0.   序言

α-钛合金具有优异的蠕变抗性、抗氧化性及焊接性，而(a + β)-钛合金具有良好的塑性及耐腐蚀性能，近α-钛合金是一种以α相固溶体为基体，稳定状态下含2% ~ 8%的β相，β区急冷后含8% ~ 15%β相的钛合金. 该合金兼具了α-钛合金优良的高温强度、焊接性能和(a + β)-钛合金优良的高温塑性、耐腐蚀性^[1]. TA15作为典型的近α-钛合金在高温环境下具有良好服役性能，在飞机发动机零部件、焊接承重部件和形状复杂的大型集成部件中有优异表现.304不锈钢(304 stainless steel，304SS)作为一种应用广泛的铬-镍不锈钢，由于内部氧化铬区和外部氢氧化铬区一起形成了钝化膜区^[2]，因而具有较高的耐腐蚀性，同时拥有相对较低的成本和良好的耐热性及加工性能，被广泛用作工程结合材料^[3]. 解决TA15/304SS连接问题，可以将TA15的轻质、优良的焊接性能、高温强度及塑性与304SS的耐腐蚀性和优良的成形性相结合，是该类钛合金在飞行器发动机叶片、石油钻机配件、化工管道及生物医学等领域应用的基础，具有非常重要经济和工程意义^[4].

电弧焊^[5]、激光焊^[6]等传统的熔焊技术目前已被尝试应用于钛/钢异种金属的焊接，然而异种金属之间的导热系数及膨胀系数存在显著差异^[7]，使得其接头存在残余应力和不均匀微观结构，焊接上的困难限制了其连接件的生产应用^[8]. 真空扩散焊是一种可用于异种材料连接的固相焊方法，能有效避免大气成分对接头的不利影响. Ghosh等人^[9]研究了不同温度下TC4/304LSS真空扩散焊，发现Fe，Cr，Ni主要向Ti合金扩散，温度升高会导致接头加速变形和扩散，有助力学性能的提升，但随着焊接温度进一步增加，结合强度逐步降低；Velmurugan等人^[10]在650 ℃ ~ 800 ℃的较低温度下对TC4和双相不锈钢进行了30 min的扩散连接，在界面处形成了α-Fe + λ(Fe₂Ti + Cr₂Ti的固溶体)、λ + FeTi和β-Ti，在较高温度下，结合区宽度也逐渐增加. 在早期研究中，周荣林等人^[11]在探索钛合金/钢扩散焊最佳焊接工艺时，在焊接温度880 ℃，保温时间30 min，焊接压力10 MPa下得到的最佳抗剪强度仅为74 MPa；He等人^[12]在研究TC4/18Cr-10Ni不锈钢时发现在焊接温度850 ℃时，接头抗剪强度最大仅仅达到72 MPa；Vigraman等人^[13]在研究TC4和S304时，将焊接温度作为变量，发现焊接温度的变化对接头力学性能的影响显著，在较低温度875 ℃时，由于界面元素扩散反应及冶金程度较低导致接头拉伸强度仅为98 MPa；高旺旺^[14]在研究TA2/S316扩散焊时，保温时间80 min，焊接压力5 MPa不变的情况下，焊接温度从910 ℃升至970 ℃时，接头抗剪强度先升高后降低，在940 ℃时达到最大110.47 MPa，通过前者研究，发现焊接工艺的改变对接头的力学性能产生了显著影响. 目前国内外的钛/钢扩散焊研究大多选择TC4等双相Ti合金，系统地研究了焊接温度对接头的元素扩散、组织形貌及力学性能的影响，然而对于TA15等近α-Ti合金焊接研究则多集中在传统熔焊，对于TA15/304SS的真空扩散焊更是处于探索阶段.文中利用真空扩散焊，探究焊接温度及焊接时间对接头显微组织及力学性能的影响，从而为后续的研究及工程应用提供参考.

