钒作中间层的TC4 钛合金与316L不锈钢双道激光焊接

余腾义，陈树海，刘 珂，贾 旭，陈 容

（1.钒钛资源综合利用国家重点实验室,攀钢集团研究院有限公司,四川 攀枝花 617000；2.北京科技大学材料科学与工程学院,北京 100083）

0 引言

钛/钢异种金属复合结构能够兼具钛合金高比强度、轻量化、高耐蚀性与钢的低成本、高耐磨性和高温强度等多重优势，在船舶、石化和电力等行业中具有广泛的应用[1−3]。因此，开发可靠的焊接技术，实现钛合金与不锈钢的可靠连接，对于制造钛/钢异种金属复合结构具有重要意义。

钛合金和钢的物理与化学性能有巨大差异，Ti和Fe 的溶解度非常低，二者熔化焊接头中由于应力集中以及界面会生成脆性极大的Ti-Fe、Ti-Cr 金属间化合物[4]，导致无法实现连接。目前钛/钢焊接采用的扩散焊[5]，爆炸焊[6]和摩擦焊[7]等压力焊接方法存在焊接效率低、接头形式受限等缺点，难以实现批量生产和复杂构件的焊接。

通过添加中间材料，可以对元素的扩散进行抑制，消除金属间化合物，从而改善接头的性能。中间材料的选择取决于其与钛和铁的冶金相容性和性能，中间层材料应避免形成金属间化合物相。钛和钢的连接采用了各种中间层，最常用的中间层材料包括Cu[8]、Ni[9]及其合金。现有研究表明[8−10]Cu、Ni 及其合金作中间层焊接钛/钢依然不足以抑制脆性金属间化合物的形成。

钒基合金是先进熔合系统中结构材料的潜在候选材料，因为钒与钛形成连续固溶体。然而，铁与钒在一定成分下可以形成金属间化合物σ 相，会导致接头性能下降，因此最好的选择是将钢/钒熔化区中的V 含量降低到σ 相形成极限以下。有相关研究发现[11]，由于高冷却速率，在激光焊接过程中不会在Fe 和V 之间形成σ 相。目前，钛合金不锈钢接头以纯钒为中间层已实现双道激光焊接[12]，但是这些研究均针对焊接工艺参数，对接头微观组织与力学性能的研究不够充分。

基于上述问题，笔者选用纯钒作中间层，采用双道激光焊接的方法，即将激光首先聚焦在钛合金/钒界面形成焊缝，再将激光聚焦于钒/不锈钢界面附近不锈钢一侧，研究和探讨双道激光焊接过程工艺参数对焊接接头的影响规律，最终实现钛/钢异种金属的高质量焊接。

1 试验

1.1 试验材料

试验母材为TC4 钛合金和316L 不锈钢，其主要成分见表1，母材规格均为100 mm×60 mm×3 mm，中间层材料纯钒规格为100 mm×3 mm×2 mm。因试验焊接的板材均为3 mm 厚的薄板，所以焊前不需要开坡口，焊前被焊材料及中间层都用砂纸将待焊面打磨干净，去除表面氧化皮，然后用丙酮清洗以去除表面的油污及杂质。

表1 试验材料化学成分Table 1 Chemical compositions of TC4 and 316L %

1.2 试验方法

试验所选的焊接设备为数控激光焊接与加工系统的轴流式二氧化碳激光器，型号为SLCF-X1225，最大功率为4 000 W，波长为10.6 μm。焊接过程中严格装配，保证钒层和钛合金及不锈钢间无间隙。采用氩气作为保护气体，正反面双面保护，焊接形式为对接。

按照图1 设计试验，第一道激光焊接TC4 钛合金板和纯钒，第二道激光焊接钒/不锈钢。通过调节激光焦距进行焊前试验，调试成功后，调整激光作用在钛合金侧、不锈钢侧的位置（光束偏移量）和激光束在工件表面的移动速度（即焊接速度）等设计单因素试验。先期探索得到激光功率3 500 W，焊接速度1.0～1.5 m/min，激光束偏移量0.1～0.5 mm，离焦量为0，即聚焦焊接。

