本文对不同材料焊接钛合金的现状进行了总结；讨论钛及其合金同钢、铝合金、镁合金、镍基合金等的焊接，介绍用来提高焊接接头强度的改性技术以及异种材料的焊接的进展，对显微组织、机械性能和断裂特征等也进行了综述。

1.1.1 多个夹层

在一个实例中，使用与Ti-SS组合具有良好兼容性的多个夹层构成了可行解决方案的基础，以防止IMC的形成并提高接头强度，使其与夹层的UTS相当。采用由多层Ti(TA1)、Cu(HS201)和Fe(ER50-6)填料组成的多道窄间隙焊接技术，采用由Ti(TA1)、Cu(HS201)和Fe(ER50-6)填料组成的多层多通窄缝焊接技术，研究其对CP-Ti/Q235B双金属片间过渡区的相应影响，常用于密封承压焊接结构。当该工艺与GTAW相比时，过渡区的面积显著减少，FZ的尺寸小1.5-2倍，从而导致所需的填料量减少，残余应力降低。Ning等人采用多通道激光对焊技术，使用铜夹层连接了爆炸焊接的CP-Ti/Q235双金属板(图12(d))。如图12(e)所示，由于与Fe相比，Cu的熔点较低，因此无法阻止Ti-Fe-Cu混合(图12(f))，从而产生贯通裂纹(0.5mm)。因此，形成了Fe-Ti和Ti-Cu基IMC。与母材相比，焊接接头的UTS降低了27%，冲击能降低了23%，而断裂表面不均匀，具有晶间形态。然而，焊接接头的弯曲断裂载荷显著下降，其中钢侧趾似乎是最薄弱的部分(图12(g))。当Zhang和他的同事使用多个Ta/V/Fe材料夹层来防止Ti-Fe混合时，TC4/SS301L接头的UTS(627MPa)显著提高。双程激光束聚焦在Ta和Fe层上，阻止了V夹层的完全熔化，最终提高了强度。根据研究工作，Ti和Ta形成BCC固溶体，同样Ti和V也完全混溶。Fe-V界面处的FZ显示存在均匀的γ-Fe+(Fe,V)固溶体(图12(h))且无裂纹，同时防止形成脆性σ-Fe相。

1.1.2 混合焊接

当激光焊接与爆炸焊接的多个夹层一起使用时，可以产生良好的效果。Ta和Nb等夹层材料非常稳定，不会在Ti-Nb、Cu-Fe和Ti-Ta之间的界面形成IMC。Cherepanov等人采用CO₂激光焊接将AISI321和VT1-0与由爆炸焊接获得的Ti-Nb-Cu-SS层制成的复合插入物连接起来，如图12(i)的光学图像所示。由于完全避免了IMC的形成，观察到的最高接头强度为476MPa，这表明混合工艺的效率。当作者用Ta代替Nb时，观察到UTS值降低了417MPa。在其他工作中，使用Cu₃Si夹层进行激光冷金属转移电弧混合焊接，导致UTS增加，热输入增加。复合焊接中的焊缝成分和温度取决于激光-电弧协同效应所产生的熔流。激光聚焦在V形槽的拐角处朝向不锈钢侧，导致不锈钢侧的初始和快速熔化。此外，从顶部到底部的液体对流来自电弧压力和表面张力。而浮力效应导致向上流动。对于如图13(b)所示的低热输入接头，形成了Cu-Fe-Si三元系统，熔池更薄，包含更高体积分数的Cu₃Si。随着热量输入的进一步增加(图13(d))，发生完全混合并获得与Cu-Fe-Si-Ti四元系统的均匀接头，由此FZ由α-Cu基体和Fe_67xSi_xTi₃₃枝晶组成。河流状断裂形态发生在Ti/Cu界面，其中形成了最硬的Cu-Ti₂IMC相。

