黃永憲，呂宗亮，萬龍，孟祥晨，曹健

哈爾濱工業(yè)大學(xué) 先進(jìn)焊接與連接國家重點(diǎn)實驗室，哈爾濱 150001

鈦及鈦合金材料具有質(zhì)輕、耐高溫、比剛度高、抗腐蝕性能好等優(yōu)點(diǎn)，廣泛應(yīng)用于航空航天、軌道交通及原子能產(chǎn)業(yè)等[1-8]。據(jù)統(tǒng)計，在20世紀(jì)80年代，僅美國航空航天領(lǐng)域每年用鈦量達(dá)1.3～1.9萬多噸，其中F22戰(zhàn)斗機(jī)的用鈦量占飛機(jī)總重量的45%[6]。鋁及鋁合金也憑借其質(zhì)輕和比強(qiáng)度高等特性在航空航天和自動化等領(lǐng)域得到廣泛應(yīng)用[9]。近年來，隨著汽車制造、航空航天等行業(yè)對輕量化提高能效比，節(jié)約環(huán)保的要求越來越高，為發(fā)揮以上2種金屬不同的性能優(yōu)勢，實現(xiàn)性能互補(bǔ)，在YF-12戰(zhàn)斗機(jī)機(jī)翼蜂窩夾層[10](鈦合金蒙皮和鋁合金蜂窩夾層連接而成)、空客飛機(jī)座位導(dǎo)軌[11]和復(fù)合鋁底鈦鍋[12]等部件均采用鈦/鋁復(fù)合結(jié)構(gòu)。因此，鈦/鋁異種金屬復(fù)合結(jié)構(gòu)的連接問題已成為研究熱點(diǎn)[13-17]。

然而，由于鈦/鋁異種金屬兩者之間的熱物理和化學(xué)性能差異巨大，導(dǎo)致其焊接存在巨大的困難，具體體現(xiàn)在以下4個方面：① 鈦和鋁均屬于活潑金屬，表面易氧化生成致密的TiO2和Al2O3，導(dǎo)致焊縫夾渣等缺陷并降低接頭強(qiáng)度。此外鈦在高溫下的吸氫、氧和氮行為亦降低接頭性能。② 鈦和鋁的熔點(diǎn)相差約800 ℃，若采用熔焊進(jìn)行連接，當(dāng)溫度達(dá)到鈦熔點(diǎn)時，鋁及鋁合金元素大量燒損蒸發(fā)。③ 鈦和鋁的線膨脹系數(shù)和熱導(dǎo)率相差很大，鈦的線膨脹系數(shù)和熱導(dǎo)率分別為鋁的1/3和1/16。④ 鈦和鋁的晶格參數(shù)、晶格類型、原子半徑等差異巨大，導(dǎo)致其冶金不相容，易反應(yīng)生成大量脆性金屬間化合物，在焊接應(yīng)力作用下極易產(chǎn)生焊接裂紋。因此，采用熔焊連接鈦/鋁異種金屬面臨著巨大的困難。

攪拌摩擦焊(Friction Stir Welding, FSW)作為固相連接方法，具有高效、優(yōu)質(zhì)、焊接應(yīng)力小、變形小等優(yōu)點(diǎn)。焊接過程中，利用高速旋轉(zhuǎn)的硬質(zhì)攪拌頭與待焊工件之間的摩擦產(chǎn)熱與形變熱使攪拌頭附近的材料發(fā)生塑化而不熔化，黏塑性的材料在攪拌頭軸肩和攪拌針共同作用下不斷填充到攪拌頭的后面，從而形成致密焊縫[18-20]。FSW對于克服異種材料性能差異帶來的焊接困難具有極大的優(yōu)勢且具有廣闊的應(yīng)用前景，相關(guān)工藝及機(jī)理研究也越來越受到重視，鈦/鋁異種金屬FSW成為焊接領(lǐng)域的研究熱點(diǎn)之一。

鈦/鋁異種材料FSW連接方式如圖1所示。為避免攪拌頭與鈦合金摩擦過程中大量磨損并保證異種材料在攪拌頭作用下充分混合，圖1(a)為鈦/鋁對接且攪拌頭偏向鋁合金側(cè)一定距離[21]；

圖1 鈦/鋁攪拌摩擦焊的3種接頭[17,21-22]Fig.1 Three types of FSW joints of Ti/Al alloys[17,21-22]

