鈦合金因其輕質(zhì)、高強、耐高溫、耐腐蝕等優(yōu)異性能,被廣泛應(yīng)用于航空航天、海洋工程、化工及壓力容器等領(lǐng)域[1-5]。隨著國內(nèi)先進(jìn)飛行器技術(shù)持續(xù)發(fā)展,鈦合金逐漸應(yīng)用于管路系統(tǒng)。相較于傳統(tǒng)不銹鋼、鋁合金管材,鈦合金管不僅能夠承擔(dān)更大的工作壓力，還能夠滿足航空航天領(lǐng)域?qū)煽啃约俺志眯缘囊骩6-9]。如今，隨著鈦合金構(gòu)件向大型化、復(fù)雜化方向發(fā)展,焊接作為一種高效連接方式,已成為鈦合金制造不可或缺的手段,越來越受到重視[10-14]。

然而,單一鈦合金部件難以在復(fù)雜工況下滿足性能要求。采用異種鈦合金組合結(jié)構(gòu),既能融合不同鈦合金的性能優(yōu)勢,還可有效降低生產(chǎn)成本[15-16]。近年來,異種鈦合金已在航空航天領(lǐng)域得到大量應(yīng)用。例如,航空發(fā)動機渦輪葉盤,其圓盤和葉片分別采用不同的鈦合金制成,以保證整體使用要求[17-19]。

Xu等[20]研究發(fā)現(xiàn),異種鈦合金焊接接頭的顯微硬度呈對稱分布,其中熔合區(qū)(fusion zone,FZ)顯微硬度最高，TA15母材的顯微硬度最低。屈服強度和抗拉強度依次為:TC4母材>TC4/TC4同種焊接接頭>TA15母材>TA15/TA15同種焊接接頭>TC4/TA15異種焊接接頭。隨著應(yīng)變速率1×10??s?1提高至1×10?2s?1時，接頭強度隨之升高，材料的硬化能力和應(yīng)變硬化指數(shù)均呈下降趨勢。微觀組織分析顯示,FZ以粗大柱狀晶為主，晶內(nèi)分布大量針狀α相和馬氏體α'相;TC4側(cè)熱影響區(qū)存在部分殘余α相和馬氏體結(jié)構(gòu)，TA15側(cè)熱影響區(qū)為等軸α相。

Ou等[21]研究發(fā)現(xiàn),鈦合金焊接后微觀結(jié)構(gòu)出現(xiàn)明顯變化:熱影響區(qū)形成了α相、α'馬氏體和β相，熔合區(qū)以α'馬氏體為主;母材中則為含少量β相的α相。受化學(xué)成分和微觀結(jié)構(gòu)的差異影響，接頭的顯微硬度呈不對稱分布。該接頭的抗拉強度和屈服強度介于兩種母材之間，但因母材強度差異較大，接頭伸長率低于兩種母材。其中鈦合金母材的強度最低，最終接頭在熱影響區(qū)附近發(fā)生韌性斷裂。

Li等[22]也發(fā)現(xiàn),異種鈦合金焊接接頭不同區(qū)域的顯微組織存在明顯差異。熔合區(qū)主要由細(xì)小的α'馬氏體組成。TC4側(cè)熱影響區(qū)由馬氏體、塊狀α相、原α相和β相組成,TA7側(cè)的熱影響區(qū)由少量馬氏體、塊狀α相和原始α相組成。透射電鏡(TEM)結(jié)果顯示，由于改性焊接的作用，接頭上部的馬氏體晶粒變粗,熔合區(qū)內(nèi)部產(chǎn)生位錯。元素線掃描和面分布表明,合金元素在接縫界面處分布較為均勻,無明顯的偏析。該異種接頭抗拉強度略高于TA7母材，伸長率略低于兩種母材。拉伸過程失效位置位于TA7母材側(cè)，斷呈現(xiàn)韌性斷裂特征。現(xiàn)階段，盡管異種鈦合金氬弧焊的組織、性能研究已較多,但3D打印鈦合金構(gòu)件與鍛造/鑄造鈦合金構(gòu)件的異種焊接相關(guān)研究較少。隨著3D打印技術(shù)逐步成熟和推廣,基于3D打印構(gòu)件的異種鈦合金焊接技術(shù)成為焊接領(lǐng)域的重要研究方向。

