1、引言
钛合金、不锈钢鉴于各自所具备的优良性能，成为广泛应用的重要金属。在某些特殊的工作场景中，诸如在核动力装备中需要使用钛合金与不锈钢的复合构件，其连接接头的服役条件恶劣，需满足高温、高压环境下长期安全使用且具备较强抗腐蚀能力，因而要求具备优质的钛/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异，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发开裂形成裂纹，无法形成高质量焊接接头。因此减少焊缝中Ti、Fe含量抑制 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连接的突破点[1-5]。为了解决上述问题，多采用在钛合金与不锈钢之间添加合适的中间过渡材料，对 Fe、Ti元素扩散进行抑制以此消除金属间化合物改善接头性能。中间过渡层的选取又赖于其与 Ti 和 Fe 的冶金相容性等要素。可查阅到的钛合金与不锈钢之间连接方法主要包括钎焊、扩散焊、摩擦焊、电子束焊和激光焊等。其中钎焊、扩散焊和摩擦焊的制备工艺较为复杂，无法满足不同焊接结构的技术要求及大规模生产。随着激光焊、电子束焊技术的逐步完善，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，使其应用受到限制，而激光焊技术具有高可控性、局部热源集中、热影响区范围小等特点，同时在制造效率、灵活性等方面优势明显[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，将解决产品制造瓶颈，产生可观的经济效益。
诸多科研工作者采用 Cu、Ni、Nb 及 Zr 等金属作为过渡材料尝试实现钛/钢的连接[12-15]。其中钒(V)作为一种潜在的备选材料，其自身不仅具有较好的强度及延展性，且在耐腐蚀性能方面表现优异。同时 V 与 Ti 可形成连续固溶体，V 与 Fe 也具有较大的固溶度。余腾义等[16]以条状 V 金属作为中间层，采用钛合金+激光焊缝 1+V金属条+激光焊缝 2+不锈钢的双道激光焊方式，以及吉林大学张岩采用相同的连接方式，在优化工艺后制备钛合金/不锈钢接头的抗拉强度均取得一定的成果。
作为当下一种先进的制造技术，激光熔覆是利用高能密度激光束使熔覆材料与金属基材一同快速熔凝,形成与基材表面冶金结合良好熔覆层的一种表面改性技术。该技术具有热源集中、低稀释率及成形优良可控等特点，可以制备出具有一定冶金、力学或物理性能的过渡金属层。尤其对于物理、化学性能存在较大差异的不同金属有较强的同化作用[18-19]，有利于异种金属连接的研究。
本工作区别于以往的钛/钢连接方式，首先采用激光熔覆在 Ti-4Al-2V 钛合金端面制备一定厚度的 V 过渡层，研究激光熔覆过程的工艺特点、V 熔覆层形貌及成分分布等，而后对熔覆试样进行消应力处理+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 过渡层避免 Ti 与 Fe 之间发生冶金反应，分析验证该复合连接构件的结构特征、力学性能等指标。
2、实验
所用激光熔覆设备主要包含 MFSC 6 kW 激光器及快速熔覆喷嘴，图 1 为独立设计的熔覆喷嘴。
喷嘴采用同轴送粉，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小颗粒熔滴的形态，制备过程的能量分配方式更加趋于合理，可以提升加工效率，改善熔覆质量、扩展熔覆基材的选材范围。
实验所用原料包括 Ti-4Al-2V 钛合金、06Cr18Ni11Ti不锈钢及纯 V 粉末。表 1、表 2 分别为 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理,包括机械磨抛及超声波清洗,接下来将装配完成的上述工件在两侧端头分别点焊固定。而后将其置于工艺平台上并调整方位，保证熔覆过程中工件的待熔覆端面与熔覆喷嘴间的高度间隙(保证离焦量相同)及直线度的一致;步骤二，在工件上端面采用多层多道的方式激光熔覆制备 V 过渡层;步骤三，熔覆过渡层整体厚度达到要求后，对该试样采用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理;步骤四,对试样进行机械加工保证熔覆金属各表面光洁平整，并对试样再次进行清洗。
最后,将清洗完成后的钛合金+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保护，见下图 3 所示。
熔覆过程中送粉保护、同轴保护气及脱罩保护气均采用 99.999%的高纯氩气,进行多层多道熔覆过程中所用工艺参数见表 3 所示。其中,送粉保护气(powder feeding protective gas),简称 PFPG;同轴保护气(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%)
| Ti | Al | V | Si | Fe | N | Zr | C | Other |
