鈦（Ti）與304L不銹鋼無縫管的異種金屬接頭在核工業是必不可少，因為消耗性燃料的溶解是在置于溶解容器（鈦制成）中沸騰的硝酸溶液中完成的，溶解后的溶液通過304L不銹鋼無縫管道輸送到304L不銹鋼制成的其他設備組件。由于放射性環境，異種接頭的密封性和耐腐蝕性能是重要的。在這項工作中，摩擦焊接過程嘗試連接鈦和304L不銹鋼無縫管。鈦與304L不銹鋼無縫管的直接摩擦焊接產生了硬的焊點，進行拉伸試驗過程時在鈦基金屬上產生斷裂。然而，接頭彎曲韌性幾乎為零，已歸因于由于機械合金化、接頭界面附近鈦的應變硬化和殘余應力形成的金屬間化合物。焊后熱處理由于緩解了接頭界面應變硬化和殘余應力的影響，稍微增加了彎曲韌性至5°。按ASTMA-262PracticeC在沸騰的硝酸進行腐蝕試驗表明平均腐蝕率為10mpy，接頭腐蝕試驗后仍然完整。對機械測試及采用光學顯微鏡和掃描電子顯微鏡對結構進行分析，細節進行了討論。

鈦（Ti）和鈦合金（viz.Ti-5Ta和Ti-5Ta-1.8Nb）在沸騰的硝酸中優越的耐腐蝕性能，決定了它們將作為制造核再加工設備電解容器的候選材料，在容器中消耗性燃料的溶解是在沸騰的硝酸溶液中完成的。溶解后的溶液通過304L不銹鋼無縫管道輸送到304L不銹鋼制成的其他回收設備組件，因此，連接電解容器和其余回收設備處需要一個鈦和304L不銹鋼的異種金屬接頭。這個過渡接頭的完整性對回收設備的安全運行非常關鍵，然而，傳統熔焊對Ti和304L不銹鋼無縫管進行焊接，接頭存在一些主要問題，包括：

1. 由于鐵鈦有限的溶解性，在接頭界面形成了脆性金屬間化合物，如Fe2Ti像FeTi；

2. 由于其物理性質的顯著差異，在焊接過程中產生了過度變形和殘余應力，例如：熱膨脹系數（Ti：7.6mm-1K1，ss：17-18mm-1K1）；傳熱特征和熔點【Ti：1933K（1660℃），304LSS：~1673K（~1400℃）】。基于上述原因，鈦和304L不銹鋼的直接熔焊焊接是不可行的。固態焊接工藝，限制了相互混合的程度，一般被用來對鈦和304L不銹鋼及多種不同這樣的金屬進行連接。傳統的固態連接過程，如摩擦焊、擴散焊、和爆炸焊，對不同金屬的連接在核工業、石油化工業和航空航天工業，以及海軍應經得到了應用。在日本，已經使用爆炸焊和擴散焊技術制取Zr和不銹鋼異種金屬接頭的回收設備。為避免金屬間化合物的形成在Zr和不銹鋼擴連接的擴散焊中加入Ta中間層，并且取得了高達Zr的粘結強度。爆炸焊已用于阿波羅飛船上的Ti和不銹鋼過渡接頭在和船舶上鋁鋼過渡接。

在摩擦焊接時，焊接所需的熱是由兩個表面結合時的相對運動所產生的，在正常情況下，沒有發生界面熔化。摩擦焊接過程得到充分理解，并且自20世紀40年代，在商業規模已被廣泛的用于同種金屬和異種金屬的連接。有三種不同的摩擦焊接過程，即，旋轉摩擦焊、線性焊和軌道摩擦焊。旋轉摩擦焊接只能用于圓形斷面，在此過程中一個組件必須是相對于軸的旋轉體，而另一組件在連接時，施加壓力的同時保持固定。根據焊接旋轉能量轉移的方式，旋轉摩擦焊接可進一步可分為兩大類：直接驅動（連續驅動）和慣性驅動（儲存能量）。直接驅動摩擦焊采用以恒定速度運行的馬達，而慣性驅動摩擦焊使用儲存在旋轉飛輪的動能，作為摩擦階段向接頭處得能量輸入。在線性摩擦焊的情況下，一個組件是固定的，而另外一組件在壓力作用下以小直線偏置作往復運動。線性摩擦焊在航空發動機制造行業，已成為一套重要的整體渦輪盤生產制造和修復的技術。軌道摩擦焊是一種結合線性摩擦焊和旋轉摩擦焊的焊接方式，兩組件在結合的過程中，以相同的角速度常量繞縱向軸旋轉。在這里，兩縱向軸線是平行的，有一小直線距離補償。當運動的部件停止，零件要正確地對齊，形成焊縫。不像旋轉摩擦焊接，線性摩擦焊和軌道摩擦焊接可焊接非圓零件，并且在接頭截面位置產生的熱量幾乎是相同的。然而，旋轉摩擦焊接是最古老的，但仍然是最常用的連接方法。摩擦焊接中，可為焊接提供所需的熱量和壓力并且影響粘結強度有的主要工藝參數：摩擦壓力、摩擦時間、鍛造壓力（頂端壓力）和旋轉速度。在直接驅動摩擦焊接過程的情況下，旋轉的速度是最敏感的過程變量，如果壓力和加熱時間等能夠適當地控制，它可以在很寬的范圍內變化。在焊接鋼的情況下，建議圓周速率控制在75m/min-215m/min。

