集成激光熔覆-消應(yīng)力-振鏡激光焊的鈦/鋼異種金屬高效連接工藝及工程適用性研究——?jiǎng)?chuàng)新集成“V粉烘干-多層多道激光熔覆-消應(yīng)力處理-機(jī)械加工-振鏡激光偏移焊接”全流程工藝

1、引言

鈦合金、不銹鋼鑒于各自所具備的優(yōu)良性能，成為廣泛應(yīng)用的重要金屬。在某些特殊的工作場(chǎng)景中，諸如在核動(dòng)力裝備中需要使用鈦合金與不銹鋼的復(fù)合構(gòu)件，其連接接頭的服役條件惡劣，需滿足高溫、高壓環(huán)境下長(zhǎng)期安全使用且具備較強(qiáng)抗腐蝕能力，因而要求具備優(yōu)質(zhì)的鈦/鋼復(fù)合焊接接頭。但是鈦合金與不銹鋼焊接時(shí)，鈦合金中的 Ti 與不銹鋼中的 Fe、Cr、Ni、C 易形成 TiFe、TiFe2、TiCr2、NiTi、TiC 等脆性金屬間化合物(intermetallic compound,IMC)及碳化物，造成焊縫脆性較大;加之在焊縫冷卻過程中，鈦合金與不銹鋼的線膨脹系數(shù)及導(dǎo)熱系數(shù)存在顯著差異，導(dǎo)致接頭中形成較大內(nèi)應(yīng)力。在應(yīng)力作用下硬脆的金屬間化合物易自發(fā)開裂形成裂紋，無法形成高質(zhì)量焊接接頭。因此減少焊縫中Ti、Fe含量抑制 Ti-Fe 金屬間化合物的形成，以及降低焊接接頭的應(yīng)力是獲得鈦合金與不銹鋼優(yōu)質(zhì)連接的突破點(diǎn)[1-5]。為了解決上述問題，多采用在鈦合金與不銹鋼之間添加合適的中間過渡材料，對(duì) Fe、Ti元素?cái)U(kuò)散進(jìn)行抑制以此消除金屬間化合物改善接頭性能。中間過渡層的選取又賴于其與 Ti 和 Fe 的冶金相容性等要素。可查閱到的鈦合金與不銹鋼之間連接方法主要包括釬焊、擴(kuò)散焊、摩擦焊、電子束焊和激光焊等。其中釬焊、擴(kuò)散焊和摩擦焊的制備工藝較為復(fù)雜，無法滿足不同焊接結(jié)構(gòu)的技術(shù)要求及大規(guī)模生產(chǎn)。隨著激光焊、電子束焊技術(shù)的逐步完善，使得鈦合金與不銹鋼的熔焊具備可行性。電子束焊因需在真空環(huán)境中進(jìn)行，使其應(yīng)用受到限制，而激光焊技術(shù)具有高可控性、局部熱源集中、熱影響區(qū)范圍小等特點(diǎn)，同時(shí)在制造效率、靈活性等方面優(yōu)勢(shì)明顯[6-11]。綜上所述，若能突破鈦合金/不銹鋼復(fù)合構(gòu)件高強(qiáng)度、高韌性的焊接要求，將解決產(chǎn)品制造瓶頸，產(chǎn)生可觀的經(jīng)濟(jì)效益。

諸多科研工作者采用 Cu、Ni、Nb 及 Zr 等金屬作為過渡材料嘗試實(shí)現(xiàn)鈦/鋼的連接[12-15]。其中釩(V)作為一種潛在的備選材料，其自身不僅具有較好的強(qiáng)度及延展性，且在耐腐蝕性能方面表現(xiàn)優(yōu)異。同時(shí) V 與 Ti 可形成連續(xù)固溶體，V 與 Fe 也具有較大的固溶度。余騰義等[16]以條狀 V 金屬作為中間層，采用鈦合金+激光焊縫 1+V金屬條+激光焊縫 2+不銹鋼的雙道激光焊方式，以及吉林大學(xué)張巖采用相同的連接方式，在優(yōu)化工藝后制備鈦合金/不銹鋼接頭的抗拉強(qiáng)度均取得一定的成果。

