Research progress on welding technology of Mg/Al dissimilar metal
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摘要:
镁、铝化学活性强、极易被氧化、热传导率和线膨胀系数较大，在镁/铝异种金属焊接过程中会导致金属间化合物的生成和气孔、裂纹等缺陷的产生，这都对其接头的组织和性能有重要影响。该文从固相焊、熔焊、钎焊三方面综述了近年来镁/铝异种金属的焊接工艺，论述了各个工艺及其改型工艺的焊接机理及参数优化，归纳了控制镁/铝金属间化合物形成和改善其组织分布的方法；与此同时，对镁/铝异种金属焊接领域的发展方向进行了展望，评述其下一步应重点关注的内容，为后续镁/铝异种金属焊接研究提供了一定的理论基础和技术支撑。
Abstract:Magnesium and aluminum have strong chemical activity, easy oxidation, high thermal conductivity and a linear expansion coefficient. During welding of Mg/Al dissimilar metal, it will lead to formation of intermetallic compounds (IMCs) and defects such as pores and cracks, which has an important impact on microstructure and mechanical properties of welded joints. In this paper, welding technology of Mg/Al dissimilar metal in recent years is reviewed from solid phase welding, fusion welding and brazing. Welding mechanism and parameter optimization of each process and their modified technologies are discussed, and methods to control formation of Mg/Al intermetallic compounds and improve their microstructure distribution are summarized. At the same time, it puts forward prospect of Mg/Al dissimilar metal welding, and comment on the contents that should be focused on in the next step. It provides a certain theoretical basis and technical support for the subsequent research of Mg/Al dissimilar metal welding.
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0. 前言
随着科学技术和工业技术的快速发展，在当今汽车工业的推动下轻量化、环保节能的可持续发展趋势日益明显[1]，通过结构优化和采用轻质材料是实现轻量化的主要途径，而结构优化要求对结构重新进行设计，操作繁琐且难以实现，相较之下，采用轻质材料是更加简便有效的途径[2]。镁合金、铝合金等有色金属以其低密度、高比强度、易加工、生产成本低等优点迅速占领国际市场，用镁合金、铝合金代替钢板材料可使结构的重量减少50%以上，这两种金属已广泛应用于航空航天、汽车造船、化工冶金和电子电器等领域[3 − 4]。铝合金具有高比强度、高塑性、良好的耐腐蚀性和优良的可加工性，是目前工业上应用最广泛的轻质金属材料[5]。镁合金的密度低于铝合金，是最轻的结构金属，比钢轻4.5倍，比铝轻1.7倍，甚至比碳纤维略轻[6]。因此，镁及其合金是解决全球交通运输应用，特别是汽车和航空航天行业不断增长的节能和二氧化碳减排需求的关键材料。然而，低强度、高脆性、较差的耐腐蚀性是镁合金在安全性要求较高的领域广泛应用的关键瓶颈，使其始终无法取代铝合金成为主要的轻质材料，因此，为了充分利用两种金属各自的优势，进一步实现轻量化，Mg/Al异种金属的交叉使用受到越来越多的关注，是近年来为了提高镁的利用率而研究的热点内容[7 − 8]。
