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本文對不同材料焊接鈦合金的現(xiàn)狀進(jìn)行了總結(jié)；討論鈦及其合金同鋼、鋁合金、鎂合金、鎳基合金等的焊接，介紹用來提高焊接接頭強度的改性技術(shù)以及異種材料的焊接的進(jìn)展，對顯微組織、機械性能和斷裂特征等也進(jìn)行了綜述。

1.1.1 多個夾層

在一個實例中，使用與Ti-SS組合具有良好兼容性的多個夾層構(gòu)成了可行解決方案的基礎(chǔ)，以防止IMC的形成并提高接頭強度，使其與夾層的UTS相當(dāng)。采用由多層Ti(TA1)、Cu(HS201)和Fe(ER50-6)填料組成的多道窄間隙焊接技術(shù)，采用由Ti(TA1)、Cu(HS201)和Fe(ER50-6)填料組成的多層多通窄縫焊接技術(shù)，研究其對CP-Ti/Q235B雙金屬片間過渡區(qū)的相應(yīng)影響，常用于密封承壓焊接結(jié)構(gòu)。當(dāng)該工藝與GTAW相比時，過渡區(qū)的面積顯著減少，F(xiàn)Z的尺寸小1.5-2倍，從而導(dǎo)致所需的填料量減少，殘余應(yīng)力降低。Ning等人采用多通道激光對焊技術(shù)，使用銅夾層連接了爆炸焊接的CP-Ti/Q235雙金屬板(圖12(d))。如圖12(e)所示，由于與Fe相比，Cu的熔點較低，因此無法阻止Ti-Fe-Cu混合(圖12(f))，從而產(chǎn)生貫通裂紋(0.5mm)。因此，形成了Fe-Ti和Ti-Cu基IMC。與母材相比，焊接接頭的UTS降低了27%，沖擊能降低了23%，而斷裂表面不均勻，具有晶間形態(tài)。然而，焊接接頭的彎曲斷裂載荷顯著下降，其中鋼側(cè)趾似乎是最薄弱的部分(圖12(g))。當(dāng)Zhang和他的同事使用多個Ta/V/Fe材料夾層來防止Ti-Fe混合時，TC4/SS301L接頭的UTS(627MPa)顯著提高。雙程激光束聚焦在Ta和Fe層上，阻止了V夾層的完全熔化，最終提高了強度。根據(jù)研究工作，Ti和Ta形成BCC固溶體，同樣Ti和V也完全混溶。Fe-V界面處的FZ顯示存在均勻的γ-Fe+(Fe,V)固溶體(圖12(h))且無裂紋，同時防止形成脆性σ-Fe相。

1.1.2 混合焊接

當(dāng)激光焊接與爆炸焊接的多個夾層一起使用時，可以產(chǎn)生良好的效果。Ta和Nb等夾層材料非常穩(wěn)定，不會在Ti-Nb、Cu-Fe和Ti-Ta之間的界面形成IMC。Cherepanov等人采用CO₂激光焊接將AISI321和VT1-0與由爆炸焊接獲得的Ti-Nb-Cu-SS層制成的復(fù)合插入物連接起來，如圖12(i)的光學(xué)圖像所示。由于完全避免了IMC的形成，觀察到的最高接頭強度為476MPa，這表明混合工藝的效率。當(dāng)作者用Ta代替Nb時，觀察到UTS值降低了417MPa。在其他工作中，使用Cu₃Si夾層進(jìn)行激光冷金屬轉(zhuǎn)移電弧混合焊接，導(dǎo)致UTS增加，熱輸入增加。復(fù)合焊接中的焊縫成分和溫度取決于激光-電弧協(xié)同效應(yīng)所產(chǎn)生的熔流。激光聚焦在V形槽的拐角處朝向不銹鋼側(cè)，導(dǎo)致不銹鋼側(cè)的初始和快速熔化。此外，從頂部到底部的液體對流來自電弧壓力和表面張力。而浮力效應(yīng)導(dǎo)致向上流動。對于如圖13(b)所示的低熱輸入接頭，形成了Cu-Fe-Si三元系統(tǒng)，熔池更薄，包含更高體積分?jǐn)?shù)的Cu₃Si。隨著熱量輸入的進(jìn)一步增加(圖13(d))，發(fā)生完全混合并獲得與Cu-Fe-Si-Ti四元系統(tǒng)的均勻接頭，由此FZ由α-Cu基體和Fe_67xSi_xTi₃₃枝晶組成。河流狀斷裂形態(tài)發(fā)生在Ti/Cu界面，其中形成了最硬的Cu-Ti₂IMC相。