圖1(b)為鋁板在上鈦板在下的搭接接頭，焊接時攪拌針端部壓入鈦板一定距離實現(xiàn)連接[22]；圖1(c)為“差高-偏置”模式，攪拌頭軸肩過量扎入鋁板，并使軸肩底部端面剛好與鈦板上表面輕微接觸，在保證鋁側(cè)焊縫處的產(chǎn)熱和材料的塑性流動的同時，還可避免攪拌頭軸肩與鈦合金板表面摩擦導(dǎo)致的過量磨損和產(chǎn)熱[17]。

1 鈦/鋁對接攪拌摩擦焊

在采用FSW對接實現(xiàn)鈦/鋁異種金屬的連接時，一般將鈦合金置于前進(jìn)側(cè)(Advancing Side, AS)，鋁合金置于后退側(cè)(Retreating Side, RS)，且攪拌針偏向鋁合金，控制攪拌針邊緣扎入鈦合金的量為0～1.2 mm，如表1所示。

表1 鈦/鋁對接FSW焊接窗口

圖2和圖3為典型的鈦/鋁異種金屬攪拌摩擦焊對接接頭的橫截面形貌。與同種材料FSW相比較，鈦/鋁對接接頭呈現(xiàn)以下特點(diǎn)：① 焊核區(qū)(Stir Zone, SZ)與鈦之間存在清晰的界面，而與鋁之間則界面模糊；② 焊核區(qū)主要為細(xì)小的再結(jié)晶鋁晶粒和在攪拌針作用下脫落的塊狀鈦，故而焊核區(qū)主要由鋁及鑲嵌其中的強(qiáng)化顆粒鈦組成，因而接頭界面的宏觀形貌與母材(Base Material, BM)的相對位置有關(guān)；③ 在后退側(cè)存在與同種材料FSW相似的熱機(jī)影響區(qū)(Thermo-Mechanically Affected Zone, TMAZ)和熱影響區(qū)(Heat Affected Zone, HAZ)，而在前進(jìn)側(cè)界面處存在鈦中α和β相的晶粒。一般而言，在接頭反應(yīng)界面靠近軸肩區(qū)域，因攪拌針對鈦基體的摩擦作用出現(xiàn)由鈦元素組成的漩渦狀疊層，且該結(jié)構(gòu)與偏移量大小有密切關(guān)系，如圖4所示。

鈦/鋁異種金屬的連接難點(diǎn)主要是控制連接界面金屬間化合物的種類和厚度，鈦/鋁異種材料FSW的研究重點(diǎn)也集中于此。宋志華等[21]認(rèn)為界面冶金反應(yīng)生成金屬間化合物是實現(xiàn)鈦/鋁有效連接的機(jī)制。吳愛萍等[26]指出界面微結(jié)構(gòu)特征在沿厚度方向并無變化，在界面處存在連續(xù)的厚度約為100 nm的TiAl3金屬間化合物，且為唯一的反應(yīng)產(chǎn)物，如圖5所示。他們指出攪拌頭旋轉(zhuǎn)速度對接頭質(zhì)量至關(guān)重要，當(dāng)轉(zhuǎn)速為1 250 r/min時，界面存在較厚的金屬間化合物，接頭斷裂發(fā)生于界面處且抗拉強(qiáng)度最低；當(dāng)轉(zhuǎn)速為500 r/min時，焊核存在擠壓不足的現(xiàn)象，斷裂發(fā)生于焊核區(qū)；當(dāng)轉(zhuǎn)速為750 r/min時，界面具有很薄的金屬間化合物層，斷裂位于TMAZ和HAZ之間，強(qiáng)度為215 MPa，達(dá)到鋁合金的68%。文獻(xiàn)[24]則表明在界面處的大部分區(qū)域未發(fā)現(xiàn)金屬間化合物的存在，鈦/鋁之間主要的連接方式為擴(kuò)散焊；界面處漩渦結(jié)構(gòu)誘導(dǎo)的“微機(jī)械連接”及金屬間化合物的存在使鈦/鋁之間的連接機(jī)制變得更為復(fù)雜，且彌散分布的鈦顆粒起到了增強(qiáng)相的作用。Dressler等認(rèn)為，盡管接頭中存在的TixAlx相屬于硬脆物，但是當(dāng)其厚度可控在較薄(1 μm)的范圍內(nèi)時，可起到增強(qiáng)接頭的作用，接頭強(qiáng)度為348 MPa，達(dá)到2024-T3母材的73%。

