鈦合金因其輕質、高強、耐高溫、耐腐蝕等優異性能,被廣泛應用于航空航天、海洋工程、化工及壓力容器等領域[1-5]。隨著國內先進飛行器技術持續發展,鈦合金逐漸應用于管路系統。相較于傳統不銹鋼、鋁合金管材,鈦合金管不僅能夠承擔更大的工作壓力，還能夠滿足航空航天領域對可靠性及持久性的要求[6-9]。如今，隨著鈦合金構件向大型化、復雜化方向發展,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雜工況下滿足性能要求。采用異種鈦合金組合結構,既能融合不同鈦合金的性能優勢,還可有效降低生產成本[15-16]。近年來,異種鈦合金已在航空航天領域得到大量應用。例如,航空發動機渦輪葉盤,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]研究發現,異種鈦合金焊接接頭的顯微硬度呈對稱分布,其中熔合區(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變硬化指數均呈下降趨勢。微觀組織分析顯示,FZ以粗大柱狀晶為主，晶內分布大量針狀α相和馬氏體α'相;TC4側熱影響區存在部分殘余α相和馬氏體結構，TA15側熱影響區為等軸α相。

Ou等[21]研究發現,鈦合金焊接后微觀結構出現明顯變化:熱影響區形成了α相、α'馬氏體和β相，熔合區以α'馬氏體為主;母材中則為含少量β相的α相。受化學成分和微觀結構的差異影響，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附近發生韌性斷裂。

Li等[22]也發現,異種鈦合金焊接接頭不同區域的顯微組織存在明顯差異。熔合區主要由細小的α'馬氏體組成。TC4側熱影響區由馬氏體、塊狀α相、原α相和β相組成,TA7側的熱影響區由少量馬氏體、塊狀α相和原始α相組成。透射電鏡(TEM)結果顯示，由于改性焊接的作用，接頭上部的馬氏體晶粒變粗,熔合區內部產生位錯。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，斷呈現韌性斷裂特征。現階段，盡管異種鈦合金氬弧焊的組織、性能研究已較多,但3D打印鈦合金構件與鍛造/鑄造鈦合金構件的異種焊接相關研究較少。隨著3D打印技術逐步成熟和推廣,基于3D打印構件的異種鈦合金焊接技術成為焊接領域的重要研究方向。

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研究,確定了最佳氬弧焊工藝參數，分析了異種焊接接頭的微觀組織和力學性能,可為改善3D打印鈦合金異種焊接應力分布、優化焊接結構等提供技術支持。結合桁架管接頭需與2~8根鈦合金管連接、不同位置的管接頭結構不同的特點，本文設計專用焊接工裝并制定合理焊接順序,有效控制了桁架結構的焊接變形。同時配套設計去應力熱處理專用工裝，避免構件在熱處理過程中產生變形。

1、試驗材料及方法

以TC4、TA18鈦合金為對象開展焊接試驗,通過調節焊接電流、保護氣流量等參數，初步確定了焊縫成形質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%的氬氣進行保護。填絲TIG焊工藝示意圖如圖1所示。

表1 母材的化學成分(質量分數，%)

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、高溫持久力學性能測試(試樣尺寸如圖2所示)及斷口分析。設計專用焊接與熱處理工裝，制定對稱焊接順序,采用管內充氬保護,控制焊接與熱處理過程中的結構變形。

2、結果與討論

2.1 焊接工藝參數優化

結合工程實踐經驗,針對厚度1.5mm的鈦合金構件,為保障焊接接頭的成形與質量,將焊接電流設定為25~35A,保護氣流量設定為10~20L/min。為優選焊接電流和保護氣流量工藝參數，試驗工藝參數設置如表2所示。

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

表2 試驗工藝參數

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與熱處理態焊縫、熱影響區的微觀組織及物相組成進行分析。圖4為最優工藝參數下的焊縫宏觀形貌，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HB20160-2014無損檢測標準進行熒光滲透檢測(圖5)和X射線檢測,結果顯示焊接區及熱影響區表面無裂紋、未熔合及氣孔等缺陷，焊縫質量達到I級。