图13焊道形成机制，(a)熔池中熔化材料的分布和可能的流动，(b)热量输入不足，焊接速度快，(c)热量输入和焊接速度适中，(d)热量输入充足，焊接速度慢

1.2 钛-铝接头

Ti/Al的潜在应用可以在例如由Ti合金制成的机翼中实现，其中Ti合金外壳和铝合金蜂窝焊接在一起。然而，在小孔模式下将Ti直接激光焊接到Al会导致冷裂纹。钛铝激光焊接的特点；在Ti-Al界面形成的非期望IMC相的尺寸、分布、形态和厚度取决于扩散系数、激光焊接线性能量、激光偏移位置和与界面的距离、焊接填充材料的选择和凹槽的特征。Ti在Al中的扩散系数为2.15×10⁸m²/s并且可以维持在600°C的适中温度。不同金属的熔焊需要一定程度的相互固体溶解度，以促进接头的可行性。根据图14(a)[179]中描绘的Ti-Al相图，在500°C时，Al在Ti中的溶解度为13%，而Ti在Al中的溶解度接近0%。TiAl₃相在含2%Ti的富铝侧形成。在Ti中存在一定量的Al但不形成IMC的可能性可以忽略不计。在焊接钎焊过程中控制这种微量成分是非常困难的，并且正在努力限制许多脆性IMC的形成，如Ti₃Al、TiAl、TiAl₂和TiAl₃。已采用各种技术来减少有害的IMC形成，如激光向Al或Ti侧偏移(图14(b))，使用对接接头或搭接接头配置(图14(b，c))，或采用填充材料并将端部接头切成V形槽或U形槽(图14(d-f))。图15概述了这些修改对UTS的影响。Tomashchuk等人[180]总体上显示了激光束位置对界面形态的影响。发现将激光束向Ti合金偏移会产生主要由TiAl₃和大缺陷组成的厚界面(图14(h))[180]。这些缺陷是由于毛细捕获和熔化区的富钛液体喷射而形成的。此外，将光束聚焦在接头中心会导致焊缝厚度减少约20%，从而影响接头强度(图14(i))。另一方面，激光向铝合金的偏移产生了良好的接头，厚度减少≤10%，界面厚度最小(图14(g))，介于5.4和18.6m之间。

图14(a)二元Ti-Al相图，(b)向Ti侧进行激光偏置焊接显示不同区域的示意图，(c)顶部有Al的搭接接头配置，(e)使用填充焊丝[176]在45°处为铝和钛创建V形槽，并通过在铝侧使用U形槽的分束激光焊接对接焊缝配置[90]。(g)薄扩散界面(5kW；6.6m/min；0.2mm铝偏移量)、(h)断裂扩散界面(5kW；6.6m/min；0.2mm钛偏移量)、(i)软化扩散(5kW；8m/min；以0为中心)的SEM图像和X射线Al-k图。

中间图：异种材料T40与 AA5754铝合金焊接时的典型形貌：（a）俯视图和（b）横截面图

下图：T40/MZ（填丝材料为 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

图15不同Al-Ti系组合的抗拉强度随偏移位置和焊接参数的变化

由于伴随马氏体回火和残留β相溶解的热处理，Ti的硬度增加[181]。在HAZ中，由于可用马氏体数量较少，硬度值会降低。激光焊接导致AA5754侧的硬度增加，这是由于固溶体强化和伴随Mg溶解的精细凝固结构[182]。然而，在进行焊后热处理(PWHT)后，由于晶粒在Al固溶线以上的粗化和成核，硬度降低。在向Al侧偏移0.2毫米处，Nikulina等人[29]表明界面处的硬度与控制IMC层厚度(200m)的激光功率成正比。发现Ti₃AlIMC层的硬度为490H_v，这会导致接头变脆，但可以通过限制供热量和焊接速度来避免。Casalion等表明，由于镁在AA5754晶界析出后晶粒尺寸的细化，朝向Ti侧的激光偏移会导致Al侧FZ中出现轻微沉淀硬化。此外，由于快速冷却效应导致针状马氏体结构(α')的形成，Ti侧的FZ也表现出较高的硬度。

连同实验调查和检查，建模和数值模拟对于预测和理解温度分布、焊缝几何形状、扩散、IMC生长和焊接性能同样重要。关于数值模拟，Dal等人采用基于传热、流体流动和质量传递的多物理场模拟来实验验证IMC层的厚度，误差幅度为25%。误差幅度归因于对输入参数、扩散系数和活化能的假设，而忽略IMC晶粒生长参数方面。

1.2.1 钛侧偏移激光焊接

向Ti侧偏移的激光焊接可能是有利的，因为Al的较高反射率会降低工艺效率、反应性和低熔点，从而导致飞溅。因此，它产生的飞溅比铝偏移少。经实验验证的数值模拟表明，对于AA5754/二级钛，在10mm/s的焊接速度、250m(Tiside)的偏移距离下，可产生80MPa的接头强度[188]。IMC层的厚度随着入射线性能量的增加而增加。相应地，Al-TiIMC层的较高厚度增加了裂纹形成和扩展的机会，从而降低了延伸率、屈服强度和极限抗拉强度。随着UTS的轻微下降，Leo等人表明，在350°C下进行焊后热处理后，由于马氏体回火和晶粒粗化效应，朝向Ti侧的激光偏置焊接提高了延伸率。450°C下的PWHT会导致Ti/Al的扩散，从而增加Al₃Ti的数量，从而产生脆性断裂。Casalino等人[183]针对AA5754和T40合金研究了线性能量与IMC界面形状和UTS之间的关系，如图16所示。后来，Casalino等人实现了约90%的接头效率，对于光纤激光焊接AA5754和Ti6Al4V对接接头，偏移值相对较高，为0.75mm，以防止Ti在界面处熔化。超高线性能量(70J/mm)导致裂纹、几何缺陷，并造成FZ的扩展宽度，而线性能量降低至35.30J/mm，表明由于形成均匀且薄的1mIMC层，UTS呈上升趋势。