圖2 AA2024/TC4鈦合金對接接頭宏觀形貌[24]Fig.2 Macrostructure of AA2024/TC4 friction stir butt joint[24]

圖3 AA6061/TC4對接接頭宏觀形貌[22]Fig.3 Macrostructure of AA6061/TC4 friction stir butt joint[22]

圖4 不同偏移量下的接頭橫截面形貌特征[21]Fig.4 Cross-sectional morphologies of joint at different offsets[21]

圖5 透射電鏡下的界面微觀形貌[21,24]Fig.5 Ti/Al interface microstructure by transmission electron microscope[21,24]

陳玉華等[23]采用FSW連接TC1和LF6鋁合金時發(fā)現(xiàn)攪拌頭的磨損較為嚴(yán)重，在焊核和鋁合金母材的邊界存在攪拌頭磨損后脫落的顆粒，如圖6所示。對顆粒進(jìn)行能譜分析，發(fā)現(xiàn)其主要成分為62.09%Fe，17.03%Cr，6.79%Ni，6.92%Ti和6.44%Al，與攪拌頭材料的成分很接近。作者認(rèn)為，為實現(xiàn)鈦/鋁異種材料的FSW接頭，一方面調(diào)整工藝控制焊接接頭中金屬間化合物，另一方面研制耐磨損的攪拌頭避免焊具磨損。

圖6 攪拌頭磨損后的顆粒形貌[23]Fig.6 Morphologies of particles due to FSW tool wear[23]

與同種材料的FSW相比，異種材料FSW可調(diào)的工藝參數(shù)更多，如攪拌針偏移和母材的相對位置等。對于鈦/鋁異種金屬的對接接頭一般采取將鈦置于前進(jìn)側(cè)[16,21,23,25-26]。宋志華等[21]在研究不同偏移量對接頭性能的影響時發(fā)現(xiàn)，當(dāng)轉(zhuǎn)速為750 r/min，偏移量分別為0.9 mm和1.2 mm時接頭均斷裂于鋁合金一側(cè)的HAZ處；轉(zhuǎn)速為1 000 r/min且偏移量為1.2 mm時，接頭均斷于界面處，如圖7所示。吳愛萍等[26]研究了在不同偏移量下的焊接參數(shù)區(qū)間：當(dāng)偏移量為0時，難以成形；當(dāng)偏移量較小時，需要匹配高旋轉(zhuǎn)速度和低焊接速度；當(dāng)偏移量為0.9 mm和1.2 mm時轉(zhuǎn)速區(qū)間為500～1 000 r/min，焊接速度區(qū)間為120～280 mm/min，如圖8所示。

圖7 不同偏移量和轉(zhuǎn)速下的拉伸強(qiáng)度[21]Fig.7 Tensile strength of joint at varied offsets and rotational speeds[21]

圖8 不同偏移量下的工藝窗口[26]Fig.8 Process window at varied offsets[26]

2 鈦/鋁搭接攪拌摩擦焊

采用FSW實現(xiàn)鈦/鋁異種金屬的搭接連接時，一般將鋁合金置于上側(cè)，鈦合金置于下側(cè)，控制攪拌針尖端扎入鈦合金表面的量為0～0.3 mm，以防止攪拌針尖端與鈦合金發(fā)生強(qiáng)烈摩擦，導(dǎo)致焊具材料發(fā)生磨損、熱輸入過高和金屬間化合物過厚，目前針對鋁/鈦搭接FSW的研究較少，其研究重點(diǎn)主要在如何控制界面金屬間化合物厚度，如表2所示。