在一般情況下，較高的速率相當于低的焊接熱輸入，用于焊接熱敏感材料，如淬硬鋼（Elmer和Kautz，1993年）。此外，接頭表面的光滑度對粘結強度有著很重要的影響，尤其是對異種金屬的連接。焊接同種金屬時，兩個金屬的變形量和表面光潔度是否相同就不是關鍵了。焊接異種金屬時，兩種金屬變形程度不同，例如，在Ti和不銹鋼連接，相對于不銹鋼，鈦側高溫下的變形兩大，因此，不銹鋼的表面平整度是至關重要的（Fuji等，1992年）。控制焊縫中心線處峰值溫度是非常重要的，尤其是在異種金屬接頭的情況下，避免了基體材料的融化，脆性相的產生，和過度壓力產生。低碳鋼和低碳鋼，以及低碳鋼與304不銹鋼使用摩擦焊進行連接，使用紅外探測器檢測顯示最高溫度分別為1480℃和1425℃，（Mousavi Akbari和Kelishami Rahbar，2008年）。初始壓力（摩擦壓力）對von-Misses應力和等效應變分布比最終壓力（頂端壓力）影響更為嚴重。

鈦和304L不銹鋼無縫管摩擦焊連接時，獲得了拉伸強度460MPa，失敗發生在金屬鈦基上。通過降低304L不銹鋼管表面粗糙度，可以提高拉伸強度。然而，由已焊接接頭顯示彎曲韌性（<10°）是非常差的，所有樣品都在界面處失敗。焊后加熱到773~873K（500~600℃），而后風冷，在不影響抗拉強度性的情況下，使拉彎曲韌性高到40°。熱處理對彎曲韌性的改善是由于在界面處的冷加工的回復，降低了界面區Ti被加工硬化和接頭界面連接的硬度。但是，但是焊后加熱高于973K（700℃）是對彎曲韌性和接頭強度不利的，因為一個連續的金屬間化合物帶在界面上形式。

浙江至德鋼業有限公司對鈦和321不銹鋼無縫管摩擦焊接和釬焊進行了研究。真空釬焊使用銀基袋-19狀箔作為釬料完成釬焊。摩擦焊接接頭拉伸強度為420MPa，破壞發生在Ti基材料上，而釬焊接頭的失敗出現在界面處，拉伸強度為275MPa。

摩擦焊接接頭良好的拉伸強度可能是由于金屬間化合物層較薄（<0.1納米內）。與此相反，釬焊產生較厚金屬間化合物TiAg、凝固收縮、在接合界面Ag富集相，從而導致較差的拉伸性能。對1123K（850℃）下保持30~150min，單軸壓力為3Mpa下的工業純鈦和304L不銹鋼管擴散焊進行了研究，并報告了反應區金屬間化合物相的形成。擴散連接拉伸測試表明，最大粘接強度為242MPa（76%的鈦基料），結合時間為90分鐘的伸長率為5%。由于Ni具有良好的耐腐蝕性，以及鎳鈦金屬化合物具有一定的可塑性，以Ni作為釬料，對Ti-6A1-4V合金和18Cr-10Ni不銹鋼進行擴散焊接。盡管Ni和不銹鋼有很好的粘結，但在Ni和Ti-6Al-4V的界面上，高溫條件下出現了金屬件化合物TiNi3、TiNi和Ti2Ni，低溫條件下出現了TiNi單相層。