图1 不锈钢/钒/钛合金焊接示意Fig.1 Welding schematic of stainless steel,vanadium and titanium alloy

将激光焊接的试样沿垂直焊缝的方向切割，制成10 mm×5 mm 的小试样。采用标准的金相试样制备方法进行打磨抛光，满足要求后对金相试样中钛合金与不锈钢分别采用HF∶HCl∶HNO3∶H2O=1∶2∶4∶50 配制而成的溶液和FeCl3溶液进行腐蚀，金相试样腐蚀完成后，用水和酒精清洗试样表面，以除去残留的腐蚀液，然后用吹风机吹干，再在金相显微镜下观察焊缝金相组织并拍照。

利用扫描电子显微镜（FEIQuanta 250）和能谱分析仪（EDS）对激光焊接接头显微组织进行形貌观察和元素分析。焊接得到的试样进行切割，加工成122 mm×15 mm×3 mm 的拉伸试样，利用MTS810型万能材料拉伸试验机测试接头抗拉强度，焊缝位于拉伸试样中部，每组试件线切割3 个拉伸试样，速率选用1.5 mm/min，试样被拉断时记录其峰值，再根据断裂处的承载截面积计算出抗拉强度，取拉伸试样的平均值作为试件的抗拉强度。

2 结果与讨论

2.1 工艺参数对焊缝成形的影响

为了研究第一道激光焊接工艺参数在TC4 钛合金/钒焊缝界面成形的影响，按照设计试验，激光功率恒定为3 500 W，离焦量为0，改变中间层钒和钛合金焊接时的激光焊接速度，激光光束对准V/Ti焊缝中央，分别选取激光焊接速度为1.5、1.2 m/min和1.0 m/min 进行试验。

不同焊接速度下钛合金/钒焊缝界面成形如图2所示，当焊接速度为1.5 m/min 和1.2 m/min 时，焊接速度较高，热输入较低，焊缝底部出现未焊透缺陷，随着焊接速度的降低，未焊透缺陷得到进一步改善。当焊接速度降低至1.0 m/min 时，焊缝完全焊透，接头呈现典型的T 字型焊接接头，成形良好。

图2 不同焊接速度下钛合金/钒焊缝界面成形Fig.2 Weld interface forming of titanium alloy and vanadium at different welding speeds

为了研究钛合金/钒激光焊接中钛合金侧光束偏移量对接头焊缝成形的影响，在激光功率恒定为3 500 W，焊接速度恒定为1.0 m/min 时，改变钒和钛合金焊接时的激光偏移量，分别向钛合金侧偏移0.1、0.2、0.3、0.4 mm 和0.5 mm。

不同偏移量下钛/钒激光焊接界面微观组织如图3 所示。在不同的偏移量下，焊接接头成形良好，呈现典型的T 字型，接头处钛和钒都发生了熔化，从图3（a）中可以看出，当偏移量较小为0.1 mm 时，接头焊缝正面铺展面积较大，同时焊缝背面液态金属流出；当偏移量继续增大，在0.2～0.4 mm 变化过程中，焊缝组织基本相同，焊缝美观，背部焊透，为典型的熔焊接头界面。从宏观形貌来看，当偏移量达到0.2 mm 时，钒层熔化量相同，背面尺寸趋于稳定，因此确定激光束在钛侧的最佳偏移量为0.2 mm。焊接功率3 500 W，焊接速度1.0 m/min，偏移量为0.2 mm时，焊缝金相组织如图3（b）所示，钒与钛熔合得很好，焊接接头美观，呈现出激光焊接典型的T 字型接头，焊缝背部完全焊透，钛侧呈现银白色光泽，且无裂纹、气孔、未焊透等缺陷，熔合线两侧界线很明显，实现了很好的冶金结合。

