基于摩擦搅拌技术的镁合金加工方法综述：焊接、成形、回收及增材制造

《Journal of Materials Research and Technology》：A Review of Friction Stir-Based Techniques for Magnesium Alloys: Welding, Processing, Recycling, and Additive Manufacturing

　　莫斯塔法·阿克巴里（Mostafa Akbari）| 阿明·阿卜杜拉扎德（Amin Abdollahzadeh）| 穆罕默德·阿里·卡泽米（Mohammad Ali Kazemi）| 米拉德·埃斯凡迪亚尔（Milad Esfandiar）
伊朗德黑兰技术职业学院（TVU）机械工程系

**摘要**：由于镁（Mg）合金具有较高的强度重量比和可回收性，它们在航空航天、汽车、电子和生物医学领域变得越来越重要。传统的熔融连接方法在连接和加工镁合金时常常面临限制，这推动了基于摩擦搅拌（FST）技术的发展，作为一种有前景的固态替代方案。本综述全面评估了应用于镁合金的FST技术，包括：

- **摩擦搅拌焊接**：用于Mg-Mg和Mg-Al接头，重点讨论了工艺参数和工具设计；
- **摩擦搅拌加工**：用于微结构改善和表面复合材料制造；
- **摩擦搅拌挤压**：作为将切削屑回收成线材和管材的可持续方法；
- **摩擦搅拌增材制造**：作为一种快速发展的固态层叠制造技术。

综述强调了这些技术的现状、挑战和机遇，并指出了它们在提高镁合金性能、可持续性和工业应用方面的潜力。

**缩写**：
- AFSD（Additive Friction Stir Deposition）增材摩擦搅拌沉积
- AS（Advancing Side）前沿侧
- BSB（Banded Structure）带状结构
- BM（Base Material）基材
- BTFSW（Bobbin Tool FSW）线轴工具摩擦搅拌焊接
- CTEC（Coefficient of Thermal Expansion）热膨胀系数
- CMTC（Cold Metal Transfer）冷金属转移
- CDRX（Continuous Dynamic Recrystallization）连续动态再结晶
- CELC（Coupled Eulerian–Lagrangian）耦合欧拉-拉格朗日
- DBTFSW（Dual-Rotation Bobbin Tool）双旋转线轴工具
- DRX（Dynamic Recrystallization）动态再结晶
- EAFSWE（Electric-Current Assisted FSW）电流辅助摩擦搅拌焊接
- WSDE（Electron Backscatter Diffraction）电子背散射衍射
- FSAM（Friction Stir Additive Manufacturing）摩擦搅拌增材制造
- FSLW（Friction Stir Lap Welding）摩擦搅拌搭接焊接
- FSP（Friction Stir Processing）摩擦搅拌加工
- FSW（Friction Stir Welding）摩擦搅拌焊接
- FST（Friction Stir Technology）基于摩擦搅拌的技术
- HAZ（Heat-Affected Zone）热影响区
- HAGB（High-Angle Grain Boundary）高位错晶界
- IMC（Intermetallic Compounds）金属间化合物
- LBW（Laser Beam Welding）激光束焊接
- LAFSW（Laser-Assisted FSW）激光辅助摩擦搅拌焊接
- LHT（Left-Hand Thread）左旋螺纹
- MAGNesium（Mg）镁
- MIG（Metal Inert Gas）金属惰性气体
- MMCM（Metal Matrix Composite）金属基复合材料
- RFSSW（Refill Friction Stir Spot Welding）填充摩擦搅拌点焊
- RS（Retreating Side）后撤侧
- RHTR（Right-Hand Thread）右旋螺纹
- SCaFSW（Slat-Cooled FSW）板冷却摩擦搅拌焊接
- SZ（Stir Zone）搅拌区
- SFSW（Submerged FSW）水下摩擦搅拌焊接
- TMAZ（Thermo-Mechanically Affected Zone）热机械影响区
- TEM（Transmission Electron Microscopy）透射电子显微镜
- TIG（Tungsten Inert Gas）钨惰性气体
- UTS（Ultimate Tensile Strength）极限抗拉强度
- UV（Ultrasonic Vibration）超声波振动
- UVe（UVe FSW）超声波振动增强摩擦搅拌焊接
- UFSW（Ultrasonic Vibration-Enhanced FSW）超声波振动增强摩擦搅拌焊接
- UW（Underwater FSW）水下摩擦搅拌焊接