由于摩擦焊是一種完善地確定為固態連接過程，如上報告，它被成功的應用在Ti和304L不銹鋼連接，因此在本研究中，應用摩擦焊技術對鈦和304L不銹鋼進行連接，作為核燃料后處理設備作為第一步。文獻報道的摩擦焊接參數以最優的摩擦焊接參數作為基礎，以獲得最佳的拉伸性能。使用彎曲拉伸試驗和靠模彎曲試驗對接頭進行評估。應用顯微硬度測量和光學顯微鏡對焊接焊接接口進行全面的檢測，以確定在焊接過中不同區域的形成，掃描電鏡和能譜研究也用于對跨跨焊縫界面元素的擴散的研究。用掃描電子鏡對斷裂面觀察，以確定接頭的失效模式。Ti和304L不銹鋼焊接接頭也受到焊后熱處理（PWHT），用以研究其對接頭延展性的影響。

一、實驗過程

Ti棒和304L不銹鋼無縫管的化學成分和機械性能分別見表。如上所述，直接驅動摩擦焊焊接的主要參數是摩擦壓力、頂鍛壓力、進給長度（軸向尺寸的減少）、頂鍛時間和主軸旋轉速度。摩擦時間是進給長度的替換參數，被很少一些摩擦焊接機制造商使用。這兩個參數是相互關聯成比例的，即當其他參數保持不變的情況下，進給長度隨摩擦時間的增加而增加。然而，目前的摩擦焊接機制造商認為，進給長度是比摩擦時間直觀更有意義的參數，以確保接合面變形，并提高焊接區溫度，以實現塑性變形和固態焊所需的軟化處理。此外，如基材料性能和接合表面光潔度等許多其他因素也影響接頭性能。因此，為取得良好的接合強度，選取最優的焊接參數。

使用200kN的直接驅動摩擦焊接機進行摩擦焊接。這臺焊接使用液壓缸提供軸向力，工作中采用載荷傳感器來測量軸向力，載荷傳感器使用液壓從動閥的被控制閉合回路中。使用交流主軸電機對主軸進行驅動，并能在短時間進行反饋制動剎車。采用反饋制動系統，對主軸制動，是電機向反方向運行，電機作為發電機，以比總線稍高的電壓將動能轉換成電能，使能量流回到系統中。因此，在沒有能量消耗的情況下，是電阻器中的能量得到了充分的應用。焊接過程中，軸向壓力、主軸轉速、進給長度、主軸扭矩等所有重要參數都被即時的讀取和繪制。這個過程圖表有助于對摩擦焊接過程進行監測，轉矩圖是用來對熱輸入的計算，將在后面給予討論。該焊機基于PLC控制系統，有改變進給長度的規定，而不是摩擦時間。

試驗中，鈦棒和304L不銹鋼無縫管使用不同的結合面直徑，分別為18mm和14mm，長度都為100mm。焊接之前，分貝對鈦和304L不銹鋼無縫管表面進行拋光處理，使粗糙度降低至0.7um和0.3um。焊接中，固定鈦棒，旋轉304L不銹鋼。摩擦焊接工藝參數中，不同的連接下使用的摩擦壓力和進給長度見表3，這些通常被認為對接頭性能有著顯著的影響。其他參數不變：頂鍛壓力為450MPa，主軸轉速為1500rpm，頂鍛時間為5秒。在核工業中，鈦和304L不銹鋼無縫管異種金屬接頭在管道幾何形狀中的要求，因此需要對管道幾何形狀進行所有機械測試。拉伸測試，管道由焊接棒加工出來，管道的外徑為14mm，內徑為8mm，即墻厚為3mm。拉伸試驗，在管道的幾何形狀按ASME第九節規定進行。摩擦焊接工藝參數進行了優化，以獲得最佳的拉伸性能，隨后，對優化工藝參數后的摩擦焊接接頭進行彎曲試驗和金相觀察。彎曲測試中，用于制造拉伸試樣的相同尺寸管材，是由EDM切割下來8mm寬的摩擦焊棒、條加工出來的。