焊接是实现Mg/Al异种金属结合的主要方式，然而镁、铝合金的物理化学性质差异较大，镁的晶体为密排六方结构，而铝的晶体为面心立方结构，二者相容性较差。同时，镁、铝化学性质活泼、热导率大、热膨胀系数大，导致焊接接头极易产生夹杂、烧损、热裂纹、气孔等问题。依据镁−铝二元合金相图，镁和铝的熔点非常接近分别为660 ℃和650 ℃，而镁、铝接触后生成液化组织或者发生共晶转变的最低温度仅为437 ℃，在焊接过程中极易产生Mg-Al金属间化合物（IMCs），连续分布的IMCs层会导致接头的力学性能恶化，如何有效抑制IMCs的形成一直是Mg/Al异种金属焊接技术领域的最大挑战。该文对近年来Mg/Al异种金属焊接工艺进行了综述，论述了各个工艺及其改型工艺的焊接机理及参数优化，归纳了有效抑制IMCs生成的技术手段，并展望了Mg/Al异种金属焊接技术的发展方向和下一步应重点研究的内容。
1. 镁/铝的固相焊
1.1 扩散焊
扩散焊是一种典型的固相焊接技术，是指在特定的焊接温度下，通过施加压力使接合部位的工件接触，并诱导表面的微观塑性变形或形成微量的液相。此过程促进了接触面积的增大及待焊金属原子间距离的减少，从而随着保温时间的延长，促进双方原子的扩散并最终实现焊接接头的形成[9 − 10]。扩散焊的优势在于焊接接头的质量较为稳定，相比熔化焊，其焊接接头不会产生大量脆性IMCs，焊接接头的组织和性能更接近焊接母材，同时可避免熔化焊过程中易产生的气孔、裂纹、变形等缺陷，所以扩散焊对于Mg/Al异种金属的焊接研究具有重要的应用意义。马运柱等学者[11]采用真空扩散焊接技术对Mg/Al异种金属进行连接，对接头界面组织随保温时间变化的演变过程进行探究与推导。研究发现：真空扩散焊能够实现Mg/Al异种金属的有效连接，如图1所示，焊接后结合界面处形成由Al3Mg2和Al12Mg17组成的双层扩散反应层，且Al3Mg2的生长速率更快，扩散反应层初始界面为小岛状组织；随着保温时间延长，岛状组织沿界面纵向生长，相互连接，厚度不断增大，扩散层与母材的连接界面由初始的波浪状趋于平直，一段时间后反应层的形状及尺寸不再发生明显变化，直到生长成均匀完整的扩散反应层。
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影响扩散焊接头强度的主要因素为：焊接温度、焊接压力、保温时间、保护气氛、表面粗糙度等。多年来国内外研究学者针对Mg/Al异种金属真空扩散的最佳工艺参数进行了许多探究。Joseph Fernandus等学者[12]采用响应曲面法优化Mg/Al异种合金真空扩散焊接试验影响参数，得到工艺参数对接头强度的影响排名为焊接温度>焊接压力>保温时间>表面粗糙度，焊接温度的作用效果远远高于其他因素，其轻微的变化便会导致接头的强度大幅降低。并且根据试验结果构建了温度−时间优化参数表格、压力−时间优化参数表格，为后者选择合适参数进行Mg/Al扩散焊接具有重要参考意义。Shang等学者[13]对AZ31B镁合金和6061铝合金在不同的连接温度下进行真空扩散连接，重点探讨了接头的组织和性能随焊接温度的变化。结果表明：随着焊接温度的升高，接头抗拉强度呈先升高后降低的趋势；连接温度为440 ℃时，扩散区由Al3Mg2层和Al12Mg17层组成，接头的抗拉强度达到最大为37 MPa；当连接温度增大到460 ℃和480 ℃时，扩散区由Al3Mg2层、Al12Mg17层、Al12Mg17和Mg基合金共溶层组成，接头中连续分布的IMCs增多导致接头的强度降低。因此，为了获得高性能的Mg/Al接头，在Mg/Al异种焊接时，必须有效地防止IMCs的形成。
许多科研人员采用添加中间层的方式来实现Mg/Al异种金属真空扩散连接，中间层可避免焊接过程中Mg/Al直接接触，阻碍Mg/Al原子间的扩散作用，以此可抑制Mg-Al IMCs的生成。根据以往的研究，中间层材料大致可分为两类：第一类是采用稀有元素或熔点较低的金属，如锡、银、锌等；第二类就是采用一些高熔点的金属，如钛、铁、镍等。相较而言，高熔点金属在焊接过程中可以始终保持固态，阻碍原子间相互扩散的作用更强，但同时也由于其与母材熔点差异较大，所以容易导致气孔、裂纹等缺陷在接头产生。Zhao等学者[14]对比了Mg/Al直接扩散焊和植入Zn中间层的Mg/Al扩散焊接头的显微组织和力学性能，研究发现：直接扩散焊的焊接接头会产生大量硬脆性IMCs；然而，通过添加Zn中间层有效阻碍了Mg/Al原子间的相互扩散，抑制了IMCs的产生；力学试验表明：添加Zn中间层接头的抗剪强度约为直接扩散接头的两倍。Yin等学者[15]通过等离子喷涂法在Mg/Al金属板材之间添加Ni中间层并对其进行真空扩散焊接，研究Ni中间层对焊接界面微观结构的影响，通过电子探针分析420 ℃时界面区域的元素分布，如图2所示，可以看到焊接接头界面明显分为Mg，Ni，Al三层，各层之间接触良好，镍中间层和母材金属之间形成了相对均匀的界面，无任何可见的缺陷，Mg，Al原子均匀分布在金属Ni的两侧，Ni中间层中不存在镁及铝元素，证明镍中间层对Mg，Al原子的扩散起到强有力的阻碍作用，成功抑制了Mg-Al IMCs的生成；此外，镍中间层与Mg，Al母材金属相邻的扩散层厚度较薄，表明Mg/Ni和Al/Ni界面中的反应行为并不明显。拉伸试验表明：Ni做中间层后接头的力学性能进一步得到提高，抗拉强度的最大值由直接扩散的3.6 MPa增加到5.8 MPa。