1.   试验方法

文中所用材料为TA15钛合金以及304SS，两种材料统一加工为正方形板件，其板件为30 mm × 30 mm × 5 mm，化学成分见表1和表2. 对边长为30 mm的TA15和304SS进行焊前磨抛和酒精清洗直至出现无尘镜面，设置焊接温度为850 ~ 950 ℃，温度间隔为50 ℃，保温时间为80 min，压力为10 MPa，设置焊接保温时间为50 ~ 110 min，时间间隔为30 min，焊接温度为900 ℃，压力为10 MPa. 在真空环境下，用CVI超高温真空扩散焊接炉对TA15/304SS板件进行焊接，试样组装如图1所示，焊接完成后，用线切割截取30 mm × 5 mm金相试样，进行粗磨、细磨、抛光然后腐蚀，其中，TA15选用HF∶HNO₃∶H₂O = 1∶2∶10配比的腐蚀溶液进行腐蚀，采用ZEISS公司Ario Imager.M2m型金相显微镜观察不同参数接头试样显微组织，采用FEI公司QUANTA 250型扫描电子显微镜(scanning electron microscope，SEM)及THERMOFISH公司Noran System 7能谱仪(energy dispersive spectrometer，EDS)，对不同参数试样的微观形貌及相关元素扩散情况进行观察与分析，采用MTS SYSTEMS公司CMT5105型电子万能力学试验机对不同参数试样进行室温压缩剪切试验，压缩速率为1.11 mm/min，相同参数下的试样测3次取平均值，并采用FEI公司QUANTA 250型扫描电子显微镜，Noran System 7能谱仪及Bruker公司D8 ADVANCE型X射线衍射仪(X-ray diffractometer，XRD)对不同参数试样剪切断口形貌进行观察与分析，压缩剪切装配图如图2所示.

表  1  TA15化学成分(质量分数，%)

Table  1.  Chemical compositions of TA15

Al	V	Zr	Mo	Si	杂质	Ti
7.06	1.40	2.06	1.36	0.026	≤0.3	余量

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表  2  304SS化学成分(质量分数，%)

Table  2.  Chemical compositions of 304SS

C	Mn	P	S	Cr	Si	Ni	Fe
≤0.08	≤2.0	≤0.045	≤0.03	18.0 ~ 20	≤0.8	8.0 ~ 11.0	余量

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图  1  TA15/304SS真空扩散焊接装配示意图

Figure  1.  Schematic diagram of TA15/304SS vacuum diffusion welding assembly

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图  2  TA15/304SS真空扩散焊接试样压缩剪切示意图(mm)

Figure  2.  Schematic diagram of compression and shear of TA15/304SS vacuum diffusion welding specimens

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2.   试验结果与讨论

2.1   焊接温度及焊接时间对接头微观形貌与组织的影响

图3和图4为不同焊接温度及焊接时间下的接头金相，所有接头从左至右可依次分为Ⅰ、Ⅱ、Ⅲ、Ⅳ、Ⅴ 5个部分. Ⅰ区为304SS基材；Ⅱ区为一条细长的黑色腐蚀带及部分未焊合孔洞，是腐蚀后的TA15/304SS接头焊缝区域；Ⅲ区在靠近焊缝处，出现了一层光滑平整的β-Ti稳定区域，在逐渐远离焊缝区则出现了针状α-Ti和β-Ti双相共存的区域Ⅳ区；Ⅴ区为TA15的初始等轴α-Ti相. 李明兵等人^[15]研究发现在高温环境下，随着温度持续升高，TA15的α相尺寸将增大且沉淀强化作用将明显减弱，这会显著降低位错运动的阻力使钛合金强度大幅度下降. 图3中当焊接温度持续升高时，可以观察到TA15母材侧的等轴α-Ti晶粒尺寸明显增大，说明焊接温度过高会对母材性能产生一定的不利影响，而图4随着焊接时间的增长，TA15母材侧的等轴α-Ti晶粒尺寸没有发生明显增大，因此焊接时间的增长可能对母材的性能影响较小.

图  3  80 min和10 MPa在不同焊接温度的接头金相形貌

Figure  3.  Metallographic of joints with different welding temperature at 80 min and 10 MPa. (a) 850 ℃; (b) 900 ℃; (c) 950 ℃

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图  4  900 ℃和10 MPa在不同焊接时间的接头金相形貌

Figure  4.  Metallographic of joints with different welding times at 900 ℃ and 10 MPa. (a) 50 min; (b) 80 min; (c) 110 min

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图5和图6为不同焊接温度及焊接时间下形成的接头SEM形貌，随着焊接温度及焊接时间的增长，接头元素扩散区域(β-Ti区)逐渐增大，当焊接温度从850 ℃升高至900 ℃时，扩散区宽度增加了60%；从900 ℃升高至950 ℃宽度增加43%，当保温时间从50 min升高至80 min时，扩散区宽度增加了85%；当时间从80 min升高至110 min时宽度仅增加了7%. 根据Nakajima等人^[16]研究可知，Fe，Cr，Ni在单晶α-Ti的扩散率比Ti的扩散率高约3 ~ 5个数量级，当温度和时间升高到一定程度时，扩散程度会有不同程度减缓，结合扩散距离，焊接温度更能促进元素的扩散.