图16IMC界面的演化及抗拉强度和线性能量的关系

1.2.2 铝侧偏移激光焊接

Sahul等人验证了增强的接头强度，因为他们采用向AA5083侧偏移300m的盘式激光器，以获得170MPa的UTS，而不使用任何凹槽或填料。在其他工作中，在具有最小线性能量的1424Al侧偏移0.2mm会产生非常薄的1mTiAlIMC层。通过透射电子显微镜仔细观察界面，可以发现在VT6S合金、Al₃Ti和液态铝相的边界上有3个区域，包括连续的TiAlIMC层(图17(a，区域1))。当液相和α相Ti相互作用并与Al过饱和时，形成TiAl相。当TiAl与液态Al相相互作用时，向Al侧形成一个包含Al₃Ti的单独区域(图17(a，区域2)。通过AA2024和Ti6Al4V之间的摩擦搅拌焊接获得的UTS的接头效率为62%。激光焊接能够将接头强度提高到290MPa左右。

图17焊接VT6S和1424合金的相互作用区域(a)的明场电子显微镜图像和1-3(b-d)区域的电子显微衍射模式。T40/MZ界面用于优化样品界面形态(e)和元素Al(f)、Si(g)和Ti(h)的成分图，并说明界面上的EDS信号变化。(i)显示裂纹偏转的锯齿状/蜂窝状反应层的断裂表面和界面微观结构和(j)第二裂纹尖端停止反应/接缝界面的扩展，(k)棒状反应层，(l)薄片状反应层由许多裂脊组成，表示接缝和反应层之间的粘合。

1.2.3 使用搭接接头、预切槽、裂隙梁和填充金属

对于强冶金接触，受控的明显反应层是关键。Chen等人利用Al侧的55°槽角研究了界面反应层形态对裂纹敏感性和UTS的影响。结果表明，由于Ti具有更高的断裂强度，裂纹萌生位置在Al侧具有更高的扩展可能性。反应层很薄，这里的裂纹扩展将导致Ti和Al处的塑性变形，导致变形能显著增加。因此，断裂特性取决于铝反应层界面形态，因为它们起源于铝侧的接缝。他们证明，对于蜂窝/锯齿状(图17(i-l))和薄片状，UTS较高，而裂纹扩展较低，但总体而言，它比厚或无反应层要好。为了在他们后续的工作中提高反应层的均匀性，Chen和其同行在Al和Ti端采用了一个带有45°V形凹槽的矩形脉冲来获得平行于温度场等温线的界面，这导致UTS为278MPa，高于他们之前的研究。

为了减少IMC层的不利界面效应，在5052和Ti-6Al-4V之间采用激光搭接接头配置，通过增加激光功率和降低焊接速度来获得184MPa的UTS，为更宽的接头提供足够的界面反应。扫描速度和功率过高或过低都会导致界面反应层失效，而最佳参数会导致TiWZ断裂，表现为Ti侧脆性断裂和Al侧韧性剪切断裂。Vaidya等人使用分束激光熔化带有U形槽的AA6056侧，以获得Ti6Al4V钎焊接头。界面处的疲劳裂纹扩展性能最低，撞击界面(90°)的平行裂纹沿界面方向发生变化，导致立即失效。实验表明，向工件进给的角度(β)应保持在25-45°。Tomashchuk等人通过使用Al-Si填料以及偏移量为0.9mm的Al和Ti的45°V凹槽，获得了200MPa的UTS，双半点焊接接头AA5754和T40的接头效率为90%。图17(e-f)显示4047的共晶结构在界面处积累并形成1.8-2m的花瓣状结构的富硅层(TiAl₃+Ti5Si₃)。

