程中工件的待熔覆端面与熔覆喷嘴间的高度间隙(保障离焦量一样)及直线度的一致;步骤二，在工件上端面选取多层多路的方式激光熔覆造备 V 过渡层;步骤三，熔覆过渡层整体厚度达到要求后，对该试样选取线切割将两侧的辅助板及熔覆方向上的前、后端头切除,而后对其进行消应力热处置;步骤四,对试样进行机械加工保障熔覆金属各表表光洁平坦，并对试样再次进行洗濯。

最后,将洗濯实现后迪胙合金+V 熔覆层试样与不锈钢进行激光焊接。焊接过程中需对工件背面进行持续的氩气；，见下图 3 所示。

熔覆过程中送粉；ぁ⑼岜；て巴颜直；て∪ 99.999%的高纯氩气,进行多层多路熔覆过程中所用工艺参数见表 3 所示。其中,送粉；て(powder feeding protective gas),简称 PFPG;同轴；て(coaxial protective gas),简称 CPG。

表1 Ti-4Al-2V合金的化学成分

Table 1 Chemical composition of Ti-4Al-2V alloy(wt%)

表2 06Cr18Ni11Ti不锈钢的化学成分

Table 2 Chemical composition of 06Cr18Ni11Ti stainless steel(wt%)

焊接设备选取锐科 3000 W 激光器，激光头为万顺兴 ND42，激光焊工艺参数见表 4，其中，振镜的摆动模式为圆形轨迹;偏移量为以组对贴合面为基准向不锈钢侧平移。

选取 Carl Zeiss Axio Imager M2m(OM)光学显微镜对熔覆层及焊接接头截面描摹进行观察;蔡司 Sigma500型号场发射扫描电子显微镜(FE-SEM)进行化学元素及断口描摹分析;德国布鲁克 D8 ADVANCE 型号 X 射线衍射仪进行物相分析;INSTRON 5982 电子全能拉伸试验机进行抗拉强度测试,加载速度为 0.9 mm/min;钢研纳克NI300C 仪器化冲击试验机进行冲击功检测;新盛科技 YGCH-G2-60 型热处置炉，对熔覆后迪胙合金+V 过渡层试样进行消应力处置;Wilson VH1102 维氏硬度计丈量焊接接头的显微硬度散布，测试距离为 0.5mm，加载载荷为 2.94N，保压功夫 15s。

表3 激光熔覆工艺参数

Table 3 Laser cladding process parameters

表4 激光对接焊工艺参数

Table 4 Process parameters for laser butt welding

3、了局与分析

3.1激光熔覆V过渡层

由于V与钛合金之间可无限固溶，熔覆过程中钛合金母材与 V 粉末颗粒形成的液态金属充分互溶，熔覆金属表表均匀铺展出现银白色金属光泽,无咬边、裂纹等存在。

熔覆过程前段，随着 V 层厚度的递增，熔覆金属中钛合金所含元素的成分占比逐步降低，V 含量逐步升高，图4 为凭据 EDS 检测了局表征的熔覆层近表表 Ti、V 两重要元素与熔覆厚度的关系曲线(以熔覆层与钛合金母材的熔合线为初始厚度 0)。

凭据对多个熔覆试样测试了局发现，当 V 熔覆层厚度达到 6.8mm 时，熔覆金属上端近表表 Ti 含量为0.18wt%~0.22wt%，V 的成分占比约为 98wt%;而后随着熔覆层厚度的持续增长，Ti 含量并没有持续降低，Ti、V的含量仅在极幼的领域内反复颠簸，见图 4。为了 V 熔覆试样与不锈钢焊接时保障焊缝中 Ti 含量节造至最低，加之思考到激光焊缝熔宽约为 2mm(单侧熔宽 1mm)。综上，加工后的待焊熔覆试样上 V 层厚杜爪节造在 8±0.5mm为宜。

图 5 为钛合金母材上 V 熔覆金属的宏观描摹。在熔覆方向上的分歧区域，因所含钛合金元素及 V 含量存在差距而出现出分歧的组织描摹。熔覆金属中距离钛合金母材较近的部位，重要以粗壮的柱状晶为主，这是由于 Ti-4Al-2V 导热性较差，组织极易过热而急剧成长;当熔覆至第 5 层及后续区域，随着钛合金元素被进一步稀释而 V 含量升高到肯定水平时，柱状组织隐没转而出现出 V 单质的描摹特点。经 EDS 检测获知第 5 层熔覆金属中 V 含量达到约 92wt%，鉴于 V 拥有良好耐侵蚀性使得界面无法出现出清澈的组织特点。