作為當(dāng)下一種先進(jìn)的制造技術(shù)，激光熔覆是利用高能密度激光束使熔覆材料與金屬基材一同快速熔凝,形成與基材表面冶金結(jié)合良好熔覆層的一種表面改性技術(shù)。該技術(shù)具有熱源集中、低稀釋率及成形優(yōu)良可控等特點(diǎn)，可以制備出具有一定冶金、力學(xué)或物理性能的過渡金屬層。尤其對(duì)于物理、化學(xué)性能存在較大差異的不同金屬有較強(qiáng)的同化作用[18-19]，有利于異種金屬連接的研究。

本工作區(qū)別于以往的鈦/鋼連接方式，首先采用激光熔覆在 Ti-4Al-2V 鈦合金端面制備一定厚度的 V 過渡層，研究激光熔覆過程的工藝特點(diǎn)、V 熔覆層形貌及成分分布等，而后對(duì)熔覆試樣進(jìn)行消應(yīng)力處理+機(jī)械加工，最后將加工后 V 過渡層熔覆試樣與不銹鋼進(jìn)行激光組對(duì)焊接。通過 V 過渡層避免 Ti 與 Fe 之間發(fā)生冶金反應(yīng)，分析驗(yàn)證該復(fù)合連接構(gòu)件的結(jié)構(gòu)特征、力學(xué)性能等指標(biāo)。

2、實(shí)驗(yàn)

所用激光熔覆設(shè)備主要包含 MFSC 6 kW 激光器及快速熔覆噴嘴，圖 1 為獨(dú)立設(shè)計(jì)的熔覆噴嘴。

噴嘴采用同軸送粉，在熔覆過程中激光能量同時(shí)作用在基材和粉末上，粉末在進(jìn)入熔池前呈小顆粒熔滴的形態(tài)，制備過程的能量分配方式更加趨于合理，可以提升加工效率，改善熔覆質(zhì)量、擴(kuò)展熔覆基材的選材范圍。

實(shí)驗(yàn)所用原料包括 Ti-4Al-2V 鈦合金、06Cr18Ni11Ti不銹鋼及純 V 粉末。表 1、表 2 分別為 Ti-4Al-2V 和 06Cr18Ni11Ti 母材的化學(xué)成分，V 粉純度 99.99%，粒度53~150μm,粉末使用前需在 120~150℃下烘干 1.5~2h。

圖 2 為在鈦合金端面上激光熔覆 V 過渡層工藝流程，具體如下:步驟一，首先對(duì)鈦合金母材及輔助板進(jìn)行預(yù)處理,包括機(jī)械磨拋及超聲波清洗,接下來將裝配完成的上述工件在兩側(cè)端頭分別點(diǎn)焊固定。而后將其置于工藝平臺(tái)上并調(diào)整方位，保證熔覆過程中工件的待熔覆端面與熔覆噴嘴間的高度間隙(保證離焦量相同)及直線度的一致;步驟二，在工件上端面采用多層多道的方式激光熔覆制備 V 過渡層;步驟三，熔覆過渡層整體厚度達(dá)到要求后，對(duì)該試樣采用線切割將兩側(cè)的輔助板及熔覆方向上的前、后端頭切除,而后對(duì)其進(jìn)行消應(yīng)力熱處理;步驟四,對(duì)試樣進(jìn)行機(jī)械加工保證熔覆金屬各表面光潔平整，并對(duì)試樣再次進(jìn)行清洗。

最后,將清洗完成后的鈦合金+V 熔覆層試樣與不銹鋼進(jìn)行激光焊接。焊接過程中需對(duì)工件背面進(jìn)行持續(xù)的氬氣保護(hù)，見下圖 3 所示。