圖13焊道形成機制，(a)熔池中熔化材料的分布和可能的流動，(b)熱量輸入不足，焊接速度快，(c)熱量輸入和焊接速度適中，(d)熱量輸入充足，焊接速度慢

1.2 鈦-鋁接頭

Ti/Al的潛在應(yīng)用可以在例如由Ti合金制成的機翼中實現(xiàn)，其中Ti合金外殼和鋁合金蜂窩焊接在一起。然而，在小孔模式下將Ti直接激光焊接到Al會導(dǎo)致冷裂紋。鈦鋁激光焊接的特點；在Ti-Al界面形成的非期望IMC相的尺寸、分布、形態(tài)和厚度取決于擴散系數(shù)、激光焊接線性能量、激光偏移位置和與界面的距離、焊接填充材料的選擇和凹槽的特征。Ti在Al中的擴散系數(shù)為2.15×10⁸m²/s并且可以維持在600°C的適中溫度。不同金屬的熔焊需要一定程度的相互固體溶解度，以促進(jìn)接頭的可行性。根據(jù)圖14(a)[179]中描繪的Ti-Al相圖，在500°C時，Al在Ti中的溶解度為13%，而Ti在Al中的溶解度接近0%。TiAl₃相在含2%Ti的富鋁側(cè)形成。在Ti中存在一定量的Al但不形成IMC的可能性可以忽略不計。在焊接釬焊過程中控制這種微量成分是非常困難的，并且正在努力限制許多脆性IMC的形成，如Ti₃Al、TiAl、TiAl₂和TiAl₃。已采用各種技術(shù)來減少有害的IMC形成，如激光向Al或Ti側(cè)偏移(圖14(b))，使用對接接頭或搭接接頭配置(圖14(b，c))，或采用填充材料并將端部接頭切成V形槽或U形槽(圖14(d-f))。圖15概述了這些修改對UTS的影響。Tomashchuk等人[180]總體上顯示了激光束位置對界面形態(tài)的影響。發(fā)現(xiàn)將激光束向Ti合金偏移會產(chǎn)生主要由TiAl₃和大缺陷組成的厚界面(圖14(h))[180]。這些缺陷是由于毛細(xì)捕獲和熔化區(qū)的富鈦液體噴射而形成的。此外，將光束聚焦在接頭中心會導(dǎo)致焊縫厚度減少約20%，從而影響接頭強度(圖14(i))。另一方面，激光向鋁合金的偏移產(chǎn)生了良好的接頭，厚度減少≤10%，界面厚度最小(圖14(g))，介于5.4和18.6m之間。

圖14(a)二元Ti-Al相圖，(b)向Ti側(cè)進(jìn)行激光偏置焊接顯示不同區(qū)域的示意圖，(c)頂部有Al的搭接接頭配置，(e)使用填充焊絲[176]在45°處為鋁和鈦創(chuàng)建V形槽，并通過在鋁側(cè)使用U形槽的分束激光焊接對接焊縫配置[90]。(g)薄擴散界面(5kW；6.6m/min；0.2mm鋁偏移量)、(h)斷裂擴散界面(5kW；6.6m/min；0.2mm鈦偏移量)、(i)軟化擴散(5kW；8m/min；以0為中心)的SEM圖像和X射線Al-k圖。