| 92.5 | 4.64 | 2.23 | <0.01 | 0.069 | <0.003 | <0.005 | 0.006 | <0.30 |
表2 06Cr18Ni11Ti不锈钢的化学成分
Table 2 Chemical composition of 06Cr18Ni11Ti stainless steel(wt%)
| C | Si | Mn | S | P | Cr | Ni | Ti | V | Cu | 0 | Fe | Mg | Al |
| 0.022 | 0.53 | 0.88 | 0.001 | 0.03 | 17.44 | 9.09 | 0.24 | 0.13 | 0.01 | 1.20 | 67.62 | 0.025 | 0.045 |
焊接设备采用锐科 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。
采用 Carl Zeiss Axio Imager M2m(OM)光学显微镜对熔覆层及焊接接头截面形貌进行观察;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形貌分析;德国布鲁克 D8 ADVANCE 型号 X 射线衍射仪进行物相分析;INSTRON 5982 电子万能拉伸试验机进行抗拉强度测试,加载速率为 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 型热处理炉，对熔覆后的钛合金+V 过渡层试样进行消应力处理;Wilson VH1102 维氏硬度计测量焊接接头的显微硬度分布，测试间隔为 0.5mm，加载载荷为 2.94N，保压时间 15s。
表3 激光熔覆工艺参数
Table 3 Laser cladding process parameters
| Number of layers | Power/kW | Powder feeding speed/r·min-1 | Scanning rate/mm·s-1 | Defocus amount/mm | PFPG flow rate/ L·min-1 | CPG flow rate/ L·min-1 | Spot diameter/ mm |
| 1-6 | 3.5 | 0.9 | 9 | +5 | 15 | 20 | 4 |
| 7-16 | 3.6 | 0.8 | 9 | +5 | 15 | 20 | 4 |
表4 激光对接焊工艺参数
Table 4 Process parameters for laser butt welding
| Power/kW | Defocus amount/mm | Welding speed/mm·s | Swing frequency/Hz | Swing amplitude/mm | Offset/mm |
| 2.6 | -1 | 13 | 300 | 0.6 | 0.4 |
3、结果与分析
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，熔覆金属表面均匀铺展呈现银白色金属光泽,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渐降低，V 含量逐渐升高，图4 为根据 EDS 检测结果表征的熔覆层近表面 Ti、V 两主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)。
依据对多个熔覆试样测试结果发现，当 V 熔覆层厚度达到 6.8mm 时，熔覆金属上端近表面 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继续增加，Ti 含量并没有持续降低，Ti、V的含量仅在极小的范围内反复波动，见图 4。为了 V 熔覆试样与不锈钢焊接时保证焊缝中 Ti 含量控制至最低，加之考虑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 层厚度应控制在 8±0.5mm为宜。
图 5 为钛合金母材上 V 熔覆金属的宏观形貌。在熔覆方向上的不同区域，因所含钛合金元素及 V 含量存在差异而呈现出不同的组织形貌。熔覆金属中距离钛合金母材较近的部位，主要以粗大的柱状晶为主，这是由于 Ti-4Al-2V 导热性较差，组织极易过热而快速生长;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 含量升高到一定程度时，柱状组织消失转而呈现出 V 单质的形貌特征。经 EDS 检测获知第 5 层熔覆金属中 V 含量达到约 92wt%，鉴于 V 具有优良耐腐蚀性使得界面无法呈现出清晰的组织特征。
3.2焊接接头宏观形貌
图 6 为钛合金+V 熔覆层试样与不锈钢焊接接头的宏观形貌。激光束施焊过程中不锈钢与部分熔化的 V 熔覆层形成焊缝，未熔化的 V 层起到屏蔽过渡作用。焊缝中未发现气孔、裂纹等焊接缺陷。