表2 鈦/鋁搭接FSW工藝窗口

圖9為典型鈦/鋁異種金屬FSW搭接接頭宏觀示意圖[15]，在FSW搭接過程中，當(dāng)攪拌針端部扎入鈦板后，在攪拌作用下塊狀鈦合金呈非連續(xù)性從基體上剝落，并在隨后的強(qiáng)塑性變形過程中逐漸細(xì)化，與動態(tài)再結(jié)晶的鋁合金緊密混合，呈現(xiàn)非均勻分布狀態(tài)。該層鈦合金的厚度與壓入量及焊接速度有關(guān)[22]。陳迎春和Nakata[15]認(rèn)為當(dāng)焊接速度增大時，焊接熱輸入降低，位于上部的鋁合金材料軟化不足，影響攪拌針端部與鈦合金的接觸。Chen等[13]在解釋焊核區(qū)“彎鉤狀”或“鉗狀”區(qū)域的形成原因時指出，焊核區(qū)塑化金屬在攪拌針螺紋的摩擦力和周圍冷態(tài)金屬壓力共同作用下向上做螺旋運(yùn)動，鈦合金碎片借此流入鋁合金中，在軸肩的擠壓作用和攪拌針下部出現(xiàn)的瞬時低壓作用下向下運(yùn)動，最終形成“彎鉤狀”形式與鋁合金交疊分布。

鈦/鋁異種金屬的FSW搭接接頭在焊核區(qū)界面處的組織形態(tài)隨攪拌針的壓入量的不同而呈現(xiàn)出不同的形式。當(dāng)攪拌針壓入鈦板內(nèi)部時，大量鈦在攪拌針的攪拌、摩擦及擠壓作用下無規(guī)則地分布于焊核區(qū)，處于粘塑性狀態(tài)的鋁合金則在強(qiáng)形變作用下填充進(jìn)入破碎鈦合金碎片間隙，形成類似于“彎鉤狀”和“鉗狀”的層狀結(jié)構(gòu)。一般而言，該結(jié)構(gòu)內(nèi)部存在TiAl3金屬間化合物、動態(tài)再結(jié)晶的鋁、以及在強(qiáng)塑性變形下溶解或擴(kuò)散進(jìn)入鋁中的鈦，證明鈦/鋁發(fā)生了冶金反應(yīng)，如圖10所示[22]。當(dāng)攪拌針未壓入鈦板內(nèi)部時，界面處組織平滑過渡，界面處無明顯鈦的層狀結(jié)構(gòu)，界面處金屬間化合物單一，僅發(fā)現(xiàn)細(xì)微薄層由Al、Si、TiAl3組成，如圖11所示[15]。由于鈦/鋁金屬間化合物屬于硬脆相，其厚度對接頭強(qiáng)度的影響起決定性作用，研究表明當(dāng)鈦/鋁金屬間化合物的厚度大于5 μm時，接頭強(qiáng)度隨厚度增大而減弱。

圖9 ADC12鋁合金/純鈦搭接接頭宏觀圖[15]Fig.9 Macrostructure for lap joint between ADC12 and pure Ti[15]

針對鈦/鋁搭接接頭，影響接頭強(qiáng)度的參數(shù)主要是焊接速度，焊接轉(zhuǎn)速和下壓量。Wei等[22]針對1060鋁合金與TC4的研究發(fā)現(xiàn)，隨著焊接速度的增加，接頭強(qiáng)度呈先增加后降低的趨勢，當(dāng)焊接速度為300 mm/min時接頭強(qiáng)度最高且斷裂位置在鋁合金母材，表明強(qiáng)度與鋁合金母材等強(qiáng)，如圖12所示。陳迎春和Nakata[15]在針對ADC12鋁合金和純鈦的焊接時得出與上相似的結(jié)論。但當(dāng)焊接速度過低時，由于熱輸入過大，難以形成良好接頭，如圖13所示。

圖10 焊核區(qū)層狀組織[22]Fig.10 Lamellar structure in weld nugget zone[22]

圖11 鈦/鋁搭接接頭界面組織[15]Fig.11 Microstructure of interface of Ti/Al lap joint[15]

圖12 不同焊接速度下的接頭拉伸強(qiáng)度和斷裂[22]Fig.12 Tensile strength and fracture of joint at different welding speeds[22]

圖13 低焊接速度下孔洞缺陷[15]Fig.13 Cavity defect at low welding speed[15]

3 鈦/鋁攪拌摩擦點(diǎn)焊

回填式攪拌摩擦點(diǎn)焊(Refill Friction Stir Spot Welding, RFSSW)是由德國GKSS于1999年發(fā)明[32]，其原理在于通過攪拌針、袖套和夾套之間的相對運(yùn)動及配合，實現(xiàn)上下兩層材料的無匙孔點(diǎn)焊，如圖14所示。該技術(shù)是在FSW基礎(chǔ)上衍生而來的一種新型固相連接技術(shù)，其在鋁/鈦異種金屬的點(diǎn)連接上具有較大的優(yōu)勢。德國GKSS的Plaine[33]和波蘭的Piotr[34]等的研究主要集中于旋轉(zhuǎn)速度、保持時間、扎入量等對鈦/鋁接頭界面金屬間化合物的組成和分布以及力學(xué)性能的影響，如表3所示。