图  5  80 min和10 MPa在不同焊接温度的接头SEM形貌

Figure  5.  SEM of joints with different welding temperatures at 80 min and 10 MPa treatment. (a) 850 ℃; (b) 900 ℃; (c) 950 ℃

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图  6  900 ℃和10 MPa在不同焊接时间的接头SEM形貌

Figure  6.  SEM of joints with different welding times at 900 ℃ and 10 MPa. (a) 50 min; (b) 80 min; (c) 110 min

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由图5(a)和图6(a)中的焊缝区观察发现，焊接温度或焊接时间较低时，元素扩散有限，接头产生较大不连续孔洞，随着温度及时间的逐渐增长，如图5(c)和图6(c)在焊缝界面观察到逐渐增加的反应物层. 图7为不同焊接温度下接头元素扩散图，当温度在850 ℃时，界面扩散梯度较小，反应物层较浅，随着温度升高时，界面元素Fe，Ti，Cr浓度梯度变化增大，这表明反应物层的增多，在反应物层中可能产生了不同类型的金属间化合物(intermetallic compounds，IMCs). 选取焊缝区反应物层明显的950 ℃接头进行分析，将焊缝区域根据形象差异具体分为1，2，3，4四层区域，其各层典型形貌及成分EDS如图5(c)及表3所示，分析发现第1层浅色阴影区元素原子含量为69.17%Fe，1.32%Ti，9.85%Ni，19.48%Cr，0.11%Al，0.07%V，该区域为304SS与TA15初始接触区域，结合线扫描元素分布及成分含量可证明在这个焊合界面处存在Cr的富集，Cr的富集是由于上坡扩散特性即Cr的扩散是通过活性扩散而不是浓度梯度扩散^[17]，结合Fe-Cr-Ni相图所知，Fe，Ni，Ti的存在及Cr的富集可以使试样冷却后保证高温铁素体(σ-Fe)相的稳定，故判断该浅色阴影区域可能存在σ-Fe^[18]；第2层元素的原子含量为40.61%Fe，42.22%Ti，13.39%N，2.63%Cr，0.55%Al，0.60%V，结合元素形貌及成分分析该区域可能存在Fe₂Ti，FeTi化合物；第3层元素的原子含量为13.72%Fe，73.32%Ti，3.53%Ni，2.39%Cr，4.96%Al，2.08%V，结合形貌分析该区域可能存在Ti基体固溶体和FeTi化合物；第4层元素的原子含量为10.86%Fe，75.71%Ti，4.58%Ni，1.57%Cr，5.35%Al，1.93%V. 由Fe-Ti，Ni-Ti和Cr-Ti的二元相图可知，Fe，Ni和Cr在近α-Ti中的溶解度分别为0.047%、0.3%和0.2%，而在β-Ti中的溶解度分别为24.7%、12%和100%. 这些强β-Ti稳定元素在Ti合金晶格中的迁移可以降低α-Ti到β-Ti的转变温度，从而增强Ti的共析转变，使试样冷却过程中形成β-Ti^[19]，结合形貌分析判断该区域可能存在β-Ti相及部分FeTi化合物.

图  7  80 min和10 MPa在不同焊接温度下处理下的接头元素线扫描

Figure  7.  Line scan of joint elements at different welding temperatures of 80 min and 10 MPa. (a) 850 ℃; (b) 900 ℃; (c) 950 ℃

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表  3  图5(c)接头焊缝区元素含量(质量分数，％)

Table  3.  Joint weld area element content in Fig 5(c)

层数	Fe	Ti	Ni	Cr	Al	V
1	69.17	1.32	9.85	19.48	0.11	0.07
2	40.61	42.22	13.39	2.63	0.55	0.60
3	13.72	73.32	3.53	2.39	4.96	2.08
4	10.86	75.71	4.58	1.57	5.35	1.93