图 6 可见，位于焊缝两侧的不锈钢、V 熔覆层熔合界面，V 层一侧的熔合比明显小于不锈钢侧。不仅是由于 V 作为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中采用将激光束向不锈钢一侧偏移所致。这是因为当焊缝中 V 含量达到一定范围时，V 与不锈钢中的 Fe 元素可能形成 FeV 金属间化合物(σ 相)。为了控制 V 在焊缝中的熔合比进而抑制 σ 相的析出，施焊过程中采用将激光束向不锈钢一侧偏移 0.4mm。
3.3焊接接头微观组织
采用光学显微镜对焊缝与不锈钢、焊缝与 V 熔覆层的结合界面分别进行分析，见图 7、图 8。
图 7 为不锈钢母材与焊缝结合界面的微观形貌，界面区域未发现裂纹等缺陷存在，说明 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、热影响区与母材 3 个组织特征不同的区域。其中，热影响区(HAZ)宽度在 0.2~0.3mm，HAZ 内的奥氏体呈现明显长大的柱状组织，母材通过联生结晶向着焊缝中心外延生长。
图 8 为 V 熔覆层与焊缝结合界面微观形貌，在界面附近未发现存在缺陷，但在界面上沿着熔合线分布着宽度很小的深色带状组织。为了进一步确定该区域的形貌、成分分布及物相组成，采用扫描电镜、EDS 及 XRD 对带状组织所在位置及其他区域进行深入研究。
图 9a~9c 分别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形貌。
图 9a 所示，在扫描电镜下可见宽度为 3~5μm 分布于焊缝与 V 熔覆层结合界面处的带状组织;图 9b 为焊缝中心位置的组织形貌，该区域显示为形状不规则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伸。
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，结果见表 5 所示。
根据表 5 所示，焊缝中主要组成相为 V+(Fe,Cr)，即(Fe,V)固溶体。分析认为:由于 V 熔覆试样与不锈钢进行激光焊接时采用向不锈钢一侧偏移 0.4mm，导致焊缝中 V 层的熔合比变小，仅在与 V 层临近的界面区域 V 元素的浓度较高。即使焊接过程激光以高频率的旋转轨迹行进，对液态熔池施加一定的搅拌作用，但由于 V 的熔化量有限，使得焊缝中距离 V 层距离稍远的区域为贫 V 区。基于 Fe-V 相图和参考文献[20-23]获知，在 Fe-V 体系中仅当 V 含量在(34at%~60at%)区间内，(Fe,V)固溶体部分转化为 σ 相。表 5 中焊缝大部分区域中 V 的浓度不在该区间内，抑制了焊缝中 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 检测结果达到 59.6at%，满足生成 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 熔覆层结合界面分别进行 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 检测结果一致，见图 10 所示。分析认为:带状组织中主要的组成相为(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测试结果显示该区域 V 的浓度达到 51.6at%~59.7at%，恰好分布在生成 σ 相的(34at%~60at%)范围区间，因此判定带状组织中存在 σ 脆性相。
表5 焊缝不同区域EDS及XRD分析结果
Table 5 Results of EDS and XRD analyses in different areas of weld seam
| Region | Content of main element/at% | Main phase | ||||
| V | Si | Fe | Cr | Ni | ||
| Interface 1 | 59.6 | 0.4 | 28.6 | 7.5 | 3.0 | V+(Fe,Cr) |
| Weld seam | 10.5 | 0.8 | 55.4 | 15.3 | 6.7 | V+(Fe,Cr) |
| Interface 2 | 3.6 | 0.8 | 59.1 | 16.4 | 7.1 | (Fe,Cr) |
表6 焊缝与V熔覆层结合界面EDS分析结果
Table 6 EDS analysis results of the interface between weld seam and V cladding layer
| Sample | Content of main element/at% | Main phase | |||
| V | Si | Fe | Cr Ni | ||
| 1 | 59.7 | 0.3 | 22.5 | 5.7 2.1 | |
| 2 | 51.6 | 0.4 | 28.5 | 7.5 3.2 | V+(Fe,Cr) |
| 3 | 56.0 | 0.3 | 25.8 | 6.2 2.9 | |
3.4力学性能