图3 不同偏移量下钛/钒激光焊接接头组织形貌Fig.3 Microstructure morphology of titanium/vanadium laser welded joint with different offsets

实现了钛合金和钒的稳定焊接后，开始第二道激光焊接钒和不锈钢，由于光束偏移量是影响焊缝性能的主要参数，因此作为主要探究的变量，研究不同偏移量对焊缝的影响，光束向钢侧分别偏移0.1、0.2、0.3 mm 和0.4 mm。

图4 为在钒/钛偏移量为0.2 mm 的条件下偏移量对钒/钢焊缝成形的影响。当钢侧偏移量为0.1、0.2、0.3 mm 时，如图4（a）～（c）所示。试样均完全焊透，正面及背面成形都很光滑，焊缝正面颜色略发蓝，说明焊缝表面保护得不是太好，发生了一定的氧化，但不会影响力学性能，焊缝背面呈现出金属光泽银白色，说明背面氩气氛围保护良好，成形美观，未发现有裂纹。对照横截面金相组织可以看出，钒层很好地充当了中间层的作用，焊缝成形美观，光滑，且无裂纹、气孔、未焊透等缺陷，熔合线两侧界线很明显，实现了很好的冶金结合，因此Ti/V 界面和Fe/V界面均呈现熔焊接头。当钢侧偏移量增加到0.4 mm 时，如图4（d），据焊缝截面形貌图可知，由于偏移量较大，此时钒/不锈钢界面焊缝正面钒熔化量很小，原因可能为激光束远离焊缝中央，热输入较小，导致没有形成良好的冶金结合，焊缝背面也未焊透，直接影响力学性能。

图4 偏移量对钢/钒焊接接头的影响（P=3 500 W,v=1.0 m/min）Fig.4 Effect of offsets on steel/vanadium welded joints

2.2 工艺参数对焊缝力学性能的影响

钛合金/钒/不锈钢双道激光焊接接头抗拉强度测试中，发现拉伸试样的断裂位置由钒变为钒/钢界面，钛/钒界面力学性能较好，不发生断裂。在钒/钛侧偏移量为0.2 mm 时，钒/钢侧激光焊接不同光束偏移量下试样力学性能的变化如图5 所示。由图5可知，随着偏移量的增加，接头的力学性能呈现先增加后减小的趋势，试样的接头断裂位置当偏移量为0.1、0.2、0.3 mm 时，断裂位置均处于钒层，且随着偏移量的增大，试样的抗拉强度呈现增大的趋势，这与激光热输入对钒层的热影响有关，当光束偏移量较小时，钒层受激光热输入的影响，组织状态发生改变，从而成为接头中的薄弱地带，因此断裂位置位于钒层。当偏移量为0.4 mm 时，相比于断裂位置在钒的试样，试样的抗拉强度明显降低，断裂位置位于钒/不锈钢，断裂形式为脆性断裂，说明偏移量太大时，热源距离界面太远，界面处的温度进一步降低，导致界面反应不充分，无法形成有效的冶金结合，甚至出现焊缝根部未熔合等缺陷，导致接头强度有所降低，钒/不锈钢界面处没有形成稳定的焊接接头。

图5 钢侧不同偏移量下的焊缝抗拉强度Fig.5 Tensile strength of weld at different offsets of steel side

综上可以得知，为了保证中间层钒受到激光热输入的影响最小，同时又要有足够的热输入使得界面形成良好的冶金结合，偏移量是影响力学性能最主要的工艺参数，偏移量为0.3 mm 时，抗拉强度达到最大。通过对焊缝成形及拉伸强度的分析，将钒作为中间层，采用双道激光焊接TC4 钛合金和316L 不锈钢异种金属时，获得了最佳的工艺参数：双道激光焊接功率3 500 W、焊接速度1.0 m/min，第一道激光（钛合金/钒）偏向钛合金侧0.2 mm，第二道激光（钒/不锈钢）偏向不锈钢侧0.3 mm，焊件的抗拉强度达到了406.9 MPa。试样断裂的宏观形貌图如图6 所示，由断口的放大图可以看出，断裂位置从钒中间处发生，说明界面的连接强度大于中间层的强度，证明该方法可以获得良好的界面强度，并且断裂过程中发生明显的缩颈，属于韧性断裂。