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在不同焊接时间中，选取焊缝区较宽的110 min参数接头进行分析，为进一步观察焊缝区元素扩散现象，图8为900 ℃，110 min，10 MPa接头焊缝区的元素扩散，发现Fe，Cr，Ni元素在扩散到TA15过程中，未呈现连续变化趋势，而是在焊缝处出现元素聚集现象，这进一步证明了化合物相的存在，其焊缝区各层典型成分EDS如图6(c)及表4所示. 第1层的深色区域的原子含量为67.10%Fe，1.95%Ti，0.79%Ni，28.73%Cr，0.76%Al，0.67%V，该区域存在Cr原子的富集，判断该区域为高温铁素体(σ-Fe)；第2层和第3层的原子含量分别为63.47%Fe，10.28%Ti，0.10%Ni，25.13%Cr，0.82%Al，0.20%V；39.35%Fe，49.25%Ti，6.41%Ni，2.71%Cr，2.04%Al，0.24%V，Fe和Ni在Ti中扩散较深，由成分元素分析可能在第2层形成了Fe₂Ti和Cr₂Ti化合物，在第3层形成了FeTi化合物和β-Ti固溶体；其中第4层成分被鉴定为β-Ti相，结合表3及表4可以发现随着焊接温度和时间的增长，Fe，Cr，Ni在Ti中的扩散活性增加，β-Ti层明显增长，而在离焊缝区较远位置均形成马氏体相.

图  8  900 ℃，10 MPa和110 min接头焊缝区元素线扫描

Figure  8.  Scanning of elemental lines in the weld seam area at 900 ℃, 10 MPa, and 110 min

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表  4  图6(c)接头焊缝区元素含量(质量分数，％)

Table  4.  Joint weld area element content in Fig 6(c)

层数	Fe	Ti	Ni	Cr	Al	V
1	67.10	1.95	0.79	28.73	0.76	0.67
2	63.47	10.28	0.10	25.13	0.82	0.20
3	39.35	49.25	6.41	2.71	2.04	0.24
4	4.69	69.80	9.88	2.58	7.32	5.73

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2.2   焊接温度及焊接时间对接头力学性能影响

图9为不同焊接参数接头抗剪强度，图9(a)中焊接温度从850 ℃升高到950 ℃，接头的抗剪强度先升高后降低，当焊接温度在900 ℃时，接头强度达到108 MPa，验证了通过改善工艺，促进力学性能的提升，达到相对较好的力学结果. 图10为不同焊接温度下接头压缩剪切断口位置SEM，可以观察到所有试样都是从焊缝处断开，温度为850 ℃时试样断口平整，断裂位置源于接头孔隙处；焊接温度升至900 ℃时，断口形貌层次不齐，由于IMCs的显著增长，断裂位置发生了变化，其断裂位置在第1层(σ-Fe相)和第2层(Fe₂Ti + FeTi)发生并向第4层(β-Ti)蔓延；随着温度进一步升至950 ℃时，断裂位置则完整断裂在第1层(σ-Fe相)与第2层(Fe₂Ti + FeTi)，这是由于温度进一步升高，σ-Fe相与IMCs进一步增多，由于σ-Fe相较脆，在焊接过程中容易引发脆性裂纹，导致大量孔洞和缺口产生. 图11为不同焊接温度下两种材料的接头断口表面形貌，当焊接温度为850 ℃时，TA15和304SS的断口形貌较为平整，有明显平坦河流花样和解理台阶，在断口放大处有光滑小平面，呈现典型沿晶断裂^[20]，这是典型的脆性断裂特征；当焊接温度升至900 ℃时，TA15和304SS的断口形貌组成较复杂，TA15侧和304SS侧断口既有明显的河流状和解理棱，在局部图中又有部分韧性断裂特征的蜂巢状韧窝存在，这表明焊接接头具有一定的韧性，TA15侧韧窝小但密集，表面有微孔洞分布，304SS侧韧窝大且分布广泛，有较大孔洞分布；当焊接温度进一步升高950 ℃时，TA15侧断口呈现典型脆性特征，蜂巢状韧窝变得更少，表面由解理面和大量光滑平面组成，304SS侧断口形貌为准解理脆性断裂，由解理面及面积较大的光滑平面组成，同时伴随有大量孔洞产生. 根据Kundu等人^[21]研究发现在950 ℃下钛钢的扩散速度差异变大，这会导致界面上的元素流动不平衡，由Kirkendall效应形成空隙^[22].因此温度的升高有助于元素的扩散，但也可能导致元素扩散系数的差异变大，随着温度升高，304SS侧断口孔洞逐渐增多，这和高温导致的元素扩散差异较大及脆性σ相增多有关. 表5为不同温度下接头TA15侧断口面EDS元素分析，当温度升高至900 ℃，断口表面存在Fe(50.20% ~ 54.17%)，Ti(22.33% ~ 33.20%)，Cr(8.13% ~ 15.45%)和Ni(4.58% ~ 5.12%)，结合断口断裂位置判断，此处区域应含有Fe₂Ti，FeTi及Cr₂Ti混合物的存在；当温度继续升高至950 ℃，断口表面存在Fe(55.20% ~ 59.05%)，Ti(14.20% ~ 20.93%)，Cr(16.45% ~ 22.90%)和少量Ni(1.56% ~ 2.33%)，与900 ℃断口面元素对比发现，Fe及其Cr元素含量进一步上升，结合断口断裂位置判断，此处区域为Fe₂Ti，Cr₂Ti和σ-Fe相. 图12为不同焊接参数下TA15侧断口面XRD分析，图12(a)证明了不同温度断口面存在的不同物相，可以发现在850 ℃存在较少分层相，Ti侧断口面多以α-Ti，β-Ti相存在. 在900 ℃下，断口面存在σ-Fe、Fe₂Ti、FeTi、Cr₂Ti、α-Ti和β-Ti等相，温度升高有助于σ-Fe相的析出，这和断口位置化合物层及TA15侧断口面EDS分析相对应. 当温度升高950 ℃时，Cr₂Ti的衍射峰增强，说明更多的Cr原子进入钛合金母材，致使更多的CrTi转化成Cr₂Ti，分析存在σ-Fe、Fe₂Ti、Cr₂Ti、α-Ti和β-Ti等相，这与图10断口面位置及表5断口面EDS对应.