中間圖：異種材料T40與 AA5754鋁合金焊接時的典型形貌：（a）俯視圖和（b）橫截面圖

下圖：T40/MZ（填絲材料為 4047 ）：（a）界面的形貌；（b）元素Al的成分分布；（c）Si和（d）Ti的元素分布

圖15不同Al-Ti系組合的抗拉強度隨偏移位置和焊接參數(shù)的變化

由于伴隨馬氏體回火和殘留β相溶解的熱處理，Ti的硬度增加[181]。在HAZ中，由于可用馬氏體數(shù)量較少，硬度值會降低。激光焊接導(dǎo)致AA5754側(cè)的硬度增加，這是由于固溶體強化和伴隨Mg溶解的精細(xì)凝固結(jié)構(gòu)[182]。然而，在進(jìn)行焊后熱處理(PWHT)后，由于晶粒在Al固溶線以上的粗化和成核，硬度降低。在向Al側(cè)偏移0.2毫米處，Nikulina等人[29]表明界面處的硬度與控制IMC層厚度(200m)的激光功率成正比。發(fā)現(xiàn)Ti₃AlIMC層的硬度為490H_v，這會導(dǎo)致接頭變脆，但可以通過限制供熱量和焊接速度來避免。Casalion等表明，由于鎂在AA5754晶界析出后晶粒尺寸的細(xì)化，朝向Ti側(cè)的激光偏移會導(dǎo)致Al側(cè)FZ中出現(xiàn)輕微沉淀硬化。此外，由于快速冷卻效應(yīng)導(dǎo)致針狀馬氏體結(jié)構(gòu)(α')的形成，Ti側(cè)的FZ也表現(xiàn)出較高的硬度。

連同實驗調(diào)查和檢查，建模和數(shù)值模擬對于預(yù)測和理解溫度分布、焊縫幾何形狀、擴散、IMC生長和焊接性能同樣重要。關(guān)于數(shù)值模擬，Dal等人采用基于傳熱、流體流動和質(zhì)量傳遞的多物理場模擬來實驗驗證IMC層的厚度，誤差幅度為25%。誤差幅度歸因于對輸入?yún)?shù)、擴散系數(shù)和活化能的假設(shè)，而忽略IMC晶粒生長參數(shù)方面。

1.2.1 鈦側(cè)偏移激光焊接

向Ti側(cè)偏移的激光焊接可能是有利的，因為Al的較高反射率會降低工藝效率、反應(yīng)性和低熔點，從而導(dǎo)致飛濺。因此，它產(chǎn)生的飛濺比鋁偏移少。經(jīng)實驗驗證的數(shù)值模擬表明，對于AA5754/二級鈦，在10mm/s的焊接速度、250m(Tiside)的偏移距離下，可產(chǎn)生80MPa的接頭強度[188]。IMC層的厚度隨著入射線性能量的增加而增加。相應(yīng)地，Al-TiIMC層的較高厚度增加了裂紋形成和擴展的機會，從而降低了延伸率、屈服強度和極限抗拉強度。隨著UTS的輕微下降，Leo等人表明，在350°C下進(jìn)行焊后熱處理后，由于馬氏體回火和晶粒粗化效應(yīng)，朝向Ti側(cè)的激光偏置焊接提高了延伸率。450°C下的PWHT會導(dǎo)致Ti/Al的擴散，從而增加Al₃Ti的數(shù)量，從而產(chǎn)生脆性斷裂。Casalino等人[183]針對AA5754和T40合金研究了線性能量與IMC界面形狀和UTS之間的關(guān)系，如圖16所示。后來，Casalino等人實現(xiàn)了約90%的接頭效率，對于光纖激光焊接AA5754和Ti6Al4V對接接頭，偏移值相對較高，為0.75mm，以防止Ti在界面處熔化。超高線性能量(70J/mm)導(dǎo)致裂紋、幾何缺陷，并造成FZ的擴展寬度，而線性能量降低至35.30J/mm，表明由于形成均勻且薄的1mIMC層，UTS呈上升趨勢。