3.2焊接接头宏观描摹

图 6 为钛合金+V 熔覆层试样与不锈钢焊接接头的宏观描摹。激光束施焊过程中不锈钢与部门溶解的 V 熔覆层形成焊缝，未溶解的 V 层起到屏蔽过渡作用。焊缝中未发显禅孔、裂纹等焊接缺点。

图 6 可见，位于焊缝两侧的不锈钢、V 熔覆层熔合界面，V 层一侧的熔合比显著幼于不锈钢侧。不仅是由于 V 作作难熔金属其相较于不锈钢的熔点更高，同时由于激光焊接过程当选取将激光束向不锈钢一侧偏移所致。这是由于当焊缝中 V 含量达到肯定领域时，V 与不锈钢中的 Fe 元素可能形成 FeV 金属间化合物(σ 相)。为了节造 V 在焊缝中的熔合比进而抑造 σ 相的析出，施焊过程当选取将激光束向不锈钢一侧偏移 0.4mm。

3.3焊接接头微观组织

选取光学显微镜对焊缝与不锈钢、焊缝与 V 熔覆层的结合界面别离进行分析，见图 7、图 8。

图 7 为不锈钢母材与焊缝结合界面的微观描摹，界面区域未发现裂纹等缺点存在，注明 V 熔覆层起到了很好的屏蔽作用。由于 06Cr18Ni11Ti 不锈钢为单一奥氏体组织，接头产生了焊缝、扰装响区与母材 3 个组织特点分歧的区域。其中，扰装响区(HAZ)宽度在 0.2~0.3mm，HAZ 内的奥氏体出现显著长大的柱状组织，母材通过联生结晶向着焊缝中心表延成长。

图 8 为 V 熔覆层与焊缝结合界面微观描摹，在界面左近未发现存在缺点，但在界面上沿着熔合线散布着宽度很幼的深色带状组织。为了进一步确定该区域的描摹、成分散布及物相组成，选取扫描电镜、EDS 及 XRD 对带状组织地点地位及其他区域进行深刻钻研。

图 9a~9c 别离为扫描电镜下焊缝与 V 熔覆层结合界面、焊缝中心、焊缝与不锈钢结合界面的微观描摹。

图 9a 所示，在扫描电镜下可见宽度为 3~5μm 散布于焊缝与 V 熔覆层结合界面处的带状组织;图 9b 为焊缝中心地位的组织描摹，该区域显示为状态不规定且尺寸较大的块状晶粒;由图 9c 可见，不锈钢一侧的奥氏体组织向着焊缝中心延长。

接下来，对焊缝与 V 熔覆层结合界面(界面 1)、焊缝中心、焊缝与不锈钢结合界面(界面 2)进行 EDS 及 XRD 分析，了局见表 5 所示。

凭据表 5 所示，焊缝中重要组成相为 V+(Fe,Cr)，即(Fe,V)固溶体。分析以为:由于 V 熔覆试样与不锈钢进行激光焊接时选取向不锈钢一侧偏移 0.4mm，导致焊缝中 V 层的熔合比变幼，仅在与 V 层邻近的界面区域 V 元素的浓度较高。即便焊接过程激光以高频率的旋转轨迹前进，对液态熔池施加肯定的搅拌作用，但由于 V 的溶解量有限，使得焊缝中距离 V 层距离稍远的区域为贫 V 区； Fe-V 相图和参考文件[20-23]获知，在 Fe-V 系统中仅当 V 含量在(34at%~60at%)区间内，(Fe,V)固溶体部门转化为 σ 相。表 5 中焊缝大部门区域中 V 的浓度不在该区间内，抑造了焊缝中 σ 相的形成。而带状组织正好位于焊缝与 V 熔覆层的结合界面处，该区域内 V 的 EDS 检测了局达到 59.6at%，满足天生 σ 相的成分要求。

为了进一步分析验证，对 3 个钛/钢焊接试样的焊缝与 V 熔覆层结合界面别离进行 EDS 与 XRD 测试分析，如表 6、图 10 所示。

3 个试样上焊缝与 V 熔覆层结合界面区域的 XRD 检测了局一致，见图 10 所示。分析以为:带状组织中重要的组成相为(Fe,V)+σ 相。由于 σ 相的形成无法通过 XRD检测获得证实，鉴于该区域位于界面处的富 V 区，EDS测试了局显示该区域 V 的浓度达到 51.6at%~59.7at%，刚好散布在天生 σ 相的(34at%~60at%)领域区间，因而判定带状组织中存在 σ 脆性相。

表5 焊缝分歧区域EDS及XRD分析了局

Table 5 Results of EDS and XRD analyses in different areas of weld seam

表6 焊缝与V熔覆层结合界面EDS分析了局

Table 6 EDS analysis results of the interface between weld seam and V cladding layer