圖6~8為焊接接頭各區域的組織形貌。可看出，焊接接頭冶金結合良好，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生結晶,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(FZ)和熱影響區(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金相組織。從圖8可見,TC4側近熱影響區受熱溫度超過α/β轉變溫度，原有α相完全轉變為β相。該區域加熱溫度低于焊縫區域，冷卻速度相比于焊縫區更快，最終尺寸小于焊縫的β等軸晶粒。在隨后的冷卻過程中，β相轉變為α′相。由于此時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相晶內形核，形成網籃組織。隨著距焊縫中心位置的增加，熱影響區的加熱溫度僅能使部分α相轉變為β相，高溫為α+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，形成細小的β相，冷卻后進一步轉化成等軸的α相。

在TC4鈦合金加熱過程中，當溫度超過α/β轉變溫度時，TC4母材中的α相向β相轉變。由于合金元素在β相中的擴散系數較大，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,最終轉變為針狀馬氏體α′相,原β相晶界輪廓清晰。這類針狀馬氏體α′存在特定的晶體學取向關系，大多由β晶界向晶內生長。

焊后對焊接試樣進行去應力退火處理，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域的組織形貌，結果如圖9~11所示。通過對比熱處理前后各區域形貌可知，各區域晶粒均出現長大，且組織分布更均勻。其中，TC4側細長片狀α相減少，轉變為短棒狀α相,α相寬度較焊態明顯變大;TA18側β相含量減少,白色α晶粒長徑比減小，呈現等軸化特征。

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側各區域進行測試,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區為焊縫區,2-1、2-2分別為TA18熱影響區和TC4熱影響區,3-1、3-2分別為TA18母材區和TC4母材區。EDS線掃結果見表3。由于焊絲材料為TC4，可以看出焊縫區Al、V元素含量較TC4母材高,熱影響區與母材元素分布、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 各區域EDS結果(質量分數，%)

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

利用X射線衍射(XRD)對接頭各區域進行物相分析,結果如圖13所示。從圖可見,TA18側熱影響區的物相組成與母材基本一致，僅衍射峰強度略低,這該區域組織更均勻有關;TC4側熱影響區物相組成及對應衍射峰強度與母材差別顯著:熱影響區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β相占比增加,α相減少所致;焊縫區主體成分為TC4,其α-Ti最強衍射峰為(101)晶面;同時該區域α-Ti衍射峰對于TC4熱影響區向大角度偏移，這可能是由于TA18中Al、V溶入焊縫，增加了焊縫區Al、V含量，進而造成其發生變化。

2.4 力學性能

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母材延伸，結果如圖14、15所示。焊接接頭近縫熱影響粗晶區出現軟化現象。TC4側硬度降至最低,低于母材;在熱影響細晶區硬度有所增加,最終至母材硬度(320HV0.5)。TA18側硬度同樣低于母材,熱影響細晶區有所增加,并逐漸增加至母材水平(250HV0.5)。鈦合金導熱性差,近縫熱影響區長時間處于過熱狀態，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變的α相保留下來，形成α+α'雙相組織，在硬度方面體現為熔合線附近粗晶區的顯微硬度值降低。由于焊絲選用TC4材料,因此焊縫區硬度明顯高于TA18母材。

對比熱處理前后硬度,TC4側經熱處理后硬度有所增加,這是由于熱處理后組織中細長片狀α相減少,轉變為短棒狀α相,滑移系數減小,使得硬度增加;TA18側硬度略微下降,這是由于熱處理后顯微組織粗化,相界面數量減少;同時α相的體積分數降低，β相的體積分數增加。β相滑移系數更多，更易發生塑性變形，因此該區域顯微硬度較焊態小幅降低。

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、熱處理態下的室溫拉伸性能測試結果。TC4母材供貨態和熱處理態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母材在供貨態和熱處理態的平均抗拉強度和屈服強度為665.0、659.3MPa和628.3、628.7MPa;TC4/TA18焊接接頭焊態和熱處理態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到母材80%的要求。