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上述研究表明：影响扩散焊接头强度的主要因素为：焊接温度、焊接压力、保温时间、保护气氛、表面粗糙度等参数，而其中焊接温度对接头强度的影响效果远远高于其他因素。然而，即使真空扩散焊接过程中的工艺参数达到最优，也避免不了高温扩散Mg/Al异种金属焊接接头处会产生高硬度的脆性IMCs，通过添加中间层（Ni，Ag，Ti和Zn等）可以有效阻止Mg，Al之间的相互扩散，避免IMCs的生成。
1.2 搅拌摩擦焊（FSW）
1991年英国焊接研究所首次提出搅拌摩擦焊的概念与理论，在所有的焊接技术中，搅拌摩擦焊从初步提出到完全应用于工业实际生产所经历的时间最短[16]。其原理是利用搅拌头轴肩与被焊工件之间持续摩擦产生大量热，使材料迅速软化发生强烈的塑性变形，随着搅拌头的移动，发生塑性变形的材料逐渐沉积成搅拌摩擦焊焊缝，从而实现异种金属之间的焊接。搅拌摩擦焊在工业生产中首先是被应用于焊接轻质金属和轻质合金[17]，Mg，Al是目前工业领域中应用最广泛的两种轻质金属材料，国内外焊接科研人员针对FSW及其改型工艺连接镁铝异种金属已展开许多研究。
影响Mg/Al异种金属搅拌摩擦焊焊接接头质量的工艺参数主要有：搅拌头的转速、搅拌头的前进速度、搅拌针的几何外形和偏移量、搅拌头的倾斜角度及轴肩压入量等。除此之外，母材的相对位置对焊接质量也有重要的影响，将Mg置于前进侧和将Al置于前进侧所得到的焊接接头强度存在很大差异。选取合适的焊接工艺参数可有效减少IMCs的生成，改善IMCs的分布状态，消除或减少焊接过程中易造成的缺陷，提高接头的焊接质量。Fu等学者[18]对6061-T6铝合金和AZ31B镁合金进行搅拌摩擦焊接，并研究了母材的相对位置对焊接接头组织和性能的影响，试验证明了Mg/Al异种金属搅拌摩擦焊中Mg置于前进侧可有效改善材料的流动性，镁合金和铝合金之间的机械交锁作用增强，使母材扩散更加充分，混合更加均匀，焊接质量更好。Sun等学者[19]采用专用夹具开展了AZ31B镁合金和2024-T4铝合金T形接头FSW对接试验，探究焊接速度对T形接头显微组织和力学性能的影响，研究发现：当搅拌速度适中位于30～65 mm/min时，可以获得无明显缺陷的T形接头，进一步对各个焊接速度所得到的T形接头的抗拉强度进行测试，如图3所示，表明：接头抗拉强度随着焊接速度的增加呈先升后降的趋势，50 mm/min为Mg/Al异种金属搅拌摩擦焊T形接头最佳成形焊接速度，接头的抗拉强度此时达到最高，为178.24 MPa。Deng等学者[20]研究了搅拌头的偏置量对Mg/Al异种合金搅拌摩擦焊接头性能的影响，试验设定搅拌头向Mg，Al两侧的偏置量分别为0 mm，0.5 mm，1 mm，1.5 mm，2 mm，研究发现：当搅拌头向Al侧偏置且偏置量为0.5 mm时，抗拉强度和屈服强度达到最高，分别为82.8 MPa和73.1 MPa。
为了满足工业应用的需求，寻求提高Mg/Al异种金属搅拌摩擦焊接头强度的方法是非常必要的。实际上，前文所提到的对工艺参数进行优化是提高接头强度最常用的方法，但是由于焊接参数对IMCs形成的热力学影响很小，因此，优化工艺参数并不能从根本上改变接头的组织形态。此外，合金元素做中间层的方法也能降低IMCs的形成，提高焊接接头的强度，但是焊接前的制备过程繁琐，虽然一定程度上抑制了IMCs的形成，但代价是焊接过程中引入了额外的非均匀界面，最终也只是使接头的强度得到有限的提高。近年来，国内外许多研究学者对传统的搅拌摩擦焊工艺进行改型，进一步消除或减少IMCs的形成，改善IMCs的组织结构和分布状态，在提高Mg/Al异种金属搅拌摩擦焊接头强度上取得许多突破和进展。
Chen等人[21]认为Mg/Al异种金属搅拌摩擦焊过程中IMCs的形成主要有原子扩散和共晶反应两种来源，而这两种反应受热力学影响较大，温度为其反应过程的关键因素，基于此思想，研究团队在空气和不同温度（60 ℃，15 ℃，0 ℃）的水下环境中展开对Mg/Al异种金属的搅拌摩擦焊试验。图4为不同工况下焊缝截面的宏观形貌。可以看出，随着冷却能力的增加，焊核区的宽度逐渐减小，在水温为0 ℃时，接头焊核区的宽度达到最小，区域中IMCs的含量达到最低；随着水温的降低，焊核区组织结构由不规则的“洋葱圈”状渐渐趋于平直均匀的条带状。力学试验表明：接头的抗拉强度和断后伸长率均随着水温降低逐渐增加，在0 ℃水中接头的抗拉强度高达168 MPa，远远高于其他工况。由此证明：水下焊接所创造的低温环境可使焊接过程中峰值温度减小，冷却速度加快，峰值温度持续时间缩短，有效地抑制了硬脆性IMCs的形成，接头的力学性能有了很大程度的改善。吕学奇等学者[22 − 25]基于超声振动辅助塑性金属材料变形可以显著降低材料的变形抗力和流变应力的原理，开发了超声振动强化辅助搅拌摩擦焊新工艺（Ultrasonic vibration enhanced FSW, UVeFSW）其原理如图5所示，在搅拌头前方的待焊金属上添加一个超声发生器，使超声能量直接作用在待焊金属表面上，利用超声振动可以起到降低焊接区域内金属材料的屈服应力和流变应力、促进金属流动、减小搅拌头和待焊工件接触表面间摩擦阻力的作用。图6为在不同的搅拌头偏置量下分别采用FSW工艺和UVeFSW工艺得到的焊接接头的形貌图。