熔覆過程中送粉保護(hù)、同軸保護(hù)氣及脫罩保護(hù)氣均采用 99.999%的高純氬氣,進(jìn)行多層多道熔覆過程中所用工藝參數(shù)見表 3 所示。其中,送粉保護(hù)氣(powder feeding protective gas),簡(jiǎn)稱 PFPG;同軸保護(hù)氣(coaxial protective gas),簡(jiǎn)稱 CPG。

表1 Ti-4Al-2V合金的化學(xué)成分

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

表2 06Cr18Ni11Ti不銹鋼的化學(xué)成分

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

焊接設(shè)備采用銳科 3000 W 激光器，激光頭為萬順興 ND42，激光焊工藝參數(shù)見表 4，其中，振鏡的擺動(dòng)模式為圓形軌跡;偏移量為以組對(duì)貼合面為基準(zhǔn)向不銹鋼側(cè)平移。

采用 Carl Zeiss Axio Imager M2m(OM)光學(xué)顯微鏡對(duì)熔覆層及焊接接頭截面形貌進(jìn)行觀察;蔡司 Sigma500型號(hào)場(chǎng)發(fā)射掃描電子顯微鏡(FE-SEM)進(jìn)行化學(xué)元素及斷口形貌分析;德國布魯克 D8 ADVANCE 型號(hào) X 射線衍射儀進(jìn)行物相分析;INSTRON 5982 電子萬能拉伸試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行抗拉強(qiáng)度測(cè)試,加載速率為 0.9 mm/min;鋼研納克NI300C 儀器化沖擊試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行沖擊功檢測(cè);新盛科技 YGCH-G2-60 型熱處理爐，對(duì)熔覆后的鈦合金+V 過渡層試樣進(jìn)行消應(yīng)力處理;Wilson VH1102 維氏硬度計(jì)測(cè)量焊接接頭的顯微硬度分布，測(cè)試間隔為 0.5mm，加載載荷為 2.94N，保壓時(shí)間 15s。

表3 激光熔覆工藝參數(shù)

Table 3 Laser cladding process parameters

表4 激光對(duì)接焊工藝參數(shù)

Table 4 Process parameters for laser butt welding

3、結(jié)果與分析

3.1激光熔覆V過渡層

由于V與鈦合金之間可無限固溶，熔覆過程中鈦合金母材與 V 粉末顆粒形成的液態(tài)金屬充分互溶，熔覆金屬表面均勻鋪展呈現(xiàn)銀白色金屬光澤,無咬邊、裂紋等存在。

熔覆過程前段，隨著 V 層厚度的遞增，熔覆金屬中鈦合金所含元素的成分占比逐漸降低，V 含量逐漸升高，圖4 為根據(jù) EDS 檢測(cè)結(jié)果表征的熔覆層近表面 Ti、V 兩主要元素與熔覆厚度的關(guān)系曲線(以熔覆層與鈦合金母材的熔合線為初始厚度 0)。

依據(jù)對(duì)多個(gè)熔覆試樣測(cè)試結(jié)果發(fā)現(xiàn)，當(dāng) V 熔覆層厚度達(dá)到 6.8mm 時(shí)，熔覆金屬上端近表面 Ti 含量為0.18wt%~0.22wt%，V 的成分占比約為 98wt%;而后隨著熔覆層厚度的繼續(xù)增加，Ti 含量并沒有持續(xù)降低，Ti、V的含量?jī)H在極小的范圍內(nèi)反復(fù)波動(dòng)，見圖 4。為了 V 熔覆試樣與不銹鋼焊接時(shí)保證焊縫中 Ti 含量控制至最低，加之考慮到激光焊縫熔寬約為 2mm(單側(cè)熔寬 1mm)。綜上，加工后的待焊熔覆試樣上 V 層厚度應(yīng)控制在 8±0.5mm為宜。