基于上述背景,本文以無人機(unmanned aerial vehicle,UAV)桁架3D打印的TC4管材和TA18合金管材為研究對象，開展異種鈦合金氬弧焊工藝試驗。通過焊接工藝的系統(tǒng)研究,確定了最佳氬弧焊工藝參數(shù)，分析了異種焊接接頭的微觀組織和力學(xué)性能,可為改善3D打印鈦合金異種焊接應(yīng)力分布、優(yōu)化焊接結(jié)構(gòu)等提供技術(shù)支持。結(jié)合桁架管接頭需與2~8根鈦合金管連接、不同位置的管接頭結(jié)構(gòu)不同的特點，本文設(shè)計專用焊接工裝并制定合理焊接順序,有效控制了桁架結(jié)構(gòu)的焊接變形。同時配套設(shè)計去應(yīng)力熱處理專用工裝，避免構(gòu)件在熱處理過程中產(chǎn)生變形。

1、試驗材料及方法

以TC4、TA18鈦合金為對象開展焊接試驗,通過調(diào)節(jié)焊接電流、保護(hù)氣流量等參數(shù)，初步確定了焊縫成形質(zhì)量良好的鎢極氬弧焊(tungsten inert gas welding,TIG)工藝窗口。母材尺寸為50mm×24mm×1.5mm,填充焊絲為?2.0mm的與母材同成分的TC4焊絲,母材的化學(xué)成分見表1。焊前清除試樣待焊表面的氧化物及油污，并在對接面加工45°坡口，保證焊縫熔透與焊絲的有效填充。采用方波交直流氬弧焊機進(jìn)行填絲對接焊，鎢極直徑為1.8mm，焊接過程使用純度≥99.99%的氬氣進(jìn)行保護(hù)。填絲TIG焊工藝示意圖如圖1所示。

表1 母材的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)

Tab.1 Chemical composition of base material(wt%)

采用金相顯微鏡(OM)、掃描電鏡(SEM)、能譜儀(EDS)和X射線衍射(XRD)分析接頭微觀組織與物相組成，并開展顯微硬度、室溫和高溫拉伸、高溫持久力學(xué)性能測試(試樣尺寸如圖2所示)及斷口分析。設(shè)計專用焊接與熱處理工裝，制定對稱焊接順序,采用管內(nèi)充氬保護(hù),控制焊接與熱處理過程中的結(jié)構(gòu)變形。

2、結(jié)果與討論

2.1 焊接工藝參數(shù)優(yōu)化

結(jié)合工程實踐經(jīng)驗,針對厚度1.5mm的鈦合金構(gòu)件,為保障焊接接頭的成形與質(zhì)量,將焊接電流設(shè)定為25~35A,保護(hù)氣流量設(shè)定為10~20L/min。為優(yōu)選焊接電流和保護(hù)氣流量工藝參數(shù)，試驗工藝參數(shù)設(shè)置如表2所示。

采用上述9組工藝參數(shù)開展焊接試驗并對性能進(jìn)行評判,初步篩選出合適的焊接參數(shù)。對各參數(shù)焊接試板進(jìn)行顯微硬度測試，結(jié)果如圖3所示，圖3(a)~(c)的編號與表2參數(shù)組別對應(yīng)。從圖3可以看出，保持焊接電流不變時，隨著保護(hù)氣流量的增加，焊接板TC4或TA18側(cè)硬度基本呈增加的趨勢;當(dāng)電流超過30A后,繼續(xù)調(diào)整保護(hù)氣流量,硬度提升并不明顯;保持保護(hù)氣流量不變時,焊接板TC4或TA18側(cè)硬度呈先增加后減小的趨勢。結(jié)合硬度測試結(jié)果，最終確定最優(yōu)工藝參數(shù)為焊接電流30A、保護(hù)氣流量10L/min。