當TA18鈦合金修復區達到抗拉極限時,TC4基體僅達到屈服極限，因此斷裂率先出現在母材側;TA18鈦合金經熱處理后，β相分布更為彌散均勻，再結晶程度高，片層狀α相細化且取向不同。這類組織阻礙滑移產生，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相發生馬氏體轉變，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分別為去應力退火后焊接試板高溫拉伸和高溫持久試驗結果。根據材料使用工況，測試溫度設定為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。依據高溫拉伸數據，選取300℃、350MPa開展高溫持久試驗，試樣保持72h未斷裂，繼續增加載荷使其斷裂,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

為了進一步驗證焊接接頭的力學性能規律,對室溫拉伸斷口進行觀察,結果如圖16所示。圖16中(a)~(f)依次對應熱處理態TC4試板、熱處理態TA18試板、供貨態TA18試板、供貨態TC4試板、熱處理態TC4/TA18焊接試板以及焊態TC4/TA18焊接試板。由斷口形貌可知:熱處理態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TA18試板(圖16(b))斷口整體呈粗糙顆粒狀，分布大量韌窩結構，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TA18試板(圖16(c))斷口表面呈現混合形貌，部分區域存在解理斷裂面，部分區域分布細小韌窩，表現出準解理特征。供貨態TC4試板(圖16(d))斷口表面存在明顯的二次裂紋,沿晶界擴展，晶粒輪廓清晰，局部晶面光滑，呈現冰糖狀斷口,為典型沿晶脆性斷裂。熱處理態TC4/TA18焊接試板(圖16(e))斷口整體平整，無明顯塑性變形。焊態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。結合形貌與力學性能分析可知，TC4母材強度大，韌性小，其斷口形貌為脆性斷裂特征。同時對比焊態與熱處理態焊接接頭的斷口形貌，可直觀印證熱處理后力學性能下降的變化規律。

2.5 多維度管接頭與桁架管氬弧焊變形控制

2.5.1 焊接工藝參數優化

為實現焊接工藝的工程化應用，對無人機多維度管接頭與桁架管氬弧焊變形控制進行研究。管接頭與桁架管需先裝配、后焊接，結合套管結構特性與優化后的工藝參數，設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力，減小焊接變形。

根據桁架結構特點，設計了如下焊接順序原則:

(1)桁架裝配后先進行點焊定位，正式焊接時采用對稱施焊方式。

(2)整體遵循由內向外、由中間向兩端的焊接順序，防止出現應力集中。

(3)優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 輔助工藝優化以及焊后熱處理

針對管接頭與桁架管的焊接工況，設計專用焊接工裝,并配套氣氛保護、冷卻等輔助工藝，以此減小焊接應力，抑制焊接變形。鈦合金管接頭與桁架管焊后應進行去應力熱處理，針對不同結構的多維度管接頭,設計相應的熱處理專用工裝,防止零件在熱處理過程中發生變形。

根據管接頭與桁架管的結構特點，設計如圖17所示的工裝。該工裝集成夾持固定、氣氛保護、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。

按設計結構順序，將管接頭和桁架管拼接在工裝上,采用三維掃描技術,將拼接好的桁架結構與設計模進行尺寸比對,結果如圖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構的尺寸偏差基本控制在0.5mm以內。拼接完成后，利用桁架整體聯通的特點，在管內通入高純氬氣進行保護，防止桁架受熱氧化。依據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,大多數區域變形僅在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，多數區域變形量低于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、結論

優化了氬弧焊工藝參數，分析焊接接頭熱處理前后的組織與性能演變，并配套設計專用的焊接工裝,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用提供理論基礎。

(1)通過對工藝窗口的探索完成工藝參數優化,確定最優焊接工藝。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。熱處理后組織發生粗化，但整體組織均勻性提升，接頭質量滿足使用要求。

(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72h,高溫性能優異,具備在300℃下長期工作的能力。

(3)結合工藝優化、專用工裝設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,變形控制效果良好,為復雜多維度3D打印鈦合金構件的焊接制造提供了可行工藝方案。

參考文獻:

[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, 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，原文標題：無人機鈦合金桁架氬弧焊焊接工藝研究_宋洪松）