圖 5 為鈦合金母材上 V 熔覆金屬的宏觀形貌。在熔覆方向上的不同區(qū)域，因所含鈦合金元素及 V 含量存在差異而呈現(xiàn)出不同的組織形貌。熔覆金屬中距離鈦合金母材較近的部位，主要以粗大的柱狀晶為主，這是由于 Ti-4Al-2V 導(dǎo)熱性較差，組織極易過熱而快速生長(zhǎng);當(dāng)熔覆至第 5 層及后續(xù)區(qū)域，隨著鈦合金元素被進(jìn)一步稀釋而 V 含量升高到一定程度時(shí)，柱狀組織消失轉(zhuǎn)而呈現(xiàn)出 V 單質(zhì)的形貌特征。經(jīng) EDS 檢測(cè)獲知第 5 層熔覆金屬中 V 含量達(dá)到約 92wt%，鑒于 V 具有優(yōu)良耐腐蝕性使得界面無法呈現(xiàn)出清晰的組織特征。

3.2焊接接頭宏觀形貌

圖 6 為鈦合金+V 熔覆層試樣與不銹鋼焊接接頭的宏觀形貌。激光束施焊過程中不銹鋼與部分熔化的 V 熔覆層形成焊縫，未熔化的 V 層起到屏蔽過渡作用。焊縫中未發(fā)現(xiàn)氣孔、裂紋等焊接缺陷。

圖 6 可見，位于焊縫兩側(cè)的不銹鋼、V 熔覆層熔合界面，V 層一側(cè)的熔合比明顯小于不銹鋼側(cè)。不僅是由于 V 作為難熔金屬其相較于不銹鋼的熔點(diǎn)更高，同時(shí)由于激光焊接過程中采用將激光束向不銹鋼一側(cè)偏移所致。這是因?yàn)楫?dāng)焊縫中 V 含量達(dá)到一定范圍時(shí)，V 與不銹鋼中的 Fe 元素可能形成 FeV 金屬間化合物(σ 相)。為了控制 V 在焊縫中的熔合比進(jìn)而抑制 σ 相的析出，施焊過程中采用將激光束向不銹鋼一側(cè)偏移 0.4mm。

3.3焊接接頭微觀組織

采用光學(xué)顯微鏡對(duì)焊縫與不銹鋼、焊縫與 V 熔覆層的結(jié)合界面分別進(jìn)行分析，見圖 7、圖 8。

圖 7 為不銹鋼母材與焊縫結(jié)合界面的微觀形貌，界面區(qū)域未發(fā)現(xiàn)裂紋等缺陷存在，說明 V 熔覆層起到了很好的屏蔽作用。由于 06Cr18Ni11Ti 不銹鋼為單一奧氏體組織，接頭產(chǎn)生了焊縫、熱影響區(qū)與母材 3 個(gè)組織特征不同的區(qū)域。其中，熱影響區(qū)(HAZ)寬度在 0.2~0.3mm，HAZ 內(nèi)的奧氏體呈現(xiàn)明顯長(zhǎng)大的柱狀組織，母材通過聯(lián)生結(jié)晶向著焊縫中心外延生長(zhǎng)。

圖 8 為 V 熔覆層與焊縫結(jié)合界面微觀形貌，在界面附近未發(fā)現(xiàn)存在缺陷，但在界面上沿著熔合線分布著寬度很小的深色帶狀組織。為了進(jìn)一步確定該區(qū)域的形貌、成分分布及物相組成，采用掃描電鏡、EDS 及 XRD 對(duì)帶狀組織所在位置及其他區(qū)域進(jìn)行深入研究。

圖 9a~9c 分別為掃描電鏡下焊縫與 V 熔覆層結(jié)合界面、焊縫中心、焊縫與不銹鋼結(jié)合界面的微觀形貌。

圖 9a 所示，在掃描電鏡下可見寬度為 3~5μm 分布于焊縫與 V 熔覆層結(jié)合界面處的帶狀組織;圖 9b 為焊縫中心位置的組織形貌，該區(qū)域顯示為形狀不規(guī)則且尺寸較大的塊狀晶粒;由圖 9c 可見，不銹鋼一側(cè)的奧氏體組織向著焊縫中心延伸。