图  9  不同焊接参数接头抗剪强度

Figure  9.  Joint shear strength under different welding parameters. (a) welding temperature; (b) welding time

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图  10  80 min,10 MPa在不同焊接温度的接头断裂位置

Figure  10.  Fracture location of joints at different welding temperatures of 80 min and 10 MPa. (a) 850 ℃; (b) 900 ℃; (c) 950 ℃

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图  11  80 min和10 MPa在不同焊接温度的接头断口形貌

Figure  11.  Fracture morphology of joints at different welding temperatures of 80 min and 10 MPa. (a) 850 ℃ TA15; (b) 900 ℃ TA15; (c) 950 ℃ TA15; (d) 850 ℃ 304SS; (e) 900 ℃ 304SS; (f) 950 ℃ 304SS

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表  5  80 min和10 MPa在不同焊接温度的接头断口面EDS(质量分数，%)

Table  5.  EDS of joint fracture surface under 80 min and 10 MPa treatment at different welding temperatures

温度 T/℃	元素
	Fe	Ti	Ni	Cr
850	45.53 ~ 48.95	27.50 ~ 30.19	3.37 ~ 4.72	9.05 ~ 14.14
900	50.20 ~ 54.17	22.33 ~ 33.20	4.58 ~ 5.12	8.13 ~ 15.45
950	55.20 ~ 59.05	14.20 ~ 20.93	1.56 ~ 2.33	16.45 ~ 22.90

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图  12  不同焊接参数下的接头TA15侧断口面XRD衍射图

Figure  12.  XRD diffraction diagram of the fracture surface of the TA15 side of the joint under different welding parameters. (a) welding temperature; (b) welding time