Plaine等[33]采用完全析因?qū)嶒灧ǚ治鲂D(zhuǎn)速度和保載時間兩個因素對接頭拉剪能力的影響。設(shè)置轉(zhuǎn)速為2000、2500、3000 r/min，保載時間為1、3、5 s，共計9組試驗，得到1.5 mm厚6181鋁合金和TC4鈦合金RFSSW的優(yōu)化參數(shù)為轉(zhuǎn)速2 500 r/min和保載時間2 s，界面處產(chǎn)生了連續(xù)的厚度為0.8 μm的TiAl3金屬間化合物層，如圖15所示，接頭拉剪載荷達(dá)到6 449±554 N。旋轉(zhuǎn)速度是影響接頭性能最重要的參數(shù)，其次是保載時間。

表3 鈦/鋁RFSSW工藝窗口Table 3 Process window for RFSSW of Ti/Al alloys

圖14 RFSSW示意圖[33]Fig.14 Schematic diagram of RFSSW[33]

圖15 點(diǎn)焊接頭宏觀和微觀形貌[33]Fig.15 Macro- and micro-structures of spot joint[33]

保載時間亦影響元素互擴(kuò)散和接頭金屬間化合物厚度，進(jìn)而影響接頭力學(xué)性能[35]。研究表明控制金屬間化合物厚度最小化是獲得高質(zhì)接頭的關(guān)鍵。其形成一般存在2.7 s的潛伏期，隨著保載時間的增加，金屬間化合物逐漸向鋁合金一側(cè)增厚生長，如圖16所示。

鈦/鋁RFSSW接頭的疲勞測試存在兩種不同的失效模式[36]：施加高循環(huán)載荷時，一般失效起點(diǎn)位于上層鋁板的表面凹痕處，然后沿厚度方向起裂；施加低循環(huán)載荷時，失效起點(diǎn)位于連接界面處且沿界面金屬間化合物發(fā)生裂紋擴(kuò)展，如圖17所示。另外，Plaine等[35]還研究了鈦/鋁點(diǎn)焊接頭的耐蝕性，通過動電位極化測試發(fā)現(xiàn)不通焊縫區(qū)域(母材、熱影響區(qū)、熱機(jī)影響區(qū)和焊核區(qū))的腐蝕電位值相差不大。由于晶粒細(xì)化引起焊核區(qū)的耐蝕性相對于母材和HAZ有所提高，如圖18所示。

圖16 不同保載時間下金屬間化合物厚度[37]Fig.16 Thickness of IMCs at different dwell times[37]

圖17 RFSSW接頭的疲勞失效模式[36]Fig.17 Fatigue failure modes of RFSSW joint[36]

圖18 鈦/鋁點(diǎn)焊接頭動電位極化測試曲線[35]Fig.18 Potentiodynamic polarization test of Ti/Al spot joint[35]

4 鈦/鋁攪拌摩擦焊新方法

無論是搭接、對接還是點(diǎn)焊，在實現(xiàn)鈦/鋁的有效連接時，雖然通過控制攪拌針與鈦合金的接觸方式可避免焊具磨損，但對控制要求極為苛刻。針對這種情況，一些學(xué)者提出了新穎的手段實現(xiàn)接頭高質(zhì)量和焊具無磨損。

黃永憲等[39]通過將高速旋轉(zhuǎn)的鋁合金耗材棒(轉(zhuǎn)速為ω)與毛化的鈦合金基體發(fā)生旋轉(zhuǎn)擠壓，在鈦合金表面固相沉積0.2 mm厚鋁合金層，再將待焊鋁板通過FSW與鈦合金連接，如圖19所示。該過程中控制攪拌針尖端扎入鋁合金固相沉積層而不接觸鈦合金表面，避免了焊具磨損。同時由于鋁合金固相沉積層與鈦合金基體之間存在冶金反應(yīng)，生成了約50 nm的TiAl3金屬間化合物，連接質(zhì)量高，拉伸載荷達(dá)到了12.2 kN。