接下來，對(duì)焊縫與 V 熔覆層結(jié)合界面(界面 1)、焊縫中心、焊縫與不銹鋼結(jié)合界面(界面 2)進(jìn)行 EDS 及 XRD 分析，結(jié)果見表 5 所示。

根據(jù)表 5 所示，焊縫中主要組成相為 V+(Fe,Cr)，即(Fe,V)固溶體。分析認(rèn)為:由于 V 熔覆試樣與不銹鋼進(jìn)行激光焊接時(shí)采用向不銹鋼一側(cè)偏移 0.4mm，導(dǎo)致焊縫中 V 層的熔合比變小，僅在與 V 層臨近的界面區(qū)域 V 元素的濃度較高。即使焊接過程激光以高頻率的旋轉(zhuǎn)軌跡行進(jìn)，對(duì)液態(tài)熔池施加一定的攪拌作用，但由于 V 的熔化量有限，使得焊縫中距離 V 層距離稍遠(yuǎn)的區(qū)域?yàn)樨?V 區(qū)。基于 Fe-V 相圖和參考文獻(xiàn)[20-23]獲知，在 Fe-V 體系中僅當(dāng) V 含量在(34at%~60at%)區(qū)間內(nèi)，(Fe,V)固溶體部分轉(zhuǎn)化為 σ 相。表 5 中焊縫大部分區(qū)域中 V 的濃度不在該區(qū)間內(nèi)，抑制了焊縫中 σ 相的形成。而帶狀組織正好位于焊縫與 V 熔覆層的結(jié)合界面處，該區(qū)域內(nèi) V 的 EDS 檢測(cè)結(jié)果達(dá)到 59.6at%，滿足生成 σ 相的成分要求。

為了進(jìn)一步分析驗(yàn)證，對(duì) 3 個(gè)鈦/鋼焊接試樣的焊縫與 V 熔覆層結(jié)合界面分別進(jìn)行 EDS 與 XRD 測(cè)試分析，如表 6、圖 10 所示。

3 個(gè)試樣上焊縫與 V 熔覆層結(jié)合界面區(qū)域的 XRD 檢測(cè)結(jié)果一致，見圖 10 所示。分析認(rèn)為:帶狀組織中主要的組成相為(Fe,V)+σ 相。由于 σ 相的形成無法通過 XRD檢測(cè)獲得證實(shí)，鑒于該區(qū)域位于界面處的富 V 區(qū)，EDS測(cè)試結(jié)果顯示該區(qū)域 V 的濃度達(dá)到 51.6at%~59.7at%，恰好分布在生成 σ 相的(34at%~60at%)范圍區(qū)間，因此判定帶狀組織中存在 σ 脆性相。

表5 焊縫不同區(qū)域EDS及XRD分析結(jié)果

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

表6 焊縫與V熔覆層結(jié)合界面EDS分析結(jié)果

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

3.4力學(xué)性能

表 7、表 8 分別為鈦/鋼焊接接頭室溫和高溫(350℃)強(qiáng)度及沖擊韌性的測(cè)試結(jié)果，室溫抗拉強(qiáng)度均值為 537.3MPa,高溫抗拉強(qiáng)度(350℃)均值為 426.3MPa。

由表 7、表 8 所示，鈦/鋼焊接試樣沖擊韌性均值分別為 38.2J/cm2(焊縫中心)、102.6J/cm2(熱影響區(qū)-V 熔覆層側(cè)),167.6J/cm2(熱影響區(qū)-不銹鋼側(cè))。在室溫、高溫下的抗拉強(qiáng)度及沖擊韌性均超過目標(biāo)值，滿足對(duì)于鈦/鋼異種材料構(gòu)件在力學(xué)性能上的要求;同時(shí)焊縫的沖擊性能要顯著低于兩側(cè)的熱影響區(qū)，分析認(rèn)為由于焊縫中存在少量 σ 脆性相致使其成為整個(gè)接頭區(qū)域中韌性薄弱區(qū)域。