**1. 引言**
镁合金由于其出色的强度重量比、优异的减振性能和可回收性，已成为航空航天[1]、汽车[2]、电子[3]和生物医学[4]行业中的关键结构材料。在资源日益稀缺和可持续发展日益受到重视的时代，对轻质高强度材料的需求推动镁合金成为焦点。它们无与伦比的强度重量比使其在需要减轻重量的应用中不可或缺，例如汽车零部件和航空航天结构，能够替代钢和铸铁等密度较高的材料。基于摩擦搅拌的技术在各个工业领域展现出优越的性能，成为传统熔融连接方法的可行替代方案[8, 9]。FST通过产生低于材料熔点但接近其再结晶温度的摩擦热来发挥作用，这种受控的热量促进了原子间的扩散和材料混合，从而在连接或沉积的材料之间形成牢固的结合。

基于摩擦搅拌的技术可以大致分为四大类：焊接、加工、回收和增材制造（图1）。每类技术都利用摩擦加热和严重塑性变形的基本原理，但侧重点不同。摩擦搅拌焊接主要用于连接相同或不同的板材，此时微结构改善和缺陷预防至关重要[10]；摩擦搅拌加工侧重于表面改性和性能提升，能够生成细晶粒微观结构和表面复合材料[11, 12, 13]；摩擦搅拌挤压允许回收和再利用切削屑，从而减少材料浪费并支持可持续的材料循环[14, 15]；最后，摩擦搅拌增材制造将这些原理扩展到层叠制造，可以直接从数字数据构建三维组件。

**2. 摩擦搅拌焊接**
镁合金的广泛应用受到传统连接技术局限性的制约。为克服这些限制，人们探索了多种焊接技术，包括钨惰性气体焊接、金属惰性气体焊接、等离子弧焊接、激光焊接和超声波焊接等。其中，基于摩擦搅拌的焊接技术（FSW）作为一种固态连接方法，彻底改变了镁合金的焊接方式[10, 16]。与传统熔融焊接不同，FSW不会熔化基材，从而最大限度地减少了缺陷、变形和热退化，并产生了具有优异机械性能的接头。FSW独特地能够连接不同种类的材料，特别是铝和镁合金，这在过去常常导致脆性金属间化合物的形成，严重影响接头强度[17, 18]。FSW通过在低于熔点的温度下操作、控制热历史并通过优化工艺参数来限制金属间化合物的形成[19]，因此成为连接不同材料的优选方法，为轻质多材料结构打开了新的可能性。

**2-1. 镁合金的摩擦搅拌焊接**
FSW概念于1991年作为传统摩擦焊接技术的革新而出现[20, 21]。这种创新方法迅速受到认可，并被认为是行业中的重要发展。最初以固态焊接铝合金而闻名，现在其应用范围已扩展到各种复杂的金属材料甚至塑料[22]。FSW过程使用一种特殊的工具，包括一个肩部和一个带轮廓的针状部件来连接两个工件[23]。工件通过背板牢固夹持和支持，然后将工具插入工件之间的接头处。图2展示了该过程的示意图。在焊接过程中，工具的肩部施加轴向力，与工件上表面保持直接接触。所需的热量通过摩擦加热和塑性变形产生[24]。值得注意的是，由于肩部接触面积较大，它贡献了更多的热量[25]。