圖19 摩擦堆焊輔助攪拌摩擦搭接技術(shù)[39]Fig.19 Friction stir lap welding assisted by pre-friction surfacing technology[39]

李博等[17]通過設(shè)計“差高-偏置”的復(fù)合接頭，同時采用圓柱銑削組合式攪拌頭實現(xiàn)了TC4和5A06鋁合金的冶金結(jié)合，如圖20所示。由于攪拌針的偏移扎入使得焊核區(qū)形成了顆粒增強(qiáng)的復(fù)相組織，界面金屬間化合物厚度控制在2～3 μm的范圍，最終獲得焊接質(zhì)量高的復(fù)合接頭，接頭抗拉強(qiáng)度達(dá)到了鋁合金母材的88%左右。

張鑫等[27]通過在對接面添加厚度為0.05 mm的Zn薄片作為中間層，以實現(xiàn)2A14鋁合金和TC4鈦合金的FSW，如圖21(a)所示。研究發(fā)現(xiàn)，Zn元素的加入在一定程度上能減小界面金屬間化合物的生成，并且促使接頭由脆性斷裂轉(zhuǎn)變成韌性+脆性斷裂的復(fù)合形式。通過該方法，在轉(zhuǎn)速為375 r/min且焊速為75 mm/min時接頭強(qiáng)度達(dá)到最大值為237.3 MPa，為母材強(qiáng)度的56.7%。與此類似，張貴鋒等[40]通過在搭接界面添加一層鋅釬料。采用無針攪拌頭對上層鋁合金板進(jìn)行摩擦加工，在摩擦熱的作用下釬料在鈦合金基體表面發(fā)生熔化鋪展，最終實現(xiàn)鈦/鋁攪拌摩擦釬焊，如圖21(b)所示。界面處未觀察到明顯的金屬間化合物且釬焊層在軸肩鍛壓作用下非常致密。當(dāng)采用轉(zhuǎn)速1 500 r/min且焊速375 mm/min時，斷裂發(fā)生于鋁合金母材而非界面。

圖20 復(fù)合接頭宏觀形貌[15]Fig.20 Macroscopic observations of hybrid joint[15]

圖21 過渡層輔助FSW方法[27,40]Fig.21 FSW assisted by a transition layer[27,40]

5 結(jié)論與展望

鈦合金與鋁合金復(fù)合結(jié)構(gòu)件在航空航天、軌道車輛等領(lǐng)域的應(yīng)用具有巨大的潛在需求，然而采用熔焊連接鈦/鋁時存在焊接性差、易生成脆硬的金屬間化合物和接頭強(qiáng)度低等問題。

FSW作為一種固相連接方式，具有焊接溫度低、殘余應(yīng)力和變形小以及接頭質(zhì)量高等優(yōu)勢，具有較大的潛力連接鈦/鋁異種金屬。目前，已實現(xiàn)多種形式的鈦/鋁異質(zhì)金屬的FSW接頭。通過焊具設(shè)計和焊接工藝參數(shù)的優(yōu)化，消除焊接缺陷并實現(xiàn)界面金屬間化合物形態(tài)和分布的調(diào)控，可獲得高質(zhì)量的焊接接頭；通過FSW新技術(shù)(摩擦堆焊或過渡層輔助FSW等)，顯著提高了焊具壽命并在一定程度上抑制了金屬間化合物的形核和長大，保證焊縫的一致性并提高接頭承載性能。

盡管鈦/鋁FSW技術(shù)已取得階段性成果，但目前仍主要圍繞工藝參數(shù)對接頭成形、組織和性能的影響開展研究，為實現(xiàn)成果轉(zhuǎn)化，需進(jìn)一步開展以下工作：① 連接機(jī)制尚未明晰，尤其是FSW過程中產(chǎn)生的強(qiáng)形變誘導(dǎo)的鈦/鋁連接界面原子互擴(kuò)散行為和界面金屬間化合物的形成機(jī)制；② 連接過程中熱-機(jī)耦合和材料流動是接頭良好成形的關(guān)鍵，需采用理論建模和數(shù)值模擬開展研究；③ 鈦/鋁異質(zhì)金屬熱膨脹系數(shù)差異巨大，焊接熱循環(huán)易引起界面錯配，降低接頭服役性能，需開展低熱輸入FSW技術(shù)的研究工作。