3.5拉伸試樣宏觀形貌及斷口微觀形貌

圖 11 為鈦/鋼焊接接頭室溫拉伸試樣斷裂宏觀形貌，斷裂位置位于 V 熔覆層上且呈現(xiàn)出韌性斷裂特征的縮頸。說明焊縫與不銹鋼、焊縫與 V 層兩個(gè)結(jié)合界面的強(qiáng)度均高于 V 熔覆層。通過對(duì)大量試驗(yàn)總結(jié)發(fā)現(xiàn):強(qiáng)度值較高的試樣表現(xiàn)為韌性斷裂且斷裂位置均位于 V 熔覆層上，拉伸過程呈現(xiàn)出較大的拉伸位移;而強(qiáng)度值偏低的試樣，拉伸斷裂位置則位于焊縫，呈現(xiàn)為脆性斷裂特征且拉伸位移較小。綜上分析認(rèn)為:想要獲得高強(qiáng)度值的鈦/鋼焊接接頭，需通過對(duì)熔覆工藝及焊接工藝的嚴(yán)格控制與優(yōu)化，使得 V 熔覆層成為鈦/鋼接頭中強(qiáng)度最薄弱的區(qū)域。

表7焊接接頭室溫和高溫強(qiáng)度測(cè)試結(jié)果

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

表8焊接接頭沖擊韌性測(cè)試結(jié)果

Table 8 Impact toughness test results of welded joint

圖 12a~12c 為室溫拉伸試樣位于 V 熔覆層上斷口晶界的 SEM 圖像。圖 12a 中整個(gè)區(qū)域由密布的韌窩構(gòu)成，圖 12b 呈現(xiàn)出中心以韌窩為主，上下兩側(cè)準(zhǔn)解理的特征，圖 12c 則為上韌窩、下解理的形貌。

通過斷口不同部位 SEM 形貌分析總結(jié)發(fā)現(xiàn):大部分區(qū)域的斷裂面呈現(xiàn)為布滿韌窩的韌性斷裂特征，佐證了拉伸過程出現(xiàn)縮頸現(xiàn)象;同時(shí),在斷口局部位置存在著韌窩+解理或準(zhǔn)解理的混合斷裂特征。綜上說明，斷裂過程中韌性與脆性斷裂同時(shí)存在，以韌性斷裂為主。

3.6消應(yīng)力處理對(duì)V熔覆層殘余應(yīng)力的影響

鑒于 V 過渡層采用多層多道激光熔覆制備而成，熔覆金屬中會(huì)存在較大的殘余應(yīng)力。為了優(yōu)化鈦/鋼焊接接頭的力學(xué)性能，對(duì)同一熔覆試樣進(jìn)行消應(yīng)力處理對(duì)比分析，驗(yàn)證消應(yīng)力處理前、后熔覆層上殘余應(yīng)力的變化。消應(yīng)力處理采用在熱處理爐中對(duì)鈦合金+V 熔覆層試樣進(jìn)行后熱，熱處理工藝為 260±15℃，保溫時(shí)間 12h;爐內(nèi)升溫/降溫速率需控制在≤56℃/h，隨爐冷卻。