圖16IMC界面的演化及抗拉強度和線性能量的關(guān)系

1.2.2 鋁側(cè)偏移激光焊接

Sahul等人驗證了增強的接頭強度，因為他們采用向AA5083側(cè)偏移300m的盤式激光器，以獲得170MPa的UTS，而不使用任何凹槽或填料。在其他工作中，在具有最小線性能量的1424Al側(cè)偏移0.2mm會產(chǎn)生非常薄的1mTiAlIMC層。通過透射電子顯微鏡仔細(xì)觀察界面，可以發(fā)現(xiàn)在VT6S合金、Al₃Ti和液態(tài)鋁相的邊界上有3個區(qū)域，包括連續(xù)的TiAlIMC層(圖17(a，區(qū)域1))。當(dāng)液相和α相Ti相互作用并與Al過飽和時，形成TiAl相。當(dāng)TiAl與液態(tài)Al相相互作用時，向Al側(cè)形成一個包含Al₃Ti的單獨區(qū)域(圖17(a，區(qū)域2)。通過AA2024和Ti6Al4V之間的摩擦攪拌焊接獲得的UTS的接頭效率為62%。激光焊接能夠?qū)⒔宇^強度提高到290MPa左右。

圖17焊接VT6S和1424合金的相互作用區(qū)域(a)的明場電子顯微鏡圖像和1-3(b-d)區(qū)域的電子顯微衍射模式。T40/MZ界面用于優(yōu)化樣品界面形態(tài)(e)和元素Al(f)、Si(g)和Ti(h)的成分圖，并說明界面上的EDS信號變化。(i)顯示裂紋偏轉(zhuǎn)的鋸齒狀/蜂窩狀反應(yīng)層的斷裂表面和界面微觀結(jié)構(gòu)和(j)第二裂紋尖端停止反應(yīng)/接縫界面的擴展，(k)棒狀反應(yīng)層，(l)薄片狀反應(yīng)層由許多裂脊組成，表示接縫和反應(yīng)層之間的粘合。

1.2.3 使用搭接接頭、預(yù)切槽、裂隙梁和填充金屬

對于強冶金接觸，受控的明顯反應(yīng)層是關(guān)鍵。Chen等人利用Al側(cè)的55°槽角研究了界面反應(yīng)層形態(tài)對裂紋敏感性和UTS的影響。結(jié)果表明，由于Ti具有更高的斷裂強度，裂紋萌生位置在Al側(cè)具有更高的擴展可能性。反應(yīng)層很薄，這里的裂紋擴展將導(dǎo)致Ti和Al處的塑性變形，導(dǎo)致變形能顯著增加。因此，斷裂特性取決于鋁反應(yīng)層界面形態(tài)，因為它們起源于鋁側(cè)的接縫。他們證明，對于蜂窩/鋸齒狀(圖17(i-l))和薄片狀，UTS較高，而裂紋擴展較低，但總體而言，它比厚或無反應(yīng)層要好。為了在他們后續(xù)的工作中提高反應(yīng)層的均勻性，Chen和其同行在Al和Ti端采用了一個帶有45°V形凹槽的矩形脈沖來獲得平行于溫度場等溫線的界面，這導(dǎo)致UTS為278MPa，高于他們之前的研究。

為了減少IMC層的不利界面效應(yīng)，在5052和Ti-6Al-4V之間采用激光搭接接頭配置，通過增加激光功率和降低焊接速度來獲得184MPa的UTS，為更寬的接頭提供足夠的界面反應(yīng)。掃描速度和功率過高或過低都會導(dǎo)致界面反應(yīng)層失效，而最佳參數(shù)會導(dǎo)致TiWZ斷裂，表現(xiàn)為Ti側(cè)脆性斷裂和Al側(cè)韌性剪切斷裂。Vaidya等人使用分束激光熔化帶有U形槽的AA6056側(cè)，以獲得Ti6Al4V釬焊接頭。界面處的疲勞裂紋擴展性能最低，撞擊界面(90°)的平行裂紋沿界面方向發(fā)生變化，導(dǎo)致立即失效。實驗表明，向工件進(jìn)給的角度(β)應(yīng)保持在25-45°。Tomashchuk等人通過使用Al-Si填料以及偏移量為0.9mm的Al和Ti的45°V凹槽，獲得了200MPa的UTS，雙半點焊接接頭AA5754和T40的接頭效率為90%。圖17(e-f)顯示4047的共晶結(jié)構(gòu)在界面處積累并形成1.8-2m的花瓣狀結(jié)構(gòu)的富硅層(TiAl₃+Ti5Si₃)。