表 7、表 8 分别为钛/钢焊接接头室温和高温(350℃)强度及冲击韧性的测试结果，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分别为 38.2J/cm2(焊缝中心)、102.6J/cm2(热影响区-V 熔覆层侧),167.6J/cm2(热影响区-不锈钢侧)。在室温、高温下的抗拉强度及冲击韧性均超过目标值，满足对于钛/钢异种材料构件在力学性能上的要求;同时焊缝的冲击性能要显著低于两侧的热影响区，分析认为由于焊缝中存在少量 σ 脆性相致使其成为整个接头区域中韧性薄弱区域。
3.5拉伸试样宏观形貌及断口微观形貌
图 11 为钛/钢焊接接头室温拉伸试样断裂宏观形貌，断裂位置位于 V 熔覆层上且呈现出韧性断裂特征的缩颈。说明焊缝与不锈钢、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:强度值较高的试样表现为韧性断裂且断裂位置均位于 V 熔覆层上，拉伸过程呈现出较大的拉伸位移;而强度值偏低的试样，拉伸断裂位置则位于焊缝，呈现为脆性断裂特征且拉伸位移较小。综上分析认为:想要获得高强度值的钛/钢焊接接头，需通过对熔覆工艺及焊接工艺的严格控制与优化，使得 V 熔覆层成为钛/钢接头中强度最薄弱的区域。
表7焊接接头室温和高温强度测试结果
Table 7 Test results of tensile strength of welded joints at room temperature and high temperature
| State | Sample | Test value/MPa | Average value/MPa | Target value/MPa |
| 1 | 542 | |||
| Room temperature | 2 | 551 | 537.3 | ≥500 |
| 3 | 519 | |||
| 1 | 423 | |||
| High temperature | 2 | 434 | 426.3 | ≥380 |
| 3 | 422 |
表8焊接接头冲击韧性测试结果
Table 8 Impact toughness test results of welded joint
| Sample | Gap position | Test value/J·cm-2 | Average value/J·cm-2 | Target value/J·cm-2 |
| 36.2 | ||||
| 1 | Weld seam | 33.5 | 38.2 | ≥15 |
| 45 | ||||
| Heat-affected zone | 98.4 | |||
| 2 | (V layer side) | 128 | 102.6 | ≥15 |
| 81.3 | ||||
| 160 | ||||
| 3 | Heat-affected zone (stainless steel side) | 172.5 | 167.6 | ≥15 |
| 170.4 |
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构成，图 12b 呈现出中心以韧窝为主，上下两侧准解理的特征，图 12c 则为上韧窝、下解理的形貌。
通过断口不同部位 SEM 形貌分析总结发现:大部分区域的断裂面呈现为布满韧窝的韧性断裂特征，佐证了拉伸过程出现缩颈现象;同时,在断口局部位置存在着韧窝+解理或准解理的混合断裂特征。综上说明，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消应力处理对V熔覆层残余应力的影响
鉴于 V 过渡层采用多层多道激光熔覆制备而成，熔覆金属中会存在较大的残余应力。为了优化钛/钢焊接接头的力学性能，对同一熔覆试样进行消应力处理对比分析，验证消应力处理前、后熔覆层上残余应力的变化。消应力处理采用在热处理炉中对钛合金+V 熔覆层试样进行后热，热处理工艺为 260±15℃，保温时间 12h;炉内升温/降温速率需控制在≤56℃/h，随炉冷却。
采用 XRD 对 V 熔覆层上端面(待焊端面)的残余应力进行测试，检测结果见表 9(采用 XRD 检测残余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 熔覆层上端面残余应力始终显示为压应力;消应力处理后熔覆层纵向上的残余应力下降了约 30%，横向残余应力下降约 16%。分析认为:采用多层多道熔覆制备过程中，激光的高能量输入导致熔覆层与基材及相邻两道熔覆层之间形成显著的温度梯度，快速冷却的熔覆层收缩时受到周围金属的限制，导致在熔覆层中产生压应力。消应力处理对于消减残余应力的效果显著，有利于降低与不锈钢焊接前 V 熔覆层内部的初始应力，控制后续焊接过程中焊缝因应力叠加而出现裂纹的萌生及扩展。
为了进一步验证消应力处理对于接头抗拉强度的影响，将 3 个在相同工艺下制备的钛合金+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分，将其中 1/2 试样在未经消应力处理下与不锈钢进行焊接，另外 1/2 试样在经消应力处理后与不锈钢进行激光焊(焊接工艺参数见表 4)，而后分别对上述试样进行室温强度测试，结果见表 10。