采用 XRD 對(duì) V 熔覆層上端面(待焊端面)的殘余應(yīng)力進(jìn)行測(cè)試，檢測(cè)結(jié)果見表 9(采用 XRD 檢測(cè)殘余應(yīng)力得到的為相對(duì)值，依賴于與無應(yīng)力狀態(tài)的對(duì)比)。由表 9可見:V 熔覆層上端面殘余應(yīng)力始終顯示為壓應(yīng)力;消應(yīng)力處理后熔覆層縱向上的殘余應(yīng)力下降了約 30%，橫向殘余應(yīng)力下降約 16%。分析認(rèn)為:采用多層多道熔覆制備過程中，激光的高能量輸入導(dǎo)致熔覆層與基材及相鄰兩道熔覆層之間形成顯著的溫度梯度，快速冷卻的熔覆層收縮時(shí)受到周圍金屬的限制，導(dǎo)致在熔覆層中產(chǎn)生壓應(yīng)力。消應(yīng)力處理對(duì)于消減殘余應(yīng)力的效果顯著，有利于降低與不銹鋼焊接前 V 熔覆層內(nèi)部的初始應(yīng)力，控制后續(xù)焊接過程中焊縫因應(yīng)力疊加而出現(xiàn)裂紋的萌生及擴(kuò)展。

為了進(jìn)一步驗(yàn)證消應(yīng)力處理對(duì)于接頭抗拉強(qiáng)度的影響，將 3 個(gè)在相同工藝下制備的鈦合金+V 熔覆試樣進(jìn)行對(duì)比試驗(yàn)。每個(gè)試樣沿熔覆方向均分切割成兩部分，將其中 1/2 試樣在未經(jīng)消應(yīng)力處理下與不銹鋼進(jìn)行焊接，另外 1/2 試樣在經(jīng)消應(yīng)力處理后與不銹鋼進(jìn)行激光焊(焊接工藝參數(shù)見表 4)，而后分別對(duì)上述試樣進(jìn)行室溫強(qiáng)度測(cè)試，結(jié)果見表 10。

如表 10 所示，經(jīng)過消應(yīng)力處理的鈦合金+V 熔覆試樣的接頭強(qiáng)度，相較于 V 層未經(jīng)過消應(yīng)力處理的試樣，其抗拉強(qiáng)度提升約 20%;同時(shí)，未經(jīng)消應(yīng)力處理試樣的拉伸斷裂位置均位于焊縫，且斷裂形式為脆性斷裂，最大拉伸位移約為 7mm;經(jīng)過消應(yīng)力處理的試樣則斷裂在 V 熔覆層上且呈現(xiàn)出縮頸的韌性斷裂，最大拉伸位移在 13mm 以上。綜上，消應(yīng)力處理不僅影響著焊接接頭的力學(xué)性能，同時(shí)直接決定著接頭拉伸過程中的斷裂位置及斷裂形式。

表9V熔覆層上端面消應(yīng)力處理前、后的殘余應(yīng)力

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

表10消應(yīng)力處理對(duì)于焊接接頭室溫抗拉強(qiáng)度的影響

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

3.7焊接接頭顯微硬度

對(duì)鈦合金+V 熔覆層+焊縫+不銹鋼焊接接頭進(jìn)行顯微硬度分析，以鈦合金母材為起始點(diǎn)，每間隔 0.5mm 向不銹鋼一側(cè)逐點(diǎn)檢測(cè)。

由圖 13 所示，V 熔覆層的硬度值整體上低于鈦合金母材，隨著厚度的增加 V 層上的硬度值呈現(xiàn)下降的趨勢(shì);當(dāng)過渡到焊縫區(qū)域時(shí)硬度值突然躍升達(dá)到整個(gè)接頭的最高(焊縫區(qū)域硬度均值達(dá)到 343HV0.5)。分析認(rèn)為:除了由于激光焊接過程的熱循環(huán)作用，依據(jù) Ustinovshikov 等人[22]的研究，還要?dú)w因于焊縫中存在少量 σ 相。相較于張巖[17]采用其他方法制備的 V 與不銹鋼焊縫處 600HV 的硬度值，有了近 40%的降低，不僅印證了 V 過渡層的存在有利于緩解和釋放接頭的焊接應(yīng)力，也間接證明了焊縫中 σ 脆性相含量實(shí)現(xiàn)有效控制。