1.2.4 激光混合焊接

激光电弧混合焊接可以更有效地将热输入传递到铝侧，因为铝不能有效地吸收激光能量。Gao等人利用激光冷金属过渡焊接技术(CMT)混合焊接工艺获得接头效率为95.5%的母材(BM)。连接过程是焊接-钎焊，其中Al侧进行焊接，Ti侧用液池进行钎焊，称为原子扩散。结果表明，如图18(a)所示，在2.5kW激光功率下形成IMC层(0.7m)足以在某些工艺参数的窗口中形成冶金结合，这有助于在82-98J/mm范围内的比热输入，如图18(b)所示。如图18(c)所示，当提供足够的热输入时，熔池向外和向上流动以完全覆盖Ti界面，从而实现充分的反应。Ti原子溶解在熔池中，随后反应形成TiAl₂，因为冷却速度足够快来抑制有害的TiAl₃形成。热量输入不足会导致根部缺陷，而激光功率过大会导致热量积累，从而降低朝向Ti侧顶角的凝固速率(图18(e))，使其熔化并允许Ti原子以更高的浓度进一步移动，从而在L+TiAl₂→TiAl₃之后形成更厚的连续TiAl₂层和TiAl₃。除了混合焊接外，还引入了一种称为激光冲击焊接的新焊接方法，该方法可以通过使用脉冲激光产生受限等离子体(1000m/s)将非常薄的板材(起搏器、电池)和箔连接在一起，将薄箔扔向目标片材。焊接机制完全防止了IMC的形成，因为接头取决于诱发的塑性变形。Wang等人通过剥离试验获得了比AA1100和2级Ti之间的焊接强度更高的铝母材。他们证明，较大的焊点尺寸可以增加焊接面积，由于较低的功率密度对Al飞轮造成的损坏较小，而Ti侧由于孪晶引起的塑性变形，硬度增加。更高的冲击速度导致微观结构中更多的波，具有更短的波长和更小的焊点尺寸，从而导致更大的振幅。基于激光的混合焊接和冲击焊接已显示出令人鼓舞的结果和足够的接头强度，以证实其用于探索进一步的应用。

图18 抗拉强度与(a)激光功率和(b)热输入的函数关系。具有激光功率(c)2.5kW、(d)1.5kW和(e)3.0kW的接头的IMC层生长机制示意图

1.3 钛-镁接头

在探索Ti/Mg接头的工程应用的过程中，研究人员现已开始努力研究各种混合焊接技术的效果并使用填料来生产质量合格的接头。主要挑战是Ti和Mg的热物理性质存在显著差异，其中Mg在1091°C下蒸发，可能导致激光熔焊不适用。此外，二元Ti-Mg相图(图19(a))表明Ti和Mg是不互溶的，因此凝固后不可能发生反应或原子扩散。采用激光偏置焊接或激光焊接钎焊混合工艺可以获得合格的Ti/Mg接头强度，以下各节将提供详细信息和说明。

图19 (a)Ti-Mg的二元相图。偏移距离(a)小于0.4mm和(b)大于0.4mm时的焊珠形成机制

1.3.1 激光对焊偏移钎焊

AZ31B/Ti6Al4V的激光偏置焊接钎焊规定的最大接头效率为85.1%。随着激光偏移距离的减小，接头强度也会降低，因为强度太强而无法熔化与镁混合的钛，从而使其蒸发并以飞溅的形式在焊件上可见[192]。如果使用具有较低Al含量的填料，则根据菲克扩散定律，Al原子倾向于从Ti侧迁移到Mg侧，并且当温度低于437°C时，共晶Mg17A12会以α-Mg形式形成。如图19(c)所示，由于距Mg侧的偏移距离大于0.4mm，因此界面处的可用温度不足以促使扩散并熔化Ti侧[193]。流体流动受到固体钛的限制，造成不稳定的涡流，破坏了焊缝的均匀性。当偏移量减小到0.4mm以下时，由于反冲力、重力和浮力的综合影响导致Ti焊缝界面弯曲，因此功率密度足以引发池流(图19(b))。因此，0.3mm处的激光偏移会促进Mg蒸发和增强的Ti-Mg混合以引发共晶反应。