表2 試驗工藝參數(shù)

Tab.2 Process parameters of test

2.2 顯微組織演化

對異種鈦合金焊接接頭焊態(tài)與熱處理態(tài)焊縫、熱影響區(qū)的微觀組織及物相組成進(jìn)行分析。圖4為最優(yōu)工藝參數(shù)下的焊縫宏觀形貌，焊縫呈光亮的銀白色，魚鱗紋平滑、均勻。焊縫正面未見夾雜、裂紋和孔洞等缺陷，正面熔寬7mm左右，背面熔寬4mm左右。依據(jù)HB20160-2014無損檢測標(biāo)準(zhǔn)進(jìn)行熒光滲透檢測(圖5)和X射線檢測,結(jié)果顯示焊接區(qū)及熱影響區(qū)表面無裂紋、未熔合及氣孔等缺陷，焊縫質(zhì)量達(dá)到I級。

圖6~8為焊接接頭各區(qū)域的組織形貌。可看出，焊接接頭冶金結(jié)合良好，無明顯的氣孔、裂紋、夾雜等缺陷。焊縫為典型的鑄造組織,由粗大的柱狀晶和少量等軸晶組成。熔池凝固時，柱狀晶在熔合線處與母材未熔化的晶粒聯(lián)生結(jié)晶,并在溫度梯度的作用下,沿著焊接方向向焊縫中心生長。該接頭主要分為焊縫區(qū)(FZ)和熱影響區(qū)(Heat-affected zone,HAZ)。

圖6為TIG焊接板母材的金相組織。由圖可知,兩種母材均為α+β相等軸組織,由白色α相與黑色β相組成,細(xì)小的β相均勻分布在粗大α相晶界處。

圖7為焊接接頭焊縫區(qū)金相組織。由圖7(a)可見,焊縫晶粒粗大,以柱狀晶為主,晶粒內(nèi)部可以看到少量的長條狀α相和大長徑比的針狀α′相。對針狀α′相放大觀測如圖7(b)所示,可以看到針狀α′相長徑比極大，相鄰晶粒取向一致，呈平行排列的束域,其兩側(cè)存在取向不同的交錯α′束域,彼此交織。

圖8為焊接接頭熱影響區(qū)金相組織。從圖8可見,TC4側(cè)近熱影響區(qū)受熱溫度超過α/β轉(zhuǎn)變溫度，原有α相完全轉(zhuǎn)變?yōu)棣孪唷Ｔ搮^(qū)域加熱溫度低于焊縫區(qū)域，冷卻速度相比于焊縫區(qū)更快，最終尺寸小于焊縫的β等軸晶粒。在隨后的冷卻過程中，β相轉(zhuǎn)變?yōu)棣痢湎唷Ｓ捎诖藭r熔池的冷卻速度相對較大,使得針狀馬氏體α′相既能夠在β相晶界形核,又能夠在β相晶內(nèi)形核，形成網(wǎng)籃組織。隨著距焊縫中心位置的增加，熱影響區(qū)的加熱溫度僅能使部分α相轉(zhuǎn)變?yōu)棣孪啵邷貫棣?β雙相，此時加熱溫度較低且冷卻速度較快，β晶粒來不及快速長大，晶粒尺寸較小;冷卻后未轉(zhuǎn)變的原生α相保留下來,形成原生α相+針狀馬氏體α′相的雙相組織。TA18側(cè)由于焊接熱輸入的影響，β相晶粒具備成長條件，降溫過程中β相為α相生長提供了不同取向，最終形成大量片狀與針狀組織。而由于加熱溫度較低，冷卻速度較快，β相相互融合和長大受限，形成細(xì)小的β相，冷卻后進(jìn)一步轉(zhuǎn)化成等軸的α相。