当周围材料达到塑性状态时，工具的移动会产生显著的塑性变形，形成从工具前端到后端的强大材料流动。这种流动在肩部的协助和可控的倾斜角度下，在工件之间形成固态结合[26]。工具的旋转和移动同时进行，在前进侧和后撤侧之间引入了材料流动和热量分布的不对称性。在前撤侧（AS），工具的移动和旋转速度一致；而在后撤侧（RS），两者方向相反，导致速度不同[27, 28]。FSW在焊接镁合金方面非常有效[18]。与传统熔融焊接不同，FSW消除了常见的缺陷，如孔隙率和热裂纹，这些缺陷在镁合金中由于低熔点和高导热性而常见[29, 30, 31]。表1总结了不同等级镁合金所使用的工具几何形状和焊接工艺参数，强调了正确选择工具和优化工艺的重要性。

**表1. 不同等级镁合金的焊接工艺参数总结**
| 材料 | 工具形状和尺寸 | 焊接参数 | 备注 | |
|------------------|--------------------------------------|---------------------------------------------------------|----------------------------------------------------------|
| AZ31 | Triflate螺纹锥形针 | 针直径：5 mm | 肩部直径：13 mm | |
| | | 旋转速度：2000 rpm | 缝合间隙宽度≤1.15 mm时，所有接头表面光滑无缺陷 | |
| AZ31 | 螺纹针 | 针直径：5 mm | 肩部直径：15 mm | |
| | | 旋转速度：2000 rpm | 搅拌区内“洋葱圈”结构显著影响裂纹扩展 | |
| AZ31 | 锥形针 | 针直径：6 & 9 mm | 肩部直径：18 mm | |
| | | 旋转速度：800至1600 rpm | 旋转速度为1200 rpm时，接头具有最佳机械性能 | |
| AZ31 | 直圆柱形、锥形、螺纹、三角形和方形针 | 针直径：6 mm | 肩部直径：15, 18 & 21 mm | |
| | | 旋转速度：1600 rpm | 18 mm肩部直径和螺纹针几何组合实现了良好的冶金性能 | |
| AZ31 | 锥形螺纹针 | 针直径：6 mm | 肩部直径：18 mm | |
| | | 旋转速度：900至1400 rpm | 旋转和移动速度是控制机械性能的主要因素 | |
| AZ31B-H24 | 螺纹针 | 针直径：6.35 mm | 肩部直径：19.05 mm | |
| | | 旋转速度：1000至1500 rpm | 旋转速度增加或移动速度降低会导致SZ硬度下降 | |
| AZ31B-O | 螺纹针 | 针直径：7 mm | 肩部直径：18 & 20 mm | |
| | | 旋转速度：1200至1950 rpm | 更高的焊接间距值可以提高接头的抗拉强度 | |
| AZ31–O | 螺纹针 | 针直径：4 & 5 mm | 肩部直径：10 & 13 mm | |
| | | 旋转速度：800至1600 rpm | 较大的肩部直径、更高的旋转速度或降低的移动速度会增强热输入和晶粒生长 | |
| AZ61 | 螺纹针 | 针直径：6 mm | 肩部直径：15 mm | |
| | | 旋转速度：600 rpm | 使用高负载、低速FSW优化了热循环特性 | |
| AZ61 | 螺纹针 | 针直径：6 mm | 肩部直径：18 mm | |
| | | 旋转速度：1400 rpm | 焊接接头达到了基材82%的抗拉强度 | |
| AZ61AT | 螺纹针 | 针直径：6 mm | 肩部直径：18 mm | |
| | | 旋转速度：1200 rpm | 最大抗拉强度为224 MPa，施加5 kN力和1200 rpm旋转速度 | |
| AZ80 | 锥形圆柱针 | 不同的针和肩部直径 | 旋转速度：800, 950, 1100 rpm | |
| | | 移动速度：60, 75–90 mm/min | 建立了FSW参数与AZ80A接头抗拉强度之间的经验关系 | |
| AZ91 | 螺纹圆柱针 | 针直径：8 mm | 肩部直径：24 mm | |
| | | 旋转速度：355 rpm | 低旋转速度和较大的肩部/针直径 combination实现高质量接头 | |
| AZ91 | 螺纹、锥形、直针 | 针直径：6 mm | 肩部直径：18 mm | |
| | | 旋转速度：710至1400 rpm | 710 rpm和28 mm/min的焊接速度下达到最大抗拉强度 | |
| AZ91 | 针直径：5 mm | 肩部直径：18 mm | 旋转速度：710至1400 rpm | |
| | | 旋转速度：25至100 mm/min | 数值模拟显示焊接力、温度剖面和晶粒尺寸与实验结果有很强的相关性 | |
| AZ91CS | 方形针 | 针直径：4.25 × 4.25 mm | 肩部直径：18 mm | |
| | | 旋转速度：800至1600 rpm | 水冷显著影响接头的机械性能 | |
| AZ91DT | 锥形螺纹针 | 针直径：7 mm | 肩部直径：18 mm | |
| | | 旋转速度：1025至1525 rpm | 1025 rpm和25–75 mm/min的焊接速度范围内达到最佳焊接质量 | |
| LAZ93 | 锥形螺纹针 | 针直径：4.61 mm | 肩部直径：10 mm | |
| | | 旋转速度：500 rpm | 1025 rpm和25–75 mm/min的焊接速度范围内达到最佳焊接质量 | |
| AZ91 | 梯度螺纹针 | 针直径：7 mm | 肩部直径：18 mm | |
| | | 旋转速度：1025至1525 rpm | FSW显著细化了β相，减少了α相含量，并溶解了SZ中的Mg17Al12和AlLi（γ）沉淀物 | |
| Mg-9Al-Zn | 三角形锥形螺纹针 | 针直径：10 mm | 肩部直径：22 mm | |
| | | 旋转速度：300, 550 & 800 rpm | 编制了预测模型，将FSW工艺参数与机械性能相关联 | |
| WE43 | 锥形针 | 针直径：6 mm | 旋转速度：1000 rpm | |
| | | 研究了WE43合金接头在预处理和后处理后的微观结构演变、机械性能、变形机制和断裂特征 | |