可以看到，FSW接头结合界面处均为双IMCs层，UVeFSW接头结合界面处均为单IMCs层，搅拌针偏移量为0.3 mm和−0.3 mm的FSW 接头结合界面处IMCs层的厚度分别为5 μm和3.5 μm；施加超声作用后，其厚度分别减少3.5 μm和2 μm。通过EDS线扫描及X射线衍射确定FSW接头层1和层2物相组成分别为Al3Mg2和Al12Mg17，UVeFSW接头IMCs层的物相组成为Al3Mg2。接头拉伸试验表明：UVeFSW接头的抗拉强度有了显著提高，增幅最大可达34%。证明超声作用有效阻碍了焊接界面处Mg元素的聚集，Mg在Al基体中的固溶度有所提高，Al12Mg17 IMCs的形成得到有效的抑制，Mg/Al结合界面上IMCs层的厚度减小，机械交锁混合结构增加，改善了焊核区IMCs的形态结构与组织分布，从而增强了Mg/Al焊接接头的结合强度。
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综上所述，在FSW过程中，母材的相对位置、搅拌速度、搅拌头的偏移量和接头形状等参数对Mg/Al接头性能都有重要影响，合理的控制工艺参数对于改善接头性能至关重要。但是由于焊接工艺参数对接头性能的影响有限，所以国内外研究学者对传统的搅拌摩擦焊工艺进行优化，例如创造低温环境能有效地抑制硬脆性IMCs的形成；利用超声振动辅助搅拌摩擦焊，超声振动改善了Mg/Al界面附近的材料流动和混合程度，改善了接头机械互锁行为，延缓了裂纹扩展速度，从而改善接头的性能。但是FSW焊接具有一定的局限性，通常情况下只能进行平直焊缝的焊接。
1.3 超声波焊（USW）
超声波焊是一种新兴的低热输入固态焊接技术，是指在加压的情况下利用焊头传递到待焊工件表面的机械振动能量使两工件产生高频振动，待焊工件表面相互摩擦使接触面局部温度瞬间升高，进而促进分子层之间相互熔合从而实现异种金属的连接。超声波焊的主要工艺参数有：焊接能量、焊接振幅、焊接静压力。选择合适的工艺参数对提高接头质量有重要意义。Panteli等学者[26 − 27]研究了焊接能量和焊接压力对Mg/Al异种合金超声波焊接强度的影响，研究发现：Mg/Al异种金属超声波焊时，其接头强度随能量和压力的提高呈抛物线性变化，最终确定在焊接能量为600 J，焊接压力为1.9 kN的参数组合下，USW接头的力学性能最好，最大抗剪强度达到38.8 MPa。Gu等学者[28]的试验表明：在Mg/Al超声波点焊过程中植入30 μm厚的锌箔后，在Mg/Al界面处形成了α-Mg + (α-Mg + MgZn) + MgZn2 + (Mg2Zn11 + β-Zn)共晶结构，在Al/Zn界面处形成了(η-Zn + α-Al)固溶体，成功抑制了脆硬相Al3Mg2和Al12Mg17的生成，界面的结合强度得到很大改善，较无植入中间层的焊接接头的最大强度提高了近89.6％。
已有的Mg/Al异种金属超声波焊接研究主要集中在参数优化对接头性能的影响方面，而超声波焊头形状对结合界面影响的研究相对较少，而焊头形状决定着其与材料表面抓紧力的大小，与焊接强度紧密相关[29]。此外，提高焊接功率可以有效缩短焊接时间以达到所需的焊接能量，抑制焊接界面IMCs的生；然而，以往USW设备的最大额定功率普遍小于2.5 kW。针对这些问题，Feng等学者[30]采用最大额定功率大于4 kW的高功率超声点焊系统对厚度均为1.5 mm的Mg/Al板材进行连接，研究发现：在高功率的条件下，有效缩短了焊接时间，接头焊接界面处的最高温度仍然低于Mg/Al合金的共晶反应温度，在最佳的工艺参数下，焊接界面处观察不到连续分布的IMCs层和明显的旋涡状结构，Mg/Al高功率超声焊接头的结合机制被推断为以Mg/Al界面IMCs和机械锁定为特征的冶金结合。此外，研究发现：在焊接工艺参数一致的情况下，与图7(a)的梯形焊头相比，图7(b)的四棱锥形焊头的相对振幅及穿透力更强，会在母材处产生明显的表面压痕，导致在焊接过程中界面处引入更显著的压应力，促进材料在焊缝界面处的流动，增加了金属间的有效结合面积。图8为2种焊头在不同焊接能量下接头Al侧断口形貌，观察发现：四棱锥形焊头得到的接头的焊接界面处发生了更严重的塑性变形，焊缝界面附近的材料流动显著，焊头尖端相应位置的断口处观察到更明显凹痕，其进一步验证了上述分析。
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图 8 梯形和四棱锥形焊头不同焊接能量下接头铝侧断口形貌[30]Figure 8. Fracture morphology on aluminum side of joint under different welding energy of trapezoidal and pyramid welding head[30]. (a) trapezoidal welding head, 500 J; (b) trapezoidal welding head, 1 000 J; (c) pyramid welding head, 500 J; (d) pyramid welding head, 1 000 J上述研究表明：在USW过程中，除了传统的工艺参数（焊接能量、焊接振幅、焊接静压力等）的选取对接头性能具有一定的影响，焊头形状对性能的影响同样不可忽视。相较于传统固相焊，超声波焊焊接速度较快，但由于功率的限制，超声波焊接Mg/Al异种金属目前主要适用于薄板类零件，很难实现厚板金属之间的连接，学者们通过添加中间层Zn可以有效阻止Mg，Al原子的相互扩散，成功抑制了脆硬相Al3Mg2和Al12Mg17的生成。