图6 最佳工艺参数下的试样断口形貌Fig.6 Fracture profile of the specimen with optimal process parameters

2.3 焊缝显微组织分析

不锈钢/钒/钛合金双道激光焊接接头组织形貌如图7（a）所示，焊接过程中，激光聚焦分别聚焦在不锈钢和钛合金一侧，钒中间未完全熔化，焊缝熔合区很窄，不明显，因此将接头分为5 个区域，包括316L 不锈钢−不锈钢与钒的焊缝区−未熔的钒层−钒与钛合金的焊缝区−TC4 钛合金。

图7 不锈钢/钒/钛合金焊接试样的接头组织形貌Fig.7 Joint morphology of stainless steel/vanadium/titanium alloy welding sample

由图7 可看出，316L 不锈钢母材为单一奥氏体组织，不锈钢/钒焊接接头产生了焊缝、热影响区和母材三个组织特征明显不同的区域。焊接热影响区组织与母材组织有显著差异，该区域内的奥氏体有显著长大。焊缝中存在细小的等轴晶粒区，而两侧晶粒向焊缝中心方向生长，中心两侧晶粒夹杂不同形态的柱状晶和等轴晶。TC4 钛合金其微观组织为α+β 双相组织，在焊缝区，主要以粗大β 柱状晶为主，这是由于钛合金导热性较差、β 相极易过热且快速长大，在熔合线附近母材通过联生结晶、外延生长形成。β 晶粒内部分布着大量针状α'马氏体，这种组织的形成是由于钛合金焊接过程中在较高温度的β 区停留时间不足、冷却速度过快所致。

图8 为钢侧不同激光光束偏移量下V/Fe 焊缝界面的显微组织照片，经过成分线扫可知不同偏移量下界面层的厚度不同，钢侧偏移量为0.3 mm 时，界面层厚度为35.8 μm，当偏移量为0.4 mm 时，界面层非常薄，原因为偏移量太大，界面处热输入不够高，而V 的熔点较高，导致熔化量较小，未能形成良好的焊接接头。

图8 钢侧不同激光光束偏移量下V/Fe 焊缝界面的显微组织照片Fig.8 Microstructure of V/Fe weld interface at different laser beam offsets on steel side

图9 为钒/钢界面处的扫描电子显微镜照片，对A、B 两点进行EDS 能谱分析，各个元素的原子分数见表2。由表2 可以发现，靠近不锈钢与钒的界面处，钒的摩尔分数为35.55%，远离焊缝界面处钒的摩尔分数降至19.59%。根据Fe-V 二元相图推断，虽然有形成σ 相的可能，但由于激光焊本身快速冷却的特点，不发生固相反应，界面层的成分为铁基固溶体，同时根据力学性能的分析，也证明了界面处不存在脆性相。

表2 不锈钢/钒焊接界面的元素含量Table 2 Element content of stainless steel/vanadium welding interface %

3 结论

1）纯钒作为中间层材料能实现钛合金和不锈钢的高强度焊接，钒层阻止了钛-铁的直接接触，从而避免了脆性金属间化合物的生成，同时，钒/铁界面不形成σ 相。

2）激光光束偏移量对焊件的抗拉强度有很大的影响，通过调整焊接工艺，最佳焊接工艺下焊件的最大抗拉强度达到了406.9 MPa，断裂位置在钒/钢界面，属于韧性断裂。

3）最佳的焊接工艺为：第一道激光首先焊接钛合金和钒，激光功率为3 500 W，焊接速度为1.0 m/min，激光光束偏向钛合金侧0.2 mm；第二道激光焊接钒和不锈钢，激光功率为3 500 W，焊接速度为1.0 m/min，激光光束偏向不锈钢侧0.3 mm。