在TC4鈦合金加熱過程中，當(dāng)溫度超過α/β轉(zhuǎn)變溫度時，TC4母材中的α相向β相轉(zhuǎn)變。由于合金元素在β相中的擴(kuò)散系數(shù)較大，β晶粒會快速長大。焊縫熔池冷卻速度快，將原來粗大的β晶粒保留至固相,最終轉(zhuǎn)變?yōu)獒槧铖R氏體α′相,原β相晶界輪廓清晰。這類針狀馬氏體α′存在特定的晶體學(xué)取向關(guān)系，大多由β晶界向晶內(nèi)生長。

焊后對焊接試樣進(jìn)行去應(yīng)力退火處理，為研究熱處理對焊接性能的影響，觀察分析熱處理后焊接試板不同區(qū)域的組織形貌，結(jié)果如圖9~11所示。通過對比熱處理前后各區(qū)域形貌可知，各區(qū)域晶粒均出現(xiàn)長大，且組織分布更均勻。其中，TC4側(cè)細(xì)長片狀α相減少，轉(zhuǎn)變?yōu)槎贪魻瞀料?α相寬度較焊態(tài)明顯變大;TA18側(cè)β相含量減少,白色α晶粒長徑比減小，呈現(xiàn)等軸化特征。

2.3 元素及物相組成

采用能譜儀(EDS)與X射線衍射儀(XRD)對熱處理后焊接接頭TC4、TA18側(cè)各區(qū)域進(jìn)行測試,分析其元素分布與物相組成。采用線掃方式檢測，掃描路徑如圖12所示。1區(qū)為焊縫區(qū),2-1、2-2分別為TA18熱影響區(qū)和TC4熱影響區(qū),3-1、3-2分別為TA18母材區(qū)和TC4母材區(qū)。EDS線掃結(jié)果見表3。由于焊絲材料為TC4，可以看出焊縫區(qū)Al、V元素含量較TC4母材高,熱影響區(qū)與母材元素分布、含量基本一致，說明鎢極氬弧焊工藝對材料元素分布影響不大。

表3 各區(qū)域EDS結(jié)果(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)

Tab.3 EDS results of each area(wt%)

利用X射線衍射(XRD)對接頭各區(qū)域進(jìn)行物相分析,結(jié)果如圖13所示。從圖可見,TA18側(cè)熱影響區(qū)的物相組成與母材基本一致，僅衍射峰強度略低,這該區(qū)域組織更均勻有關(guān);TC4側(cè)熱影響區(qū)物相組成及對應(yīng)衍射峰強度與母材差別顯著:熱影響區(qū)α-Ti最強衍射峰為(002)面,而母材α-Ti最強衍射峰為(101)面，熱影響區(qū)衍射峰位置相對于母材α-Ti向小角度偏移，推測是熱影響區(qū)β相占比增加,α相減少所致;焊縫區(qū)主體成分為TC4,其α-Ti最強衍射峰為(101)晶面;同時該區(qū)域α-Ti衍射峰對于TC4熱影響區(qū)向大角度偏移，這可能是由于TA18中Al、V溶入焊縫，增加了焊縫區(qū)Al、V含量，進(jìn)而造成其發(fā)生變化。

2.4 力學(xué)性能

2.4.1 顯微硬度

采用維氏顯微硬度測試儀測試了異種鈦合金焊接接頭去應(yīng)力退火前后的硬度，試驗載荷為4.9N，測試路徑由焊縫中心向兩側(cè)母材延伸，結(jié)果如圖14、15所示。焊接接頭近縫熱影響粗晶區(qū)出現(xiàn)軟化現(xiàn)象。TC4側(cè)硬度降至最低,低于母材;在熱影響細(xì)晶區(qū)硬度有所增加,最終至母材硬度(320HV0.5)。TA18側(cè)硬度同樣低于母材,熱影響細(xì)晶區(qū)有所增加,并逐漸增加至母材水平(250HV0.5)。鈦合金導(dǎo)熱性差,近縫熱影響區(qū)長時間處于過熱狀態(tài)，β晶粒明顯粗化，在隨后的冷卻過程中，較快的冷卻速度使得未轉(zhuǎn)變的α相保留下來，形成α+α'雙相組織，在硬度方面體現(xiàn)為熔合線附近粗晶區(qū)的顯微硬度值降低。由于焊絲選用TC4材料,因此焊縫區(qū)硬度明顯高于TA18母材。