2. 镁/铝的熔焊
2.1 惰性气体保护电弧焊
电弧焊是指以电弧作为热源将焊条与工件互相熔化并在冷凝后结合在一起。电弧焊是当前工业中应用最广泛的熔焊工艺，根据统计电弧焊的生产量占到整个焊接产业生产总量的60%以上[31]。惰性气体保护电弧焊是指在传统电弧焊的基础上通过向焊接区输送惰性保护气体（通常为氩气）使焊材与空气隔绝，防止氧气等其他气体对电弧和熔池产生不良影响，以得到致密、无飞溅、强度高的焊接接头，根据电极是否可以熔化具体分为钨极惰性气体保护焊（TIG）和熔化极惰性气体保护焊（MIG），图9分别为其焊接原理图。
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图 9 惰性气体保护电弧焊原理图Figure 9. Schematic diagram of inert gas shielded arc welding. (a) TIG; (b) MIG王恒等学者[32]采用AZ31B镁合金和6061铝合金进行TIG交流焊。研究发现：在Mg/Al直接焊接时，Mg元素向Al母材中进行大量扩散形成扩散层，生成Mg17Al12和β-AlMg等IMCs，导致扩散层容易断裂。TIG作为传统的熔焊方法，在焊接过程中不可避免会导致连续的IMCs层生成，而IMCs通常因为延展性较低及硬脆性较高的特点导致接头性能降低。所以许多科研人员把研究的重点依然放在控制IMCs层的形成，改善其组织分布上。Gao等学者[33]采用不同厚度的Zn箔对6061铝合金和AZ31B镁合金进行TIG搭接焊，试验所用Zn箔厚度分别为0.1 mm，0.2 mm，0.3 mm，0.4 mm，0.5 mm，研究发现：Zn箔的厚度对接头性能有显著影响，接头的抗拉强度随锌箔厚度的增加呈先增大后减小的趋势，适宜的中间层厚度提高了接头的力学性能，而中间层厚度过大会导致接头力学性能恶化；接头断口XRD检测显示：0.1 mm，0.2 mm和0.3 mm厚的Zn箔接头断口由Al3Mg2，Al12Mg17和MgZn2Zn2组成，表明Zn含量太少未对Mg-Al IMCs的形成起到明显抑制作用，当Zn箔厚度增加到0.4 mm和0.5 mm时，断口处未发现有Mg-Al IMCs的形成，在靠近Al侧的断口处存在连续分布的Mg-Al IMCs，表明此时Zn箔有效抑制了Mg-Al IMCs的形成。
相比较TIG，MIG焊接速度更快、效率更高，以及能够长时间连续焊接[34]，这在批量生产及重工业生产中具有很大优势。Zhang等学者[35]使用Zn箔作为夹层对2B50 Al和AZ31 Mg进行了MIG焊接。研究表明：当使用Zn箔作为夹层时，不产生Mg/Al化合物，搭接接头的抗拉强度达到64 MPa，断裂发生在熔合区靠近Mg母材侧的界面结合处。Zhang等学者[36]以Zn-Cd合金作为中间层采用MIG工艺连接AZ31B镁合金与1060纯铝，研究发现：扩散层由Al12Mg17，Mg2Si和MgZn2组成，Zn IMCs的大量生成降低了Mg-Al IMCs层的厚度，Cd原子由于过量烧损，在焊缝中的含量很低，对Mg-Al IMCs的生成控制作用不大，接头最高抗拉强度可达46.8 MPa，裂纹从接头底部的IMCs层起裂，并向接头上部的焊缝扩展。
2.2 激光焊
激光焊是一种新型焊接技术，其原理是把高能量密度的激光束作为加热源，把若干方向的激光汇聚起来对待焊工件局部区域进行加热，工件材料受热熔化后形成特定熔池，熔池冷却后将两个工件焊接在一起。激光焊具有能量密度高、生产效率高、热输入量小、热量集中等特点[37]，因此，常被应用于Mg/Al异种金属的连接。例如，Borrisutthekul等学者[38]使用基于ABAQUS的有限元分析法，建立了一种有效的AZ31B/A5052-O连接焊接方法抑制Mg-Al IMCs形成。研究发现：在Mg/Al搭接接头的边缘进行焊接时，熔融金属对下板的穿透深度较浅，可以有效的减小IMCs层的厚度，提高焊接接头的力学性能。
传统激光焊依靠其非接触式的焊接方式，使其对被焊工件的厚度无过多限制，既可以通过其深熔方式对厚板进行焊接，也可以利用其热传导方式焊接薄板，但是非接触式的焊接方式也意味着焊接过程中无法对熔池进行搅拌，从而会导致熔池底部晶粒粗大、异种金属间熔合不均、脆性IMCs生成增多，接头处气孔、裂纹等缺陷增加。为此许多研究学者对传统的Mg/Al激光焊接工艺进行改型，在其基础上进一步优化，以消除传统激光焊接过程中易出现的气孔、裂纹等缺陷，获得质量更高的焊接接头。周家福[39]以AZ31B镁合金和6061铝合金为试验对象，分别进行了外加横向、纵向磁场辅助Mg/Al异种金属激光搭接焊试验。图10为其方案示意图。研究发现：横向和纵向磁场都可以改善Mg/Al异种金属激光焊接的熔池结构，其中纵向磁场有助于更加均匀地分散和细化晶粒，从而改善焊缝的结构完整性，提高焊接接头的强度。