4、結(jié)論

1)采用激光熔覆在 Ti-4Al-2V 端面制備 V 過渡層，EDS 測(cè)試結(jié)果顯示:當(dāng) V 層厚度達(dá)到 6.8mm 時(shí)，其近表面 Ti 含量為 0.18wt%~0.22wt%，V 的成分占比約為 98wt%;隨著熔覆厚度的繼續(xù)增加，熔覆層中 Ti、V 及其他元素的含量不再發(fā)生趨勢(shì)性的改變，僅在極小范圍內(nèi)波動(dòng)。

2)利用振鏡激光焊制備的鈦合金+V 熔覆試樣與不銹鋼焊接接頭，焊縫中心及左、右兩個(gè)結(jié)合界面處未發(fā)現(xiàn)裂紋等缺陷。檢測(cè)結(jié)果顯示焊縫中絕大部分區(qū)域組織為(Fe,V)固溶體，僅在焊縫與 V 熔覆層結(jié)合界面處存在寬度為 3~5μm 的帶狀組織，經(jīng) EDS 及 XRD 結(jié)果分析判定該帶狀組織為(Fe,V)固溶體+σ 相。

3)采用本工藝制備的鈦/鋼焊接接頭，室溫抗拉強(qiáng)度均值為 537.3 MPa,高溫抗拉強(qiáng)度(350℃)均值為 426.3MPa，且室溫及高溫拉伸試樣均斷裂在 V 熔覆層上并呈現(xiàn)出明顯的縮頸;沖擊韌性均值分別為 38.2J/cm2(焊縫中心)、102.6J/cm2(熱影響區(qū)-V 熔覆層側(cè))，167.6J/cm2(熱影響區(qū)-不銹鋼側(cè))。位于 V 熔覆層上的拉伸斷口形貌絕大部分區(qū)域?yàn)轫g窩，局部區(qū)域?yàn)轫g窩+解理或準(zhǔn)解理。說明韌性與脆性斷裂同時(shí)存在，以韌性斷裂為主。

4)對(duì)同一件鈦合金+V 熔覆試樣的待焊端面，在消應(yīng)力處理前、后分別進(jìn)行殘余應(yīng)力測(cè)試，結(jié)果顯示:消應(yīng)力處理后的 V 熔覆層，縱向殘余應(yīng)力下降了約 30%，橫向殘余應(yīng)力下降約 16%。經(jīng)對(duì)比試驗(yàn)發(fā)現(xiàn):V 熔覆試樣經(jīng)過消應(yīng)力處理的焊接接頭，抗拉強(qiáng)度相較于未經(jīng)熱處理的試樣有了 20%左右的提升;且未經(jīng)消應(yīng)力處理的試樣拉伸過程中呈現(xiàn)脆性斷裂，斷裂位置位于焊縫;而經(jīng)過消應(yīng)力處理的拉伸試樣斷裂在 V 熔覆層上，斷口顯示為韌性斷裂特征。

5)對(duì)鈦/鋼焊接接頭進(jìn)行顯微硬度分析,結(jié)果顯示 V 熔覆層硬度值隨著厚度的增加整體呈現(xiàn)下降的趨勢(shì)，整個(gè)接頭的硬度值在焊縫處達(dá)到最高(均值為 343HV0.5)。分析認(rèn)為除了由于激光焊接過程的熱循環(huán)作用，焊縫中存在少量的 σ 相也是因素之一。與同類文獻(xiàn)對(duì)比發(fā)現(xiàn)，焊縫位置 343HV 的硬度值相較其他方法有了近 40%的下降，不僅說明 V 過渡層的存在有利于緩解焊接接頭內(nèi)應(yīng)力，也間接證明了焊縫中 σ 相含量得到有效控制。

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（注，原文標(biāo)題：激光熔覆V過渡層輔助鈦_鋼異種金屬激光焊接工藝及性能研究_李洋）