對比熱處理前后硬度,TC4側(cè)經(jīng)熱處理后硬度有所增加,這是由于熱處理后組織中細(xì)長片狀α相減少,轉(zhuǎn)變?yōu)槎贪魻瞀料?滑移系數(shù)減小,使得硬度增加;TA18側(cè)硬度略微下降,這是由于熱處理后顯微組織粗化,相界面數(shù)量減少;同時α相的體積分?jǐn)?shù)降低，β相的體積分?jǐn)?shù)增加。β相滑移系數(shù)更多，更易發(fā)生塑性變形，因此該區(qū)域顯微硬度較焊態(tài)小幅降低。

2.4.2 室溫、高溫性能

表4為TC4、TA18母材以及TC4/TA18異種焊接試板在供貨態(tài)、熱處理態(tài)下的室溫拉伸性能測試結(jié)果。TC4母材供貨態(tài)和熱處理態(tài)的平均抗拉強度和屈服強度分別為1084.3、1057.3MPa和961.7、926.0MPa;TA18母材在供貨態(tài)和熱處理態(tài)的平均抗拉強度和屈服強度為665.0、659.3MPa和628.3、628.7MPa;TC4/TA18焊接接頭焊態(tài)和熱處理態(tài)的平均抗拉強度和屈服強度為749.3、710.7MPa和662.0、631.0MPa。可看出，焊接接頭的抗拉強度和屈服強度均高于TA18母材，滿足鈦合金氬弧焊接接頭強度達(dá)到母材80%的要求。

當(dāng)TA18鈦合金修復(fù)區(qū)達(dá)到抗拉極限時,TC4基體僅達(dá)到屈服極限，因此斷裂率先出現(xiàn)在母材側(cè);TA18鈦合金經(jīng)熱處理后，β相分布更為彌散均勻，再結(jié)晶程度高，片層狀α相細(xì)化且取向不同。這類組織阻礙滑移產(chǎn)生，同時位錯難以穿過α/β相界面，使整體強度較低。TC4熱處理后，部分α相向β相轉(zhuǎn)變,等軸初生α相比例逐漸減少,次生α相(馬氏體α')增加。此外，β相發(fā)生馬氏體轉(zhuǎn)變，該馬氏體對材料的強化作用小，故熱處理后強度降低。

表4 室溫拉伸性能

Tab.4 Room temperature tensile properties

表5、6分別為去應(yīng)力退火后焊接試板高溫拉伸和高溫持久試驗結(jié)果。根據(jù)材料使用工況，測試溫度設(shè)定為300℃。測得TC4/TA18焊接接頭高溫平均拉伸抗拉強度和屈服強度分別為440.5MPa和397 MPa。依據(jù)高溫拉伸數(shù)據(jù)，選取300℃、350MPa開展高溫持久試驗，試樣保持72h未斷裂，繼續(xù)增加載荷使其斷裂,測得平均斷后伸長率為9.5%。由此可知,試樣在72h持久測試中未達(dá)到其極限,其高溫持久性能大于72h,具有良好的高溫使用性能。