焊后熱處理主要是為了降低殘余應力和恢復冷加工結構，目的是為了提高彎曲韌性。早期提到的工作是作為選擇的熱處理溫度和保溫時間的依據。焊后熱處理在873K（600℃）的真空爐以三種不同的保溫時間（0min、15min和30min）完成，以加熱速率20K/min加熱到873K，接著在真空度內冷卻至673K（400℃），隨后由氬氣吹至室溫。使用以準備好的樣品金相對樣品的微觀結構的特征和硬度進行測量。采用Kroll試劑對鈦進行腐蝕，使用草酸對304L不銹鋼進行電解腐蝕。使用光學顯微鏡和掃描電子顯微鏡對接頭整個界面就行微觀結構分析，使用SEM-EDS的點和線掃描模式對元素組成進行估算。使用掃描電子顯微鏡對斷裂表面進行觀察，找出了接頭失效的模式，維氏顯微硬度測量采取對接口施加100g的負載。按ASTMA-262Practice C在沸騰的硝酸進行腐蝕試驗，腐蝕試驗使用的試樣的尺寸為20mm×10mm×3mm（厚度），用EDM對焊接棒中心位置進行線切割（如圖2），并進行金相拋光。為在試驗過程中懸掛尼龍帶，在鈦側制出了一個直徑為3毫米的孔，減少的重量用0.0001克精度進行平衡平衡。為計算重量減少的總損失，鈦和304L不銹鋼的平均密度進行考慮。該試驗分為五個沸騰階段，每個階段持續48小時，每個沸騰階段使用800cm3的硝酸。

二、結果與討論

1. 機械試驗

鈦和304L不銹鋼管摩擦焊接接頭揭示了飛邊的形成，這是摩擦焊接接頭的一個典型特征。飛邊主要含鈦，這是由于鈦在較高的的溫度下，相對于304L不銹鋼無縫管具有較低的流動壓力（摩擦焊接）。在較高溫度下，鈦在1155K（882℃）時經歷了同素異形體的的轉變，從密排六方（HCP）a相轉變為低強度的體心立方（bcc）β相，這是常有的主要變形。摩擦焊接過程中產生的熱量使鈦柔軟，它從一開始就是以“飛邊”的形式流動。如圖所示，是二級鈦和不銹鋼屈服強度隨溫度的變化。

表顯示了接頭極限拉伸強度（UTS）的變化情況，以及不同焊接壓力和進給長度下連接斷裂的位置。焊接壓力為100MPa，進給長度1mm下的焊接接頭的斷裂發生在鈦基材料上，極限抗拉強度為400MPa，從而表明，接頭的強度高于兩基材料中強度低的一種，即鈦。雖然鈦基材料的抗拉強度為435MPa，但是焊接接頭斷裂發生在鈦側，極限拉伸強度僅為400MPa。極限拉伸強度的差異可能因為以下幾種原因：

a. 對鈦材料拉伸試驗使用的是固體棒，而摩擦焊接接頭拉伸試驗使用的是管狀；

b. 由于化學不均勻性和微觀結構的差異，相同加熱的情況下，兩個樣品的拉伸性能總存變化的可能性；

c. 也有可能是由于機器出錯。在相同摩擦壓力下，增加進給長度（即增加摩擦時間）從而增加了界面處得溫度和熱生成量，并促進了界面上脆性的形成。同樣，增加摩擦壓力也會導致熱生成量和溫度的增加。因此，增加進給長度，或增加摩擦壓力，或兩種同時進行，接頭強度將會因為接頭界面處脆性相的形成二降低。

彎曲測試顯示鈦和304L不銹鋼無縫管接頭彎曲韌性幾乎為零，這可能是由于界面附近脆性金屬間化合物的形成、應變硬化和殘余應力。對試樣在873K下保持0分鐘進行焊后熱處理（即加熱至此溫度，但是冷卻時不在此溫度保持），因為彎曲韌性幾乎為零失敗，這與相同熱處理條件下Fuji等（1992年）報道的彎曲韌性為40相矛盾。這表明，保溫時間為0分鐘不足以減輕界面附近的應變硬化和殘余應力。對試樣在873K下保持15分鐘進行焊后熱處理顯示彎曲韌性略有改善至5°。彎曲韌性的改善是由于殘余應力的減輕，以及在鈦應變硬化效應的回復，由硬度測試顯示，將在隨后進行討論。對試樣在873K下保持30分鐘進行焊后熱處理顯示彎曲韌性和焊接條件相當，這可能是由于隨著保溫時間的增加，在界面處脆性相的形成和增長。整體而言，發現了焊后熱處理對改善接頭彎曲韌性影響不大。