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上述研究表明：通过对Mg/Al异种金属激光焊的搭接形式进行优化，可以有效抑制IMCs的产生，减小扩散层的厚度，得到更高质量的焊接接头。为了进一步稳定焊接过程，提高焊接效率和焊接质量，发展新型焊接工艺已成为必然之势，近年来复合焊接技术是新型焊接工艺的重点研究对象，所谓复合焊接即是将两种焊接技术相结合，取长补短，充分发挥两种焊接技术的优势[40]；比较常见的复合焊接技术包括：激光‒TIG复合焊、激光‒MIG复合焊、MIG-TIG复合焊、等离子‒MIG复合焊和激光‒等离子复合焊。其中，激光‒TIG复合焊是最早开始应用的一种复合焊接方法，发展到现在工艺已较为成熟。Lv等学者[41]设计了一种非轴对称激光‒TIG复合焊接工艺，成功对1.5 mm厚的6061铝合金和2 mm厚的AZ31镁合金板材进行了连接，图11为其工艺原理图，其中，激光束与TIG电极沿焊接方向的水平距离为1.5 mm，垂直于焊接方向的距离为2 mm，而在传统的激光‒TIG复合焊接工艺中，激光与TIG电极垂直于焊接方向的距离为0 mm，以使能量作用更集中，因此，热源的分布是轴对称的；然而，在Mg/Al异种金属连接过程中，必须控制金属过度熔解以避免产生大量硬脆性IMCs层，通过将激光束与TIG电极分离使其不在同一平面上，称为非轴对称激光‒TIG复合焊接。
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图12是在相同的试验条件下分别采用TIG、激光−TIG复合焊和非轴对称激光−TIG复合焊制备的Mg-Zn-Al异种接头的宏观形貌。从图中可以看出，单独使用TIG焊接时，如图12(a)所示，由于热输入较低，金属Zn不能完全通过电弧熔化，仍滞留在Mg基体上，未能实现Mg/Al板材的连接；使用激光−TIG复合热源时，如图12(b)所示，由于热输入过度集中，电弧的大部分能量都用来加热金属母材铝板，使其过度熔化，标记在图12(b)黑框中，部分位置已被烧蚀破坏，这增加了形成脆性IMCs的可能性，导致在接合处产生裂纹；采用非轴对称激光−TIG热源后，如图12(c)所示，得到了平整均匀，无明显缺陷的焊缝，锌填料完全熔化到焊接熔池中，从图12(c)黑框中可以看到，相对于激光−TIG复合焊，铝的熔化量有所减少，证明非轴对称复合热源的方式可有效分散热输入以避免在传统激光−TIG易出现的热量过度集中、母材过度熔解、接头脆性过高的问题。
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2.3 电阻点焊（RSW）
电阻点焊是薄板金属最理想的连接方式之一，利用电极压紧待焊工件，电极通电产生的电流通过焊件产生电阻热使焊件接触部分受热熔化而实现结合。据统计在一辆汽车的制造过程中大约有5 000个焊点是通过电阻点焊来完成的[42]。虽然钢铁是汽车制造业中应用最广泛的金属材料，但是镁、铝合金及其复合材料因其低密度和显著的力学性能近年来被广泛采用，并渐渐取代钢铁成为汽车的主要结构材料，以此来减轻汽车重量[43]，许多学者对Mg/Al异种合金电阻点焊接头的组织和性能都进行了大量研究，为获得更高质量的焊接接头提供了理论依据。
图13[44]为典型的Mg/Al异种金属电阻点焊接头截面的宏观形貌。可以看出：接头由镁合金母材、熔核区、铝合金母材组成，由于铝合金具有较低的电阻率和较高的导热性，在焊接过程中铝合金一侧的产热更少，热量更易流失，所以在Mg/Al异种金属电阻点焊中通常都会导致位于镁合金一侧的熔核尺寸要更大。
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在Mg/Al异种金属电阻点焊技术领域，目前的研究主要集中在对于IMCs生成的控制以及提高接头焊接强度上。Hayat[45]研究了焊接电流大小对Mg/Al异种合金电阻点焊接头熔核形貌及力学性能的影响。结果表明：初始时接头熔核尺寸和焊接强度均随着焊接电流的增大而增大；在29 kA时，熔核尺寸达到最大，接头的抗剪强度也达到最大，可承受的最大拉剪力达到2.75 kN；当焊接电流继续增大时，由于过大的电极压力和母材过度熔化导致镁在焊接连线处飞溅程度增加，熔核尺寸和接头强度均开始下降。Penner等学者[46]试图通过在Mg/Al异种合金RSW工艺中添加金属元素Zn来抑制IMCs的生成来提高接头的强度，试验发现：Zn的加入虽然有效阻碍了IMCs生成，但并未对接头起到强化作用，熔核几乎全部位于镁合金一侧，铝合金与熔核区存在明显的边界，这意味着液态熔核的成分明显不同于铝合金母材，所以接头失效总发生在Al/Zn界面处，这也是造成接头强度低的主要原因。Zhang等学者[47]在其基础上设计了Zn作中间层的Mg/Al异种合金的热补偿电阻点焊，通过在上电极和铝片之间放置不锈钢片，利用在不锈钢中形成的额外热源补偿上侧铝片的热传导，使更多的铝在焊接过程中发生熔化，以增加铝在液态熔核中的百分比。如图14所示，熔核形状为柱状并穿透Al侧，更多的铝元素被熔化到熔核区，组织均呈现等轴晶状，意味着在铝−锌体系中只能存在Al-Zn固溶体，较传统的RSW接头，热补偿法制备的Mg-Zn-Al接头的失效载荷从727 N提高到2 199 N，通过热补偿的方式成功改善了铝和锌的结合条件，强化了接头的力学性能。