表5 高溫拉伸性能

Tab.5 High-temperature tensile properties

表6 高溫持久性能

Tab.6 High-temperature durability

為了進(jìn)一步驗證焊接接頭的力學(xué)性能規(guī)律,對室溫拉伸斷口進(jìn)行觀察,結(jié)果如圖16所示。圖16中(a)~(f)依次對應(yīng)熱處理態(tài)TC4試板、熱處理態(tài)TA18試板、供貨態(tài)TA18試板、供貨態(tài)TC4試板、熱處理態(tài)TC4/TA18焊接試板以及焊態(tài)TC4/TA18焊接試板。由斷口形貌可知:熱處理態(tài)TC4試板(圖16(a))斷口表面較為平坦,存在放射狀條紋,由斷裂源向外延伸擴(kuò)展，無明顯塑性變形，局部可見解理臺階和河流花樣，斷口整體光滑，呈典型的解理斷裂脆性。熱處理態(tài)TA18試板(圖16(b))斷口整體呈粗糙顆粒狀，分布大量韌窩結(jié)構(gòu)，韌窩尺寸較均勻，分布密集,部分韌窩底部可見第二相粒子,為典型韌性斷裂特征。供貨態(tài)TA18試板(圖16(c))斷口表面呈現(xiàn)混合形貌，部分區(qū)域存在解理斷裂面，部分區(qū)域分布細(xì)小韌窩，表現(xiàn)出準(zhǔn)解理特征。供貨態(tài)TC4試板(圖16(d))斷口表面存在明顯的二次裂紋,沿晶界擴(kuò)展，晶粒輪廓清晰，局部晶面光滑，呈現(xiàn)冰糖狀斷口,為典型沿晶脆性斷裂。熱處理態(tài)TC4/TA18焊接試板(圖16(e))斷口整體平整，無明顯塑性變形。焊態(tài)TC4/TA18焊接試板(圖16(f))斷口為韌-脆混合斷裂特征，斷裂面起伏較大，局部可見韌窩與解理臺階，韌窩較淺，解理面較小。結(jié)合形貌與力學(xué)性能分析可知，TC4母材強度大，韌性小，其斷口形貌為脆性斷裂特征。同時對比焊態(tài)與熱處理態(tài)焊接接頭的斷口形貌，可直觀印證熱處理后力學(xué)性能下降的變化規(guī)律。

2.5 多維度管接頭與桁架管氬弧焊變形控制

2.5.1 焊接工藝參數(shù)優(yōu)化

為實現(xiàn)焊接工藝的工程化應(yīng)用，對無人機多維度管接頭與桁架管氬弧焊變形控制進(jìn)行研究。管接頭與桁架管需先裝配、后焊接，結(jié)合套管結(jié)構(gòu)特性與優(yōu)化后的工藝參數(shù)，設(shè)計合理的焊接管組裝順序，既避免管件間相互干涉，也有效釋放局部焊接應(yīng)力，減小焊接變形。

根據(jù)桁架結(jié)構(gòu)特點，設(shè)計了如下焊接順序原則:

(1)桁架裝配后先進(jìn)行點焊定位，正式焊接時采用對稱施焊方式。

(2)整體遵循由內(nèi)向外、由中間向兩端的焊接順序，防止出現(xiàn)應(yīng)力集中。

(3)優(yōu)先焊接截面較大的主要受力弦桿，再焊接截面較小的次受力弦桿。

2.5.2 輔助工藝優(yōu)化以及焊后熱處理

針對管接頭與桁架管的焊接工況，設(shè)計專用焊接工裝,并配套氣氛保護(hù)、冷卻等輔助工藝，以此減小焊接應(yīng)力，抑制焊接變形。鈦合金管接頭與桁架管焊后應(yīng)進(jìn)行去應(yīng)力熱處理，針對不同結(jié)構(gòu)的多維度管接頭,設(shè)計相應(yīng)的熱處理專用工裝,防止零件在熱處理過程中發(fā)生變形。

根據(jù)管接頭與桁架管的結(jié)構(gòu)特點，設(shè)計如圖17所示的工裝。該工裝集成夾持固定、氣氛保護(hù)、焊接防變形、熱處理防變形等多項功能,工件從裝配焊接到焊后熱處理全程無需拆卸和更換工裝。