1.3.2 激光搭接钎焊

激光焊接-钎焊是一种用于连接不互溶材料的新兴工艺，其灵感来自于连接由于接头机械强度差而难以在实际应用中取得成就的不同材料。在此，低熔点材料采用搭接结构焊接，而高熔点材料采用钎焊。Mg/Ti的直接熔焊会产生弱结合，接头效率低，因为Mg和Ti不互溶，且不形成任何界面或扩散层。因此，需要Mg和Ti同时具有中等固溶度的填料元素。然而，由IMC制成的界面层要求小于10微米，因为它可能有利于机械性能。扩散反应层的形成可以通过将机械结合转化为冶金结合以及防止裂纹扩展来提高接头的UTS。例如，在AZ31B/Ti6Al4V接头中使用AZ91填料(9wt%Al)将AZ31B钎焊填料(3wt%Al)的接头效率从22.9%提高到47%。这是因为直接熔焊的结合机制是机械联锁(图20(a))，而激光焊接钎焊在Ti侧产生1μm厚的反应层(图20(b))，导致冶金结合。Ti₃Al反应层形成，扩散控制Ti-Al并由于急剧的热梯度而受到限制。正的Ti-Mg摩尔焓表明没有发生相互反应(图20(c))，表明在Mg-Ti-Al三元体系中，Al有扩散到具有较低Al和较高Ti含量的区域的趋势。如图20(f)所示，在较低焊接速度下激光功率的增加增强了填料的扩散能力和润湿性，从而增强了原子扩散。激光功率的进一步增加会降低接头强度，因为较高的热输入会蒸发镁填料，导致界面粘合变弱。为了进一步增强和控制界面反应，选择Ni作为中间层(1.9μm)和AZ92(8.3-9.7wt%)填料。镍夹层增强了填料的扩散能力和润湿行为，从而使焊接过程稳定。Ni夹层的加入将拉伸剪切从2057N(AZ91)提高到2387N(AZ92)。发现随着激光功率从1100W增加到1700W，反应层的厚度从2.08增加到3.22μm。图20(g-l)描述了不同区域的微观结构演变。在直接激光照射下，Mg填料熔化(图20(g))，而Ni涂层在熔融的Mg中溶解并扩散(图20(h))。其中，激光热输入不足以熔化Ni层，由于液体流动不深，形成了中间区。在直接辐射区，填料的Al元素扩散到Ti侧，在冷却(1180°C)时形成Ti₃Al沉淀，如图20(j)。在中间区域，Ni和Al原子都处于液态并相互溶解(图20(i))。随着温度进一步降低至650°C以下，液态AZ92开始凝固并引发Mg与Al和Ni的反应，导致在界面中间区附近形成Mg-Al-Ni三元化合物，同时在界面处形成Al-Ni相。之后随着激光功率的增加，Mg-Al-Ni三元化合物从枝晶生长为针状结构，如图20(l)所示[196]。反应层厚度随着界面温度和扩散时间的增加而增加。因此，偏移距离对Ti/Mg接头的可靠性有显著影响，因为它控制着界面处的温度和扩散。界面的硬度主要取决于随功率变化而变化的IMC的数量和随机分布。

图20 (a,c)AZ31B填料，(b,d)富铝AZ91(e)摩尔势随铝含量降低的SEM图像和相应的EDX扫描。(f)随着激光功率的增加，AZ31B/Ti6Al4V样品的拉伸-剪切强度曲线。连接机制示意图：(g)、(h)填料和Ni涂层的熔化，(i)中间区的Al原子、Ni原子和直接照射区的Al原子、Ti原子的溶解和扩散，(j))–(l)不同温度范围内界面区的凝固

下图：激光钎焊的异种材料Mg/Ni涂覆Ti的时候在不同激光功率下的横截面图像： (a) 1100 W, (b) 1300 W, (c) 1500 W, (d) 1700 W.

1.4 钛-镍接头

镍及其合金广泛应用于高温航空航天领域，其中抗氧化性至关重要。很少有研究为Ni-Ti不同焊缝铺平了道路。在Seretsky和Ryba于1976年进行的早期工作中，Ti与Ni的点焊显示出裂纹和熔融金属的不完全混合。Chatterjee等人在后来的工作中对此进行了补充，因为他们发现了具有宏观偏析的Ti₂Ni和TiNi₂的微裂纹、脆性IMC。然而，直到最近，陈等人采用更高功率和更高焊接速度的光纤激光焊接技术，在对接焊接的Ti-6Al-4V和因科镍(Inconel)718合金之间获得无裂纹焊缝。如前所述，当激光束向Inconel侧偏移时，会导致熔池中的对流减弱，Ti侧的熔体面积显著减少。Marangoni对流强度的降低导致较少的混合，从而减轻了IMC的形成。此外，Ni较高的导热率意味着热量可以更快地消散，从而导致更宽的FZ和更低的热梯度。为了强调使用低功率光纤激光器焊接T型接头的可行性，Janasekaran等人采用50%的重叠系数来获得150N的最大断裂力，用于Ti-6Al-4V-Inconel600接头。由于晶体失配和脆性NiTi和NiTi₂IMC的形成，FZ中接头的硬度随着重叠率而增强，且明显高于BM。结果表明，重叠是影响断裂力最大的因素，其次是焊接速度和激光功率。