3.4力学机能

表 7、表 8 别离为钛/钢焊接接头室和善高温(350℃)强度及冲击韧性的测试了局，室温抗拉强度均值为 537.3MPa,高温抗拉强度(350℃)均值为 426.3MPa。

由表 7、表 8 所示，钛/钢焊接试样冲击韧性均值别离为 38.2J/cm2(焊缝中心)、102.6J/cm2(扰装响区-V 熔覆层侧),167.6J/cm2(扰装响区-不锈钢侧)。在室温、高温下的抗拉强度及冲击韧性均超过指标值，满足对于钛/钢异种资料构件在力学机能上的要求;同时焊缝的冲击机能要显著低于两侧的扰装响区，分析以为由于焊缝中存在少量 σ 脆性相以至其成为整个接头区域中韧性幽微区域。

3.5拉伸试样宏观描摹及断口微观描摹

图 11 为钛/钢焊接接头室温拉伸试样断裂宏观描摹，断裂地位位于 V 熔覆层上且出现出韧性断裂特点的缩颈。注明焊缝与不锈钢、焊缝与 V 层两个结合界面的强度均高于 V 熔覆层。通过对大量试验总结发现:强度值较高的试样阐发为韧性断裂且断裂地位均位于 V 熔覆层上，拉伸过程出现出较大的拉伸位移;而强度值偏低的试样，拉伸断裂地位则位于焊缝，出现为脆性断裂特点且拉伸位移较幼。综上分析以为:想要获得高强度值迪胙/钢焊接接头，需通过对熔覆工艺及焊接工艺的严格节造与优化，使得 V 熔覆层成为钛/钢接头中强度最幽微的区域。

表7焊接接头室和善高温强度测试了局

Table 7 Test results of tensile strength of welded joints at room temperature and high temperature

表8焊接接头冲击韧性测试了局

Table 8 Impact toughness test results of welded joint

图 12a~12c 为室温拉伸试样位于 V 熔覆层上断口晶界的 SEM 图像。图 12a 中整个区域由密布的韧窝组成，图 12b 出现出中心以韧窝为主，高低两侧准解理的特点，图 12c 则为上韧窝、下解理的描摹。

通过断口分歧部位 SEM 描摹分析总结发现:大部门区域的断裂面出现为布满韧窝的韧性断裂特点，佐证了拉伸过程出现缩颈景象;同时,在断口部门地位存在着韧窝+解理或准解理的混合断裂特点。综上注明，断裂过程中韧性与脆性断裂同时存在，以韧性断裂为主。

3.6消应力处置对V熔覆层残存应力的影响

鉴于 V 过渡层选取多层多路激光熔覆造备而成，熔覆金属中会存在较大的残存应力。为了优化钛/钢焊接接头的力学机能，对统一熔覆试样进行消应力处置对比分析，验证消应力处置前、后熔覆层上残存应力的变动。消应力处置选取在热处置炉中对钛合金+V 熔覆层试样进行后热，热处置工艺为 260±15℃，保温功夫 12h;炉内升温/降温速度需节造在≤56℃/h，随炉冷却。

选取 XRD 对 V 熔覆层上端面(待焊端面)的残存应力进行测试，检测了局见表 9(选取 XRD 检测残存应力得到的为相对值，依赖于与无应力状态的对比)。由表 9可见:V 熔覆层上端面残存应力始终显示为压应力;消应力处置后熔覆层纵向上的残存应力降落了约 30%，横向残存应力降落约 16%。分析以为:选取多层多路熔覆造备过程中，激光的高能量输入导致熔覆层与基材及相邻两路熔覆层之间形成显著的温度梯度，急剧冷却的熔覆层收缩时受到周围金属的限度，导致在熔覆层中产生压应力。消应力处置对于消减残存应力的成效显著，有利于降低与不锈钢焊接前 V 熔覆层内部的初始应力，节造后续焊接过程中焊缝因应力叠加而出现裂纹的萌生及扩大。

为了进一步验证消应力处置对于接头抗拉强度的影响，将 3 个在一样工艺下造备迪胙合金+V 熔覆试样进行对比试验。每个试样沿熔覆方向均分切割成两部门，将其中 1/2 试样在未经消应力处置下与不锈钢进行焊接，另表 1/2 试样在经消应力处置后与不锈钢进行激光焊(焊接工艺参数见表 4)，而后别离对上述试样进行室温强度测试，了局见表 10。