按設(shè)計結(jié)構(gòu)順序，將管接頭和桁架管拼接在工裝上,采用三維掃描技術(shù),將拼接好的桁架結(jié)構(gòu)與設(shè)計模進(jìn)行尺寸比對,結(jié)果如圖18所示。圖18(a)~(d)分別表示裝配前后、焊接前后、熱處理前后、拆除工裝與原始模型尺寸對比。結(jié)果表明，工裝起到了良好的加持固定作用，可將多維度易變形結(jié)構(gòu)的尺寸偏差基本控制在0.5mm以內(nèi)。拼接完成后，利用桁架整體聯(lián)通的特點，在管內(nèi)通入高純氬氣進(jìn)行保護(hù)，防止桁架受熱氧化。依據(jù)上述焊接原則將桁架焊接完成后，對比焊前、焊后尺寸，焊后變形小于0.5mm,大多數(shù)區(qū)域變形僅在0.1mm左右,證明該焊接順序與工裝能有效控制焊接變形。將熱處理后及拆卸工裝后桁架分別與原始桁架模型對比，桁架最大變形量控制在1mm左右，多數(shù)區(qū)域變形量低于0.2mm,整體變形量較小。綜合裝配、焊接至焊后熱處理全流程的尺寸檢測結(jié)果可知，合理的焊接順序和一體化工裝,能很好地控制無人機桁架的整體變形。

3、結(jié)論

優(yōu)化了氬弧焊工藝參數(shù)，分析焊接接頭熱處理前后的組織與性能演變，并配套設(shè)計專用的焊接工裝,有效降低了管接頭與桁架管的焊接變形,為無人機鈦合金桁架3D打印TC4多維度管接頭氬弧焊應(yīng)用提供理論基礎(chǔ)。

(1)通過對工藝窗口的探索完成工藝參數(shù)優(yōu)化,確定最優(yōu)焊接工藝。所得焊接接頭組織均勻,無焊接缺陷;焊縫呈典型鑄造組織,由粗大的柱狀晶和少量等軸晶組成。熱處理后組織發(fā)生粗化，但整體組織均勻性提升，接頭質(zhì)量滿足使用要求。

(2)試樣熱處理后抗拉強度降低，但焊接接頭強度仍高于TA18母材。在300℃、350MPa條件下，焊接接頭高溫持久壽命可達(dá)72h,高溫性能優(yōu)異,具備在300℃下長期工作的能力。

(3)結(jié)合工藝優(yōu)化、專用工裝設(shè)計與合理的焊接順序，可將大尺寸桁架焊接變形控制在1mm以內(nèi),變形控制效果良好,為復(fù)雜多維度3D打印鈦合金構(gòu)件的焊接制造提供了可行工藝方案。

參考文獻(xiàn):

[1] Quazi M M, Ishak M, Fazal M A, et al. Current research and development status of dissimilar materials laser welding of titanium and its alloys[J]. Optics & Laser Technology, 2020, 126: 106090.

[2] Zhang X, Xue K, Liu L, et al. Effect of electrical pulse treatment on the microstructural and mechanical responses of heterogeneous linear friction welded TC17/TC4 dissimilar joint[J]. Journal of Materials Research and Technology, 2025, 35: 1-12.

[3] Gong Z, Zhang T, Chen Y, et al. Effect of laser shock peening on stress corrosion cracking of TC4/2A14 dissimilar metal friction stir welding joints[J]. Journal of Materials Research and Technology, 2024, 30: 1716-1725.

[4] Zhao X, Lu X, Wang K, et al. Microstructure and mechanical properties of electron beam welded TC4 titanium alloy structure with backing plate[J]. Materials Today Communications, 2023, 35: 106160.

[5] Li G, Wang Y, Liang Y, et al. Microstructure and mechanical properties of laser welded Ti-6Al-4V(TC4) titanium alloy joints[J]. Optics & Laser Technology, 2024, 170: 110320.

[6] Su R, Li H, Wang D, et al. Effect of three-stage heat treatment on mechanical properties and micro-deformation mechanism of TC4 titanium alloy welded joint[J]. Journal of Materials Research and Technology, 2024, 30: 6753-6770.