1.2.4 激光混合焊接

激光電弧混合焊接可以更有效地將熱輸入傳遞到鋁側(cè)，因為鋁不能有效地吸收激光能量。Gao等人利用激光冷金屬過渡焊接技術(shù)(CMT)混合焊接工藝獲得接頭效率為95.5%的母材(BM)。連接過程是焊接-釬焊，其中Al側(cè)進(jìn)行焊接，Ti側(cè)用液池進(jìn)行釬焊，稱為原子擴散。結(jié)果表明，如圖18(a)所示，在2.5kW激光功率下形成IMC層(0.7m)足以在某些工藝參數(shù)的窗口中形成冶金結(jié)合，這有助于在82-98J/mm范圍內(nèi)的比熱輸入，如圖18(b)所示。如圖18(c)所示，當(dāng)提供足夠的熱輸入時，熔池向外和向上流動以完全覆蓋Ti界面，從而實現(xiàn)充分的反應(yīng)。Ti原子溶解在熔池中，隨后反應(yīng)形成TiAl₂，因為冷卻速度足夠快來抑制有害的TiAl₃形成。熱量輸入不足會導(dǎo)致根部缺陷，而激光功率過大會導(dǎo)致熱量積累，從而降低朝向Ti側(cè)頂角的凝固速率(圖18(e))，使其熔化并允許Ti原子以更高的濃度進(jìn)一步移動，從而在L+TiAl₂→TiAl₃之后形成更厚的連續(xù)TiAl₂層和TiAl₃。除了混合焊接外，還引入了一種稱為激光沖擊焊接的新焊接方法，該方法可以通過使用脈沖激光產(chǎn)生受限等離子體(1000m/s)將非常薄的板材(起搏器、電池)和箔連接在一起，將薄箔扔向目標(biāo)片材。焊接機制完全防止了IMC的形成，因為接頭取決于誘發(fā)的塑性變形。Wang等人通過剝離試驗獲得了比AA1100和2級Ti之間的焊接強度更高的鋁母材。他們證明，較大的焊點尺寸可以增加焊接面積，由于較低的功率密度對Al飛輪造成的損壞較小，而Ti側(cè)由于孿晶引起的塑性變形，硬度增加。更高的沖擊速度導(dǎo)致微觀結(jié)構(gòu)中更多的波，具有更短的波長和更小的焊點尺寸，從而導(dǎo)致更大的振幅。基于激光的混合焊接和沖擊焊接已顯示出令人鼓舞的結(jié)果和足夠的接頭強度，以證實其用于探索進(jìn)一步的應(yīng)用。

圖18 抗拉強度與(a)激光功率和(b)熱輸入的函數(shù)關(guān)系。具有激光功率(c)2.5kW、(d)1.5kW和(e)3.0kW的接頭的IMC層生長機制示意圖

1.3 鈦-鎂接頭

在探索Ti/Mg接頭的工程應(yīng)用的過程中，研究人員現(xiàn)已開始努力研究各種混合焊接技術(shù)的效果并使用填料來生產(chǎn)質(zhì)量合格的接頭。主要挑戰(zhàn)是Ti和Mg的熱物理性質(zhì)存在顯著差異，其中Mg在1091°C下蒸發(fā)，可能導(dǎo)致激光熔焊不適用。此外，二元Ti-Mg相圖(圖19(a))表明Ti和Mg是不互溶的，因此凝固后不可能發(fā)生反應(yīng)或原子擴散。采用激光偏置焊接或激光焊接釬焊混合工藝可以獲得合格的Ti/Mg接頭強度，以下各節(jié)將提供詳細(xì)信息和說明。