如表 10 所示，经过消应力处置迪胙合金+V 熔覆试样的接头强度，相较于 V 层未经过消应力处置的试样，其抗拉强度提升约 20%;同时，未经消应力处置试样的拉伸断裂地位均位于焊缝，且断裂大局为脆性断裂，最大拉伸位移约为 7mm;经过消应力处置的试样则断裂在 V 熔覆层上且出现出缩颈的韧性断裂，最大拉伸位移在 13mm 以上。综上，消应力处置不仅影响着焊接接头的力学机能，同时直接决定着接头拉伸过程中的断裂地位及断裂大局。

表9V熔覆层上端面消应力处置前、后的残存应力

Table 9 Residual stress before and after stress relief treatment(SRT) on the upper end face of V cladding layer

表10消应力处置对于焊接接头室温抗拉强度的影响

Table 10 Effect of SRT on room-temperature tensile strength of welded joints

3.7焊接接头显微硬度

对钛合金+V 熔覆层+焊缝+不锈钢焊接接头进行显微硬度分析，以钛合金母材为肇始点，每距离 0.5mm 向不锈钢一侧逐点检测。

由图 13 所示，V 熔覆层的硬度值整体上低于钛合金母材，随着厚度的增长 V 层上的硬度值出现降落的趋向;当过渡到焊缝区域时硬度值忽然跃升达到整个接头的最高(焊缝区域硬度均值达到 343HV0.5)。分析以为:除了由于激光焊接过程的热循环作用，凭据 Ustinovshikov 等人[22]的钻研，还要归因于焊缝中存在少量 σ 相。相较于张岩[17]选取其他步骤造备的 V 与不锈钢焊缝处 600HV 的硬度值，有了近 40%的降低，不仅印证了 V 过渡层的存在有利于缓解和开释接头的焊策应力，也间接证了然焊缝中 σ 脆性相含量实现有效节造。

4、结论

1)选取激光熔覆在 Ti-4Al-2V 端面造备 V 过渡层，EDS 测试了局显示:当 V 层厚度达到 6.8mm 时，其近表表 Ti 含量为 0.18wt%~0.22wt%，V 的成分占比约为 98wt%;随着熔覆厚度的持续增长，熔覆层中 Ti、V 及其他元素的含量不再产生趋向性的扭转，仅在极幼领域内颠簸。

2)利用振镜激光焊造备迪胙合金+V 熔覆试样与不锈钢焊接接头，焊缝中心及左、右两个结合界面处未发现裂纹等缺点。检测了局显示焊缝中绝大部门区域组织为(Fe,V)固溶体，仅在焊缝与 V 熔覆层结合界面处存在宽度为 3~5μm 的带状组织，经 EDS 及 XRD 了局分析判定该带状组织为(Fe,V)固溶体+σ 相。

3)选取本工艺造备迪胙/钢焊接接头，室温抗拉强度均值为 537.3 MPa,高温抗拉强度(350℃)均值为 426.3MPa，且室温及高温拉伸试样均断裂在 V 熔覆层上并出现出显著的缩颈;冲击韧性均值别离为 38.2J/cm2(焊缝中心)、102.6J/cm2(扰装响区-V 熔覆层侧)，167.6J/cm2(扰装响区-不锈钢侧)。位于 V 熔覆层上的拉伸断口描摹绝大部门区域为韧窝，部门区域为韧窝+解理或准解理。注明韧性与脆性断裂同时存在，以韧性断裂为主。

4)对统一件钛合金+V 熔覆试样的待焊端面，在消应力处置前、后别离进行残存应力测试，了局显示:消应力处置后的 V 熔覆层，纵向残存应力降落了约 30%，横向残存应力降落约 16%。经对比试验发现:V 熔覆试样经过消应力处置的焊接接头，抗拉强度相较于未经热处置的试样有了 20%左右的提升;且未经消应力处置的试样拉伸过程中出现脆性断裂，断裂地位位于焊缝;而经过消应力处置的拉伸试样断裂在 V 熔覆层上，断口显示为韧性断裂特点。

5)对钛/钢焊接接头进行显微硬度分析,了局显示 V 熔覆层硬度值随着厚度的增长整体出现降落的趋向，整个接头的硬度值在焊缝处达到最高(均值为 343HV0.5)。分析以为除了由于激光焊接过程的热循环作用，焊缝中存在少量的 σ 相也是成分之一。与同类文件对比发现，焊缝地位 343HV 的硬度值相较其他步骤有了近 40%的降落，不仅注明 V 过渡层的存在有利于缓解焊接接头内应力，也间接证了然焊缝中 σ 相含量得到有效节造。

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（注，原文标题：激光熔覆V过渡层辅助钛_钢异种金属激光焊接工艺及机能钻研_李洋）