焊接狀態條件下，接頭界面上的硬度是變化，焊后熱處理后顯示鈦側硬度增加，在焊接狀態條件下表明應變硬化增加。不過相對于最初的基體材料，304L不銹鋼無縫管的硬度并沒有增加，從而表明由于相對于鈦，304L不銹鋼無縫管產生了有限變形，而沒有應變硬化。焊后熱處理后硬度剖面顯示鈦側硬度降低了，這表明應變硬化和殘余應力的影響得到了復蘇。這導致在焊后熱處理后延性略有增加至約5°，如前面提到的。這表明，應變硬化和殘余應力不是導致鈦和/30L不銹鋼接頭彎曲韌性不佳的主要因素。導致鈦和/304L不銹鋼接頭彎曲韌性不佳的主要因素是接頭處形成了脆性第二相，在隨后的SEM-EDS公司的研究報告中得到了證實。鈦側的硬度與殘余應力的積累有關。中鈦和304L不銹鋼無縫管的摩擦焊接的殘余應力產生的模式表明，在接頭鈦側邊緣位置，局部拉伸應力嚴重的降低了彎曲韌性。

2. 熱量輸入計算

焊接參數和摩擦材料的性能決定著摩擦焊接熱量的輸入。在摩擦階段，熱量主要由兩摩擦面相互摩擦產生，并在一定程度上由材料的粘性流動性決定。在頂鍛階段，熱量主要是由這些材料的粘性變形產生的，并導致飛邊的形成。圖顯示了摩擦焊接過程軸向推力、主軸轉速、進給長度、主軸扭矩的變化（摩擦壓力=100Mpa，進給長度=1mm）。這個過程圖很重要，因為它給出來焊接過程是否設置輸入參數合適的信息。從曲線圖中可以看出，負載很明顯被分為兩個階段，即摩擦階段和頂鍛階段。主軸在摩擦階段以恒定轉速運轉，并在頂鍛開始時停止。摩擦階段焊接所需的熱量是由鈦和304L不銹鋼棒負載下的相對運動產生。焊接階段，曲線的位置（進給曲線）有一個接近恒定的斜率。但是，在摩擦階段即將完成的時刻，接頭表面熱量積累，隨后溫度上升，使材料變得很軟。隨后在頂鍛階段受到較高的負載的作用，使這些較軟的材料移動，并成為飛邊。在頂鍛階段剛剛開始時，因形成飛邊而造成的材料損失最多。由于隨著頂鍛過程的進行，沒有更多的熱量產生，所以材料的損失（位置曲線）變得平整。扭矩曲線顯示在摩擦焊接過程的開始階段出現了一個峰值，這可能是由于最初冷而硬的的基體材料變形抗力所致。隨著焊接階段溫度逐漸上升，金屬變得松軟，扭矩緩慢降低。當主軸即將停止，摩擦階段將要完成的時候，扭矩出現了另一個峰值，它可能是由于產熱量下降和變形抗力隨之上升，漸漸地，扭矩將在頂鍛開始階段變為為零。

3. 顯微結構和SEM-EDS分析

焊接條件下（摩擦壓力=100Mpa，進給長度=1mm）鈦和304L不銹鋼無縫管接頭表面的光學顯微圖顯示，靠近結合面的鈦側250.0um的區域由九個動態再結晶（DRX）晶粒組成。304L不銹鋼無縫管側晶粒細化是由于僅有少量的304L不銹鋼無縫管變形而無法分辨。圖顯示了在圖中被標記為A的區域的掃描電鏡顯微圖，即，動態再結晶和鈦基材料之間的界面。摩擦焊包含在接近基體材料熔點的較高溫度下的高塑性工作，塑性變形使材料產生了大量的位錯。隨著位錯密度增加，有形成二次晶胞結構的趨勢。這些小角度顆粒旋轉形成大角度應變自由晶粒，相對基體材料形成很細的等軸晶區，被稱為“動態再結晶”晶粒。對圖進一步觀察可知，變形區域的寬度從中央位置到邊緣區域增加周，這是因為邊緣區域的熱量產生率比中心位置的高。在摩擦焊接過程中，滑動速度也從中心位置相邊緣區域增大，從而邊緣區域比中心位置經受了更為嚴重的塑性變形，并達到更高的溫度，因此，動態再結晶區的寬度相便于區域寬度。但是，由于熱對流，熱量從接頭邊緣的外圍向周邊環境流失，因此產生的熱量最高點出現在接近接頭表面的邊緣位置。

焊后熱處理后的鈦和304L不銹鋼無縫管的界面光學顯微圖表明，動態再結晶區和基體材料的的邊界比焊接條件下的平整。細密的動態再結晶晶粒已經粗化，并逐步向母材融合。也可以在焊后熱處理后的集體金屬上觀察到一些晶粒粗粗化的想象。然而，在接頭界面沒有觀察到擴散區，從而表明了擴散焊后熱處理過程中沒有產生足夠數量的擴散。