圖19 (a)Ti-Mg的二元相圖。偏移距離(a)小于0.4mm和(b)大于0.4mm時的焊珠形成機制

1.3.1 激光對焊偏移釬焊

AZ31B/Ti6Al4V的激光偏置焊接釬焊規(guī)定的最大接頭效率為85.1%。隨著激光偏移距離的減小，接頭強度也會降低，因為強度太強而無法熔化與鎂混合的鈦，從而使其蒸發(fā)并以飛濺的形式在焊件上可見[192]。如果使用具有較低Al含量的填料，則根據(jù)菲克擴散定律，Al原子傾向于從Ti側(cè)遷移到Mg側(cè)，并且當(dāng)溫度低于437°C時，共晶Mg17A12會以α-Mg形式形成。如圖19(c)所示，由于距Mg側(cè)的偏移距離大于0.4mm，因此界面處的可用溫度不足以促使擴散并熔化Ti側(cè)[193]。流體流動受到固體鈦的限制，造成不穩(wěn)定的渦流，破壞了焊縫的均勻性。當(dāng)偏移量減小到0.4mm以下時，由于反沖力、重力和浮力的綜合影響導(dǎo)致Ti焊縫界面彎曲，因此功率密度足以引發(fā)池流(圖19(b))。因此，0.3mm處的激光偏移會促進(jìn)Mg蒸發(fā)和增強的Ti-Mg混合以引發(fā)共晶反應(yīng)。

1.3.2 激光搭接釬焊

激光焊接-釬焊是一種用于連接不互溶材料的新興工藝，其靈感來自于連接由于接頭機械強度差而難以在實際應(yīng)用中取得成就的不同材料。在此，低熔點材料采用搭接結(jié)構(gòu)焊接，而高熔點材料采用釬焊。Mg/Ti的直接熔焊會產(chǎn)生弱結(jié)合，接頭效率低，因為Mg和Ti不互溶，且不形成任何界面或擴散層。因此，需要Mg和Ti同時具有中等固溶度的填料元素。然而，由IMC制成的界面層要求小于10微米，因為它可能有利于機械性能。擴散反應(yīng)層的形成可以通過將機械結(jié)合轉(zhuǎn)化為冶金結(jié)合以及防止裂紋擴展來提高接頭的UTS。例如，在AZ31B/Ti6Al4V接頭中使用AZ91填料(9wt%Al)將AZ31B釬焊填料(3wt%Al)的接頭效率從22.9%提高到47%。這是因為直接熔焊的結(jié)合機制是機械聯(lián)鎖(圖20(a))，而激光焊接釬焊在Ti側(cè)產(chǎn)生1μm厚的反應(yīng)層(圖20(b))，導(dǎo)致冶金結(jié)合。Ti₃Al反應(yīng)層形成，擴散控制Ti-Al并由于急劇的熱梯度而受到限制。正的Ti-Mg摩爾焓表明沒有發(fā)生相互反應(yīng)(圖20(c))，表明在Mg-Ti-Al三元體系中，Al有擴散到具有較低Al和較高Ti含量的區(qū)域的趨勢。如圖20(f)所示，在較低焊接速度下激光功率的增加增強了填料的擴散能力和潤濕性，從而增強了原子擴散。激光功率的進(jìn)一步增加會降低接頭強度，因為較高的熱輸入會蒸發(fā)鎂填料，導(dǎo)致界面粘合變?nèi)?。為了進(jìn)一步增強和控制界面反應(yīng)，選擇Ni作為中間層(1.9μm)和AZ92(8.3-9.7wt%)填料。鎳夾層增強了填料的擴散能力和潤濕行為，從而使焊接過程穩(wěn)定。Ni夾層的加入將拉伸剪切從2057N(AZ91)提高到2387N(AZ92)。發(fā)現(xiàn)隨著激光功率從1100W增加到1700W，反應(yīng)層的厚度從2.08增加到3.22μm。圖20(g-l)描述了不同區(qū)域的微觀結(jié)構(gòu)演變。在直接激光照射下，Mg填料熔化(圖20(g))，而Ni涂層在熔融的Mg中溶解并擴散(圖20(h))。其中，激光熱輸入不足以熔化Ni層，由于液體流動不深，形成了中間區(qū)。在直接輻射區(qū)，填料的Al元素擴散到Ti側(cè)，在冷卻(1180°C)時形成Ti₃Al沉淀，如圖20(j)。在中間區(qū)域，Ni和Al原子都處于液態(tài)并相互溶解(圖20(i))。隨著溫度進(jìn)一步降低至650°C以下，液態(tài)AZ92開始凝固并引發(fā)Mg與Al和Ni的反應(yīng)，導(dǎo)致在界面中間區(qū)附近形成Mg-Al-Ni三元化合物，同時在界面處形成Al-Ni相。之后隨著激光功率的增加，Mg-Al-Ni三元化合物從枝晶生長為針狀結(jié)構(gòu)，如圖20(l)所示[196]。反應(yīng)層厚度隨著界面溫度和擴散時間的增加而增加。因此，偏移距離對Ti/Mg接頭的可靠性有顯著影響，因為它控制著界面處的溫度和擴散。界面的硬度主要取決于隨功率變化而變化的IMC的數(shù)量和隨機分布。