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综上所述，影响接头强度性能的主要原因是Mg-Al IMCs的形成，为避免熔化焊过程中Mg-Al IMCs的生成，学者们通过添加金属元素Zn等阻隔Mg和Al之间的直接接触，抑制IMCs的生成来提高接头的强度。另外，通过采用焊接速度较高的激光焊进行了Mg/Al的连接，通过加快焊接速度，增大对于熔池的搅拌，实现对于Mg-Al IMCs的控制。在此基础上通过优化Mg/Al异种金属激光焊接的搭接形式，例如添加辅助磁场增加对熔池的搅拌作用，使其反应更加剧烈，细化晶粒的效果更加明显，进而获得更高的焊接强度；再者，激光−TIG复合焊等复合焊接技术是新型焊接工艺的重点研究对象，传统的TIG焊接技术具有焊接过程稳定、焊缝平整均匀等优点，但熔深浅、生产率低也是其最大的缺点，激光焊可实现深熔焊和高速焊，但由于其较高的峰值温度和温度梯度很容易导致焊缝处产生裂纹等缺陷，激光−TIG复合焊通过将两种技术结合便可发挥各自的优势，在提高焊接效率的同时也保证了焊接质量，激光−TIG复合焊作为传统的复合焊接方法，一直在铝等有色金属的焊接生产实践中得到广泛应用。
3. 镁/铝的钎焊
钎焊是指焊接过程中金属母材不发生熔化，采用低于母材熔点的钎料，高温加热后熔化的液态钎料填充两侧金属母材的焊缝进而实现异种金属之间的连接。由于钎焊过程中母材不发生熔化，仅有钎料熔化，所以该方法对母材的组织和性能影响较小，适用于焊接类似Mg，Al等热灵敏度高的金属材料[48 − 49]。但是实际操作之后发现：当焊接温度达到Mg-Al共晶温度（437 ℃）时，会产生Mg-Al IMCs，影响接头性能。因此，为了限制IMCs的产生，学者们研究发明了低温钎焊工艺。王世宇等学者[50]采用厚度为200 μm的Cu中间层对AZ31B镁合金和ZL108铝合金进行接触反应钎焊（CRB）。研究发现：Cu可以阻断Mg，Al的接触反应。但由于相同温度下，Cu在Mg/Al元素中的扩散能力差异过大，导致在温度低于560 ℃时，Al/Cu侧无法实现有效连接；而高于570 ℃时，镁基体熔解过多以至于工艺区间过窄。为减少镁基体的熔解量及Al/Cu侧的有效连接，采用低温长时保温工艺，在低温475 ℃保温60 min，高温560 ℃加热7 min条件下接头界面组织如图15所示，可看出：接头界面结合良好，Al/Cu界面反应层厚度约19 μm，Mg/Cu界面局部区域反应层厚度约为256 μm，镁基体熔解量得到有效控制，接头抗剪强度达到最大31.2 MPa。
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王志[51]采用Sn-xZn系及Sn-30Zn-xCe系钎料对AZ31B镁合金/6061铝合金进行低温焊接，研究发现：当使用Sn-30Zn钎料时，在钎缝中部会生成较大的块状Mg2Sn IMCs（图16中黑虚线所示位置），导致接头性能下降。在此基础上，采用稀土Ce对Sn-30Zn钎料进行合金化处理，发现：加入适量的Ce会减少接头钎缝区Mg2Sn IMCs的产生，然而过量的Ce会在接头中产生新的IMCs Ce-Sn，Ce-Zn等，在使用Sn-30Zn-0.05Ce钎料时，抗剪强度达到最大为77.48 MPa。而为了减少焊接时间和功率消耗，提高焊接接头质量，近年来许多新型的加热方式开始应用到Mg/Al异种金属的钎焊工艺中，Tamang等学者[52]以活性金属合金TiCuSil作为钎料探究微波混合加热方式连接Mg/Al异种合金的可行性，着重讨论了微波混合加热方式对IMCs形成的影响。以微波作为热源与传统加热方式不同的是，微波能量通过原子与电磁场的相互作用直接转化为热能，当微波入射到物质上时，它们被吸收以热的形式耗散到物质中，可以有效增强原子间的扩散作用，有效提高了焊接效率，断口表面的能谱分析和X射线衍射研究表明：由于原子间剧烈的扩散作用在冶金结合区生成了大量TiO氧化物和MgAl2O4，Al60Mg38Ag2 IMCs，这些氧化物和IMCs的生成造成接头强度降低。Ogura等学者[53]采用激光做热源对A5052铝合金和AZ31镁合金进行激光钎焊，研究发现：激光钎焊可以通过480～620 W的激光输出成功实现，当激光功率小于480 W时，钎料未对焊缝起到润湿作用导致焊接失败；当激光功率超过620 W时，IMCs层的厚度过度增大造成接头结合失效。增加激光功率可以增加焊道宽度，提高钎料对焊缝的润湿作用，在600 W的激光功率下，由于钎料良好的润湿作用和较薄的IMCs层，激光钎焊接头的强度达到最高。