**2-1-1. 微观结构演变**
摩擦搅拌焊接过程会引起合金的显著微观结构变化。通常形成三个不同的区域：
- **搅拌区**：特征是动态再结晶，形成细小的等轴晶粒；
- **热机械影响区**：显示变形和部分再结晶的晶粒；
- **热影响区**：仅受热作用，改变了原始微观结构。每个区域在晶粒形态、纹理演变、位错密度和沉淀物分布方面具有独特的特征。这些微观结构变化显著影响焊接接头的机械性能和性能。因此，全面的微观结构表征对于理解镁合金摩擦搅拌焊接（FSW）中的性能-过程关系至关重要。图3展示了FSW ZK60接头的横截面宏观图。显微结构分析揭示了这些区域之间的显著差异。基材（图3b）显示出粗大的、变形的晶粒，其中包含许多无序的流动线，沉淀物分布在晶界上。TMAZ（图3c）的显微结构显示出了与材料流动方向一致的拉长晶粒。搅拌区（图3d）则显示出了细小、等轴的晶粒，这证实了由于严重的塑性变形和FSW过程中的热循环效应而发生的完全动态重结晶。

图4显示了AZ91合金的铸态显微结构[53]，其特征是树枝状的α-Mg固溶体和位于枝晶间的次生β共晶相（Mg17Al12）。树枝状结构在FSW后消失，动态重结晶导致晶粒尺寸显著减小——从铸态的174 μm减小到大约5 μm。此外，β相（Mg17Al12）分解成细小的球形颗粒（约0.2 μm），这些颗粒有助于在冷却过程中抑制晶粒生长，进一步细化了搅拌区的显微结构。最后，FSW后β共晶相的比例显著下降，表明其已溶解到基体中。