圖20 (a,c)AZ31B填料，(b,d)富鋁AZ91(e)摩爾勢隨鋁含量降低的SEM圖像和相應(yīng)的EDX掃描。(f)隨著激光功率的增加，AZ31B/Ti6Al4V樣品的拉伸-剪切強度曲線。連接機制示意圖：(g)、(h)填料和Ni涂層的熔化，(i)中間區(qū)的Al原子、Ni原子和直接照射區(qū)的Al原子、Ti原子的溶解和擴散，(j))–(l)不同溫度范圍內(nèi)界面區(qū)的凝固

下圖：激光釬焊的異種材料Mg/Ni涂覆Ti的時候在不同激光功率下的橫截面圖像： (a) 1100 W, (b) 1300 W, (c) 1500 W, (d) 1700 W.

1.4 鈦-鎳接頭

鎳及其合金廣泛應(yīng)用于高溫航空航天領(lǐng)域，其中抗氧化性至關(guān)重要。很少有研究為Ni-Ti不同焊縫鋪平了道路。在Seretsky和Ryba于1976年進(jìn)行的早期工作中，Ti與Ni的點焊顯示出裂紋和熔融金屬的不完全混合。Chatterjee等人在后來的工作中對此進(jìn)行了補充，因為他們發(fā)現(xiàn)了具有宏觀偏析的Ti₂Ni和TiNi₂的微裂紋、脆性IMC。然而，直到最近，陳等人采用更高功率和更高焊接速度的光纖激光焊接技術(shù)，在對接焊接的Ti-6Al-4V和因科鎳(Inconel)718合金之間獲得無裂紋焊縫。如前所述，當(dāng)激光束向Inconel側(cè)偏移時，會導(dǎo)致熔池中的對流減弱，Ti側(cè)的熔體面積顯著減少。Marangoni對流強度的降低導(dǎo)致較少的混合，從而減輕了IMC的形成。此外，Ni較高的導(dǎo)熱率意味著熱量可以更快地消散，從而導(dǎo)致更寬的FZ和更低的熱梯度。為了強調(diào)使用低功率光纖激光器焊接T型接頭的可行性，Janasekaran等人采用50%的重疊系數(shù)來獲得150N的最大斷裂力，用于Ti-6Al-4V-Inconel600接頭。由于晶體失配和脆性NiTi和NiTi₂IMC的形成，F(xiàn)Z中接頭的硬度隨著重疊率而增強，且明顯高于BM。結(jié)果表明，重疊是影響斷裂力最大的因素，其次是焊接速度和激光功率。