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图9(b)为50 ~ 110 min形成的接头抗剪强度，随着焊接时间从50 min升到80 min时，接头抗剪强度明显升高，当时间升至110 min时，抗剪强度小幅度降低，下降比例约为11%，说明保温时间增长到一定时，对接头的剪切性能影响显著减小. 图13为50 ~ 110 min下不同材料的接头断口表面SEM形貌，随着焊接时间从50 min升至110 min，接头断口面从无特征脆性断裂过渡到韧性-脆性混合断裂，在50 min焊接时间下接头断口表面具有无特征的脆性面，存在不规则形状微小空洞，这是由于较低时间导致焊接表面接触不均匀，合金元素的扩散行为非常有限，这也是在50 min下的焊接接头剪切力很低的原因之一. 随着焊接时间升高至80 min及以上时，焊接接触变得充分，当焊接时间升至110 min时，断口形貌发生进一步变化，TA15侧和304SS侧有明显大面积蜂巢状韧窝存在，在断口韧窝表面存在小球状颗粒物，这种颗粒相关研究称之为小孔形核^[23]，它的形成主要和金属间化合物及其第二相粒子有关，小孔形核会导致接头在此处产生脆性应力集中产生裂纹^[24]，这对接头的力学性能产生负面影响，进一步说明此接头断口形貌为韧性-脆性混合断裂.表6为不同焊接时间下TA15侧断口面EDS元素分析，随着时间的增长，Fe和Cr含量逐步上升说明元素扩散程度的加深，这也伴随IMCs含量的增多. 当时间提高至110 min，断口表面存在Fe(47.60% ~ 61.06%)，Ti(9.34% ~ 38.43%)，Cr(9.46% ~ 31.84%)和少量Ni(0% ~ 3.59%)，结合元素划分、组织及断口形貌分析，此处区域可能生成了Fe₂Ti，FeTi和Cr₂Ti化合物. 图12(b)为不同时间下TA15侧断口面XRD分析，证明了不同时间下，断口面存在不同物相. 在焊接时间较低时接头扩散不充分，界面主要以α-Ti，β-Ti相及Fe₂Ti为主，当保温时间升高至110 min时，结合断口面EDS分析，由于Cr元素的富集及其保温时间的延长，界面析出了σ-Fe相，这与元素划分形貌组织分析相对应，此外还出现了Fe₂Ti，Cr₂Ti化合物.

图  13  900 ℃和10 MPa不同焊接时间接头断口形貌

Figure  13.  Fracture morphology of joints with different welding times at 900 ℃ and 10 MPa. (a) 50 min TA15; (b) 80 min TA15; (c) 110 min TA15; (d) 50 min 304SS; (e) 80 min 304SS; (f) 110 min 304SS

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表  6  不同焊接时间在900 ℃和10 MPa断口面EDS(质量分数，%)

Table  6.  EDS of joint fracture surface under 900 ℃ 10 MPa treatment at different holding times

时间 t/min	元素
	Fe	Ti	Ni	Cr
50	3.48 ~ 20.24	62.57 ~ 79.09	1.93 ~ 11.86	1.19 ~ 1.67
80	50.20 ~ 54.17	22.33 ~ 33.20	4.58 ~ 5.12	8.13 ~ 15.45
110	47.60 ~ 61.06	9.34 ~ 38.43	0 ~ 3.59	9.46 ~ 31.84

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综上，在焊接温度或焊接时间较低时，材料表面未能实现紧密结合且元素扩散受到限制，因此接头强度较低. 当焊接温度和时间升高，接头表面的逐步塑形变形促进表面接触紧密和元素相互扩散，形成部分金属间化合物，这使剪切力学性能得到提升. 当焊接温度或时间进一步升高，由于元素扩散系数的差异增大且母材在高温下出现一定软化变形，导致TA15/304SS的焊缝处不紧密，同时脆性化合物分层及σ相较多使剪切性能下降.

3.   结论

(1)接头扩散区域宽度随着焊接温度的提高而增加，随着温度升高，元素扩散更加充分，接头孔洞逐渐减少且观察到逐渐增加的分层产物，经微观结构和元素分析表明，分层产物主要为金属间化合物组成的界面层，即σ-Fe(第1层)，FeTi + Fe₂Ti(第2层)，FeTi + β-Ti(第3层)和β-Ti(第4层).

(2)随着焊接温度升高，焊接接头的抗剪强度呈现先增高后降低的趋势，焊接温度在900 ℃时焊接接头达到最大的108 MPa，且剪切断口形貌呈现典型的脆-韧性混合断裂特征. 在900 ℃焊接参数基础上，随着焊接时间的提升，焊接接头的微观形貌和成分组织与提高焊接温度参数呈现相似规律，出现类似物相产物，增长焊接时间对接头的抗剪强度影响较小，断口出现以韧性为主的脆-韧性混合断裂特征.