织构在决定关键材料性能（包括强度、成形性、延展性和耐腐蚀性）方面起着关键作用。在FSW过程中，高温下的严重塑性变形会诱导晶粒的优先取向，从而引起织构演变，尤其是在搅拌区和TMAZ中。根据光学显微镜观察（图5a），摩擦搅拌焊接的AZ31镁合金横截面呈现出无缺陷的形态[33]。EBSD分析显示焊接区内存在明显的织构分布，晶粒取向相对于横向方向进行了颜色编码（图5b）。晶体学分析表明，搅拌区的（0001）基面与工具轮廓对齐，形成了非均匀的织构模式。基面滑移（0001）的Schmid因子计算显示出显著的空间变化（图5c）。虽然基面滑移在工具前进和后退两侧都被优先激活，但在中心线处受到抑制。值得注意的是，上部的AS区域显示出特别高的Schmid因子值。棱柱滑移{00 0}<11 0>的行为在搅拌区大部分区域都得到了广泛的激活，除了RS/AS区域和上部的狭带状区域（图5d）。

透射电子显微镜观察揭示了在FSW/FSP过程中可以形成位错亚结构。图6展示了摩擦搅拌处理后的AZ31合金搅拌区的TEM图像[54]。图6a对应于1000 rpm的旋转速度和25 mm/min的行进速度，搅拌区内有大量的亚晶粒，而晶粒内的位错密度较低；而图6b在5000 rpm的旋转速度和125 mm/min的行进速度下，亚晶粒的比例减少，同时晶粒内部及其边界处的位错密度显著增加。此外，在图6b条件下观察到的晶粒尺寸比图6a中的要大。

在镁合金的FSW过程中，微观结构发生了显著的改变，特别是在搅拌区（SZ）、过渡区（TMAZ）和热影响区（HAZ），这些变化对材料力学性能产生了相应的影响。这些焊接接头的硬度特性受多种因素影响，包括铝含量、沉淀物分布和晶粒尺寸演变。在Mg-Al-Ca和Mg-Zn-Y-Zr合金体系中，报道了SZ内大尺寸金属间化合物（Al2Ca和Mg-Zn-Y相）的破碎和分散显著提高了硬度[55, 56]。然而，对于AZ61和AM60合金则观察到了相反的现象，所有焊接区域的硬度分布几乎均匀[57, 58]。ZK60合金体系则是一个特例，由于焊接过程中MgZn2沉淀物的溶解，SZ的硬度显著低于基体金属，这表明沉淀物对硬度的影响超过了晶粒尺寸的影响[52]。

AZ31B合金的旋转速度与显微硬度之间的关系表现为初期增加随后逐渐下降，这是由于晶粒细化和高温下随后的热软化两种机制的竞争作用[36]。另一项研究调查了不同旋转速度和行进速度对AM60摩擦搅拌焊SZ硬度的影响[59]。在较低的工具旋转速度和较高的行进速度下，硬度值较低；而在较低的工具横向速度和较高的工具旋转速度下，硬度值也较低。当这两个因素都较高时，硬度达到最低点。另有研究表明，Mg-5Al-3Sn合金在FSW后的硬度分布呈现出W形[60]。无论焊接速度如何变化，HAZ区域的硬度值变化不大。还有一项研究考察了行进速度（5-30 mm/s）对摩擦搅拌焊接AZ31B-H24镁合金硬度分布的影响[61]。显微硬度测量显示，硬度从基体金属（平均硬度约76 HV）逐渐减小，穿过HAZ和TMAZ，在搅拌区达到最低值，搅拌区的硬度为基体金属的80-85%。值得注意的是，较高的行进速度导致搅拌区内晶粒细化，从而使硬度略有增加。