如表 10 所示，经过消应力处理的钛合金+V 熔覆试样的接头强度，相较于 V 层未经过消应力处理的试样，其抗拉强度提升约 20%;同时，未经消应力处理试样的拉伸断裂位置均位于焊缝，且断裂形式为脆性断裂，最大拉伸位移约为 7mm;经过消应力处理的试样则断裂在 V 熔覆层上且呈现出缩颈的韧性断裂，最大拉伸位移在 13mm 以上。综上，消应力处理不仅影响着焊接接头的力学性能，同时直接决定着接头拉伸过程中的断裂位置及断裂形式。
表9V熔覆层上端面消应力处理前、后的残余应力
Table 9 Residual stress before and after stress relief treatment(SRT) on the upper end face of V cladding layer
| State | Direction | Normal stress/MPa |
| Before SRT | 0°(vertical) | -1097.0±64.0 |
| 90°(horizontal) | -941.0±89.3 | |
| After SRT | 0°(vertical) | -759.5±122.1 |
| 90°(horizontal) | -791.5±104.6 |
表10消应力处理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
| Sample | Tensile strength/MPa | |
| Without SRT | With SRT | |
| 1 | 435 | 542 |
| 2 | 393 | 507 |
| 3 | 432 | 514 |
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，以钛合金母材为起始点，每间隔 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，随着厚度的增加 V 层上的硬度值呈现下降的趋势;当过渡到焊缝区域时硬度值突然跃升达到整个接头的最高(焊缝区域硬度均值达到 343HV0.5)。分析认为:除了由于激光焊接过程的热循环作用，依据 Ustinovshikov 等人[22]的研究，还要归因于焊缝中存在少量 σ 相。相较于张岩[17]采用其他方法制备的 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释放接头的焊接应力，也间接证明了焊缝中 σ 脆性相含量实现有效控制。
4、结论
1)采用激光熔覆在 Ti-4Al-2V 端面制备 V 过渡层，EDS 测试结果显示:当 V 层厚度达到 6.8mm 时，其近表面 Ti 含量为 0.18wt%~0.22wt%，V 的成分占比约为 98wt%;随着熔覆厚度的继续增加，熔覆层中 Ti、V 及其他元素的含量不再发生趋势性的改变，仅在极小范围内波动。
2)利用振镜激光焊制备的钛合金+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陷。检测结果显示焊缝中绝大部分区域组织为(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 结果分析判定该带状组织为(Fe,V)固溶体+σ 相。
3)采用本工艺制备的钛/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 熔覆层上并呈现出明显的缩颈;冲击韧性均值分别为 38.2J/cm2(焊缝中心)、102.6J/cm2(热影响区-V 熔覆层侧)，167.6J/cm2(热影响区-不锈钢侧)。位于 V 熔覆层上的拉伸断口形貌绝大部分区域为韧窝，局部区域为韧窝+解理或准解理。说明韧性与脆性断裂同时存在，以韧性断裂为主。
4)对同一件钛合金+V 熔覆试样的待焊端面，在消应力处理前、后分别进行残余应力测试，结果显示:消应力处理后的 V 熔覆层，纵向残余应力下降了约 30%，横向残余应力下降约 16%。经对比试验发现:V 熔覆试样经过消应力处理的焊接接头，抗拉强度相较于未经热处理的试样有了 20%左右的提升;且未经消应力处理的试样拉伸过程中呈现脆性断裂，断裂位置位于焊缝;而经过消应力处理的拉伸试样断裂在 V 熔覆层上，断口显示为韧性断裂特征。
5)对钛/钢焊接接头进行显微硬度分析,结果显示 V 熔覆层硬度值随着厚度的增加整体呈现下降的趋势，整个接头的硬度值在焊缝处达到最高(均值为 343HV0.5)。分析认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 相也是因素之一。与同类文献对比发现，焊缝位置 343HV 的硬度值相较其他方法有了近 40%的下降，不仅说明 V 过渡层的存在有利于缓解焊接接头内应力，也间接证明了焊缝中 σ 相含量得到有效控制。
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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性能研究_李洋）
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