本文對不同材料焊接鈦合金的現(xiàn)狀進行了總結(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展，對顯微組織、機械性能和斷裂特征等也進行了綜述。

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，以防止IMC的形成并提高接頭強度，使其與夾層的UTS相當。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)的相應影響，常用于密封承壓焊接結(jié)構(gòu)。當該工藝與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，從而導致所需的填料量減少，殘余應力降低。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層制成的復合插入物連接起來，如圖12(i)的光學圖像所示。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夾層進行激光冷金屬轉(zhuǎn)移電弧混合焊接，導致UTS增加，熱輸入增加。復合焊接中的焊縫成分和溫度取決于激光-電弧協(xié)同效應所產(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。而浮力效應導致向上流動。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，包含更高體積分數(shù)的Cu₃Si。隨著熱量輸入的進一步增加(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溶解的精細凝固結(jié)構(gòu)[182]。然而，在進行焊后熱處理(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化，朝向Ti側(cè)的激光偏移會導致Al側(cè)FZ中出現(xiàn)輕微沉淀硬化。此外，由于快速冷卻效應導致針狀馬氏體結(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，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、反應性和低熔點，從而導致飛濺。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下進行焊后熱處理后，由于馬氏體回火和晶粒粗化效應，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))。當液相和α相Ti相互作用并與Al過飽和時，形成TiAl相。當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/接縫界面的擴展，(k)棒狀反應層，(l)薄片狀反應層由許多裂脊組成，表示接縫和反應層之間的粘合。

1.2.3 使用搭接接頭、預切槽、裂隙梁和填充金屬

對于強冶金接觸，受控的明顯反應層是關鍵。Chen等人利用Al側(cè)的55°槽角研究了界面反應層形態(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。反應層很薄，這里的裂紋擴展將導致Ti和Al處的塑性變形，導致變形能顯著增加。因此，斷裂特性取決于鋁反應層界面形態(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，它比厚或無反應層要好。為了在他們后續(xù)的工作中提高反應層的均勻性，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，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。掃描速度和功率過高或過低都會導致界面反應層失效，而最佳參數(shù)會導致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，導致立即失效。實驗表明，向工件進給的角度(β)應保持在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)進行焊接，Ti側(cè)用液池進行釬焊，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。Ti原子溶解在熔池中，隨后反應形成TiAl₂，因為冷卻速度足夠快來抑制有害的TiAl₃形成。熱量輸入不足會導致根部缺陷，而激光功率過大會導致熱量積累，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一步的應用。

圖18 抗拉強度與(a)激光功率和(b)熱輸入的函數(shù)關系。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Mg蒸發(fā)和增強的Ti-Mg混合以引發(fā)共晶反應。

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厚的反應層(圖20(b))，導致冶金結(jié)合。Ti₃Al反應層形成，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(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，導致界面粘合變?nèi)?。為了進一步增強和控制界面反應，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，導致在界面中間區(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

鎳及其合金廣泛應用于高溫航空航天領域，其中抗氧化性至關重要。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，當激光束向Inconel側(cè)偏移時，會導致熔池中的對流減弱，Ti側(cè)的熔體面積顯著減少。Marangoni對流強度的降低導致較少的混合，從而減輕了IMC的形成。此外，Ni較高的導熱率意味著熱量可以更快地消散，從而導致更寬的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。