摩擦搅拌焊接镁合金的拉伸性能已被广泛研究，结果强调了工艺参数对接头效率和失效特性的影响。对于AZ31镁合金，报道称焊接接头和基体金属的屈服强度几乎相同（55 MPa），接头效率达到100%[33]。同样，使用不同工具材料（SS、HSS、H13）在900–1400 rpm的旋转速度范围和25–75 mm/min的焊接速度下，也获得了无缺陷的AZ31B合金焊接接头[36]。随着旋转速度的增加，拉伸强度也随之增加，直到1120 rpm后逐渐降低。

进一步的研究探讨了在不同工艺条件（1000 rpm/200 mm·min?1、1300 rpm/300 mm·min?1、1400 rpm/700 mm·min?1和600 rpm/2000 mm·min?1）下AZ31合金对接焊的影响，结果表明接头的拉伸性能始终低于基体金属[39]。失效主要发生在前进侧的TMAZ/ nugget过渡区，除了在1400 rpm和700 mm·min?1条件下产生的接头外，该条件下断裂发生在后退侧。对于AZ61镁合金，应用大负载和低速FSW（LL-FSW）显著改善了拉伸性能。焊接接头在基体金属内断裂，其极限拉伸强度与基体金属相当，接头效率达到100%[40]。

FSW的效果受到多个关键参数的复杂相互作用的影响，必须针对特定的材料组合和接头配置进行优化。主要工艺参数包括工具旋转速度和行进速度；它们的比率决定了热输入和随后的材料流动。工具的倾斜角度对于确保工具的肩部能够机械锻造材料后面的部分至关重要，以防止空洞和隧道缺陷的形成。可以使用主动冷却或加热系统精确控制热循环。最终，这些工艺参数是通过工具设计来实现的，这可以说是最根本的因素。工具的尺寸以及其针部（如螺纹、凹槽、锥形）和肩部（如卷起、沟槽、平直）的具体几何形状决定了焊接区内材料的具体变形模式。

FSW工具的几何形状——包括其形状、直径和螺纹螺距——在材料混合、变形和摩擦热产生方面起着关键作用[62]。搅拌针的主要功能是剪切材料，变形力高度依赖于针部的特性。两种常见的针端设计是平底和圆顶（圆形）设计（图8）。平底针由于制造方便而广泛使用，但需要较大的下压力。相比之下，圆顶针可以减少下压力，降低工具磨损，并通过减轻局部应力集中来延长工具寿命[23]。

除了针端形状外，针的轮廓对材料流动行为和焊接质量也有很大影响。圆柱形和锥形针经常被使用，但多边形轮廓（如三角形、正方形、六边形和三棱柱形）提供了独特的加工优势[8]。它们的平面表面在旋转过程中会产生偏心效应，定义为工具动态扫过体积与其静态体积的比率[23]。这种偏心效应促进了材料从前进侧向后退侧的定向流动。与圆柱形针不同，多边形轮廓还在搅拌材料中产生周期性脉动，增强了动态流动并改善了焊接的致密性。除了针的几何形状外，肩部设计也是影响焊接形成的另一个决定性因素。肩部主要在工件表面产生摩擦热，并确保软化材料的限制。肩部末端表面有三种基本设计：平直、凹形和凸形（图8）。平直肩部简单但往往效果不佳，因为它无法有效容纳塑化材料并产生过多飞边。凹形肩部最为有效；其中心凹陷部分充当储库，将位移的材料重新压回焊缝中，增强了致密性。凸形肩部可以适应工件上的不规则性；但它倾向于将材料推开，通常会降低焊接质量。因此，对于高质量焊接，通常更倾向于使用凹形肩部设计。此外，对肩部末端表面的改进（如卷起、沟槽、同心圆、棱纹和滚花）可以显著改善材料混合和焊接强度。这些特征持续剪切工件表面的材料，增加摩擦加热和变形。

多项研究考察了FSW工具针轮廓对镁合金焊接的影响。在一项研究中，研究人员系统评估了针轮廓、肩部直径和工具材料对AZ31B镁合金焊接质量的影响[35]。使用了五种针轮廓（直圆柱形、锥形圆柱形、