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尽管在钎焊工艺不断优化的条件下，接头易氧化，焊接过程中产生新的氧化膜的问题依然存在，为了去除钎焊过程中母材及钎料的氧化膜，进一步提高接头的性能，由于实现真空条件的成本过高且不便于大规模焊接，学者们采用超声波辅助钎焊技术（UAW）对其进行焊接，原理如图17所示。依据超声气化的原理[54]去除母材和钎料的氧化膜且超声波会在熔池中产生空化、共振等现象实现减少孔隙率以及细化晶粒的作用进而提高接头性能。
俞伟元等学者[55]选用锡基和锌基两种钎料，在大气下采用超声波辅助钎焊技术对为AZ31B镁和6063铝进行焊接。研究发现：使用Zn基钎料钎焊镁、铝合金，焊接接头会生成大量Mg-Al IMCs，使接头力学性能恶化；使用Sn基钎料钎焊镁、铝合金，接头组织致密，结构无明显缺陷，并且避免了Mg-Al IMCs的形成，但会生成Mg-Sn IMCs。
综上所述，在钎焊过程中，国内外学者主要以在Mg-Al间加入锡基、锌基及铜箔等钎料减少Mg-Al IMCs的生成，同时通过控制焊接温度及焊接时间等工艺参数提高接头性能；在此基础上，学者们通过UAW等技术进一步改善连接处有气孔，接头容易发生氧化的问题。在众多的钎焊工艺中，合理的控制各种变量都能够减少接头处Mg-Al IMCs的生成，但同时在接头处也会生成新的IMCs（Mg2Sn和MgAl2O4等）仍然会使接头的性能降低，所以深入了解IMCs的形成机制并加以控制才是未来焊接的关键所在。
4. 结束语
镁合金和铝合金因其优良的性能被应用于航空、航天、交通工具等不同领域中，因此，Mg/Al异种金属焊接尤其重要，而在Mg/Al异种金属焊接过程中，存在的最大问题就是在焊接时易形成高硬度的脆性相降低接头强度。传统的熔焊技术由于热输入造成焊接过程中母材金属熔化，导致IMCs层的形成不可避免，采用扩散焊、搅拌摩擦焊、超声波焊等连接温度较低的固态焊接工艺可以避免液相反应，有效抑制IMCs层的产生，提高接头强度。超声波焊受焊头的限制，焊接的接头形式和尺寸范围有很大局限性，当前主要限于箔、片、丝等较薄较细零件的焊接，而搅拌摩擦焊由于操作简单、焊接成本低、焊接效率高且对于焊件的尺寸形状限制较小，所以在未来的实际生产中展现出更好的发展前景，是今后重要的研究方向；其次添加过渡金属层来抑制IMCs的生成，提高接头强度，无论在传统熔焊还是固相焊技术中都得到广泛应用，在较高温度下，金属中间层原子与母材金属原子发生反应形成液相，生成的液相在接合界面中扩散起到润湿作用，填补了界面中的孔洞缺陷，增加了工件的接触面积，提高接头的力学性能，降低焊接能量，获得焊接质量更高的接头；然而，中间层的添加会导致新的IMCs的生成，如何使新生成的IMCs不影响接头性能仍然需要进一步研究；另外采用复合焊接技术，通过把几种焊接方法结合到一起，集各种焊接方式的优点互相配合，取长补短，可以提高焊接效率和焊接质量，获得强度更高的焊接接头。目前，激光−TIG复合焊接已具备较为成熟的工艺技术，在Mg/Al异种金属的焊接生产中展现出良好的可行性及发展前景。
因此，在未来的研究中，首要任务是充分了解焊接过程中Mg-Al IMCs的形成机制、特征形貌及生成的IMCs对接头强度的影响。采用合适的焊接工艺来控制IMCs层的形成，改善其分布状态依旧是今后研究的重点内容。事实上，要更好地控制IMCs的形成，需要深入了解焊接过程中IMCs形成的热力学和动力学过程。热力学研究可以帮助了解在不同温度和时间条件下IMCs的稳定性和相变规律，而动力学研究可以帮助理解IMCs形成的速率和扩散行为。此外，在水下低温环境中进行搅拌摩擦焊，超声振动强化搅拌摩擦焊，通过外部磁场辅助激光焊接等新型工艺的应用均取得了一定的工艺效果，因此新工艺、新方法的影响因素、作用机制及工艺优化也是今后Mg/Al异种金属焊接领域的重点研究方向。
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图 8 梯形和四棱锥形焊头不同焊接能量下接头铝侧断口形貌[30]
Figure 8. Fracture morphology on aluminum side of joint under different welding energy of trapezoidal and pyramid welding head[30]. (a) trapezoidal welding head, 500 J; (b) trapezoidal welding head, 1 000 J; (c) pyramid welding head, 500 J; (d) pyramid welding head, 1 000 J
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图 9 惰性气体保护电弧焊原理图
Figure 9. Schematic diagram of inert gas shielded arc welding. (a) TIG; (b) MIG
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