摩擦焊接接頭的完整性取決于金相因素，如在界面處不同元素的擴散和界面上不同相的同時形成。為了解這些方面，需要對詳細的SEM-EDS線掃描進行研究。焊接條件下鈦和304L不銹鋼無縫管接頭的SEM-BSE圖像和接頭界面上的SEM-EDS線掃描圖像顯示了不同元素在接頭處得分布情況。在界面處出現了一個由Ti、Fe和Cr組成大約10um寬的相互混合區（IMZ）。在這個相互混合區內沒有明顯的Ni，因此這表明Fe和Cr已經橫跨接口界面相鈦側擴散了。在IMZ缺少鎳是由于Fe和Cr比Ni向a-Ti的擴散速率高。

元素從304L不銹鋼向鈦擴散到比周圍其他方式更容易，這是因為304L不銹鋼無縫管高度合金化是結構密集，而鈦具有相對開放的結構。所以，很顯然上述研究說明，IMZ主要在界面鈦側形成，因為傳統元素的擴散可能在一定程度上是由于材料機械運輸完成。另一方面，鈦側靠近IMZ的DRX區是由于與摩擦焊接工藝有關的熱機械變形。焊后熱處理后的鈦和304L不銹鋼無縫管接頭SEM-BSE圖像和接頭界面上的SEM-EDS線掃描圖像表明，經過在873K下保溫15分鐘的焊后熱處理后元素分布沒有明顯變化。就目前這種情況看，應用873K下的焊后熱處理對發生任何擴散溫度不夠高。總體而言，分別觀察焊后熱處理后和焊接狀態后的微觀結構，無顯著差異。

4. 斷口金相檢測

圖分別顯示了對焊接狀態下（摩擦壓力=100Mpa，進給長度=1mm）鈦和304L不銹鋼管試樣進行彎曲試驗，鈦側和304L不銹鋼管側端口的掃描電鏡顯微組織圖像。在斷裂面被上幾乎發現不了什么特征，這表明它是一個整體平的剝離面。觀察鈦側解理斷裂特征。盡管在304L不銹鋼管側斷裂表現的幾乎是平的，從圖可以清晰的看到了一些不同于304L不銹鋼無縫管基體的大塊物質粘結在斷裂面。對斷裂面進行SEM-EDS區域掃描顯示，鈦側有鐵存在，304L不銹鋼無縫管的有鈦存在，這表明該斷裂發生在鈦和304L不銹鋼管的IMZ，包含金屬間脆性相的位置。鈦在304L不銹鋼無縫管側所占的百分比比鐵在鈦側的百分比高。這證實，附著在304L不銹鋼無縫管的材料是鈦，并表明在彎曲試驗時的斷裂的一些部分直接從靠近原鈦和304L不銹鋼無縫管接頭界面的組分鈦中擴展。

5. 耐腐蝕性

按ASTMA-262PracticeC分為五個周期，每個階段48小時，在沸騰的硝酸中對鈦和304L不銹鋼管接頭進行腐蝕試驗。每個周期結束后，為了計算腐蝕速度和下一個周期所需使用的新鮮硝酸的量，對樣品體重損失進行計算。鈦和304L不銹鋼無縫管接頭顯示了五個試驗周期為10mpy的平均腐蝕速率。全部試驗階段240小時結束后發現接頭保持完整性。

三、結論

1. 選取最佳的摩擦焊接工藝參數可以產生出比比鈦基強度更高的接頭，有拉伸試驗時，失敗發生在鈦基材料上可以得到證實；

2. 對焊接試樣進行彎曲測試，彎曲韌性幾乎為零。焊后熱處理通過減輕接頭界面應變硬化的影響和殘余應力，可以稍微增加彎曲韌性至5°。即使焊后熱處理后，彎曲韌性任然很低可以證實，接頭處存在第二金屬間脆性化合物相是導致彎曲韌性比較差的原因；

3. 對顯微硬度剖面分析證實，焊接狀態下接頭表面附近鈦出現了應變硬化現象和焊后熱處理降低了應變硬化的的影響；

4. 對SEM-EDS和斷口金相進行研究證實，接頭表面相互混去區存在第二相；

5. 按ASTMA-262PracticeC在沸騰的硝酸進行腐蝕試驗證實，接頭平均腐蝕速率為10mpy。