[7] Lei Z, He L, Liu R, et al. Fatigue crack initiation mechanism and life prediction of laser-arc hybrid welded TC4 titanium alloy joints[J]. International Journal of Fatigue, 2026, 203: 109308.

[8] Long J, Zhang L, Na S J, et al. Fracture toughness of electron-beam-welded parts of super-thick TC4-DT Ti alloy for aeronautical use[J]. Engineering Fracture Mechanics, 2024, 298: 109927.

[9] Cui S W, Shi Y H, Zhang C S. Microstructure and mechanical properties of TC4 titanium alloy K-TIG welded joints[J]. Transactions of Nonferrous Metals Society of China, 2021, 31(2): 416-425.

[10] Liu Y Y, Tian W T, Yang Q H, et al. Inertia radial friction welding of Ti60(near-α)/TC18(near-β) bimetallic components: Interfacial bonding mechanism, heterogeneous microstructure and mechanical properties[J]. Materials Characterization, 2024, 208: 113598.

[11] Liu J, Li J, Jin F, et al. Macro and micro structural responses of dissimilar TC4/TC17 titanium alloy joints in linear friction welding and post-welding heat treatment processes and their effects on tensile and fatigue performance[J]. Journal of Materials Research and Technology, 2025, 37: 484-492.

[12] Jun M A. Microstructure and high-temperature mechanical properties of laser beam welded TC4/TA15 dissimilar titanium alloy joints[J]. Transactions of Nonferrous Metals Society of China, 2020, 30(1): 160-170.

[13] 許艷飛，文璟，肖逸鋒，等. TC4/TC18異種鈦合金焊接接頭的組織性能研究及數(shù)值模擬[J]. 金屬熱處理, 2017, 42(1): 166-170.

[14] Long J, Zhang L J, Zhuang M X, et al. Narrow-gap laser welding with beam wobbling and filler wire and microstructural performance of joints of thick TC4 titanium alloy plates[J]. Optics & Laser Technology, 2022, 152: 108089.

[15] Wang F, Sun Z, Liu Z, et al. Performance analysis on welded joints made of TC4/TA17 dissimilar titanium alloys[J]. Ocean Engineering, 2024, 294: 116758.

[16] Su R, Li H, Chen H, et al. Stability analysis and porosity inhibition mechanism of oscillating laser-arc hybrid welding process for medium-thick plate TC4 titanium alloy[J]. Optics & Laser Technology, 2024, 174: 110569.

[17] Li Y, Huang W, Gan K, et al. Synergistic effect of solution-aging on phase evolution and high-temperature creep resistance in inertia-friction-welded Ti-6Al-4V aerospace components[J]. Journal of Materials Research and Technology, 2025, 38: 2875-2885.

[18] 李立澤. TC4/TA7異種鈦合金焊接工藝及其接頭的組織與性能[D]. 南京: 南京航空航天大學(xué), 2020.

[19] Li B, Fan J, Zhang W, et al. Texture evolution and anisotropy of TA18 titanium alloy strip under rolling and heat treatment conditions[J]. Journal of Materials Research and Technology, 2025, 34: 1582-1590.

[20] Xu W F, Zhang Z. Microstructure and mechanical properties of laser beam welded TC4/TA15 dissimilar joints[J]. Transactions of Nonferrous Metals Society of China, 2016, 26(12): 3135-3146.

[21] Ou P, Cao Z, Hai M, et al. Microstructure and mechanical properties of K-TIG welded dissimilar joints between TC4 and TA17 titanium alloys[J]. Materials Characterization, 2023, 196: 112644.

[22] Li L, Wang S, Huang W, et al. Microstructure and mechanical properties of electron beam welded TC4/TA7 dissimilar titanium alloy joint[J]. Journal of Manufacturing Processes, 2020, 50: 295-304.

（注，原文標(biāo)題：無人機鈦合金桁架氬弧焊焊接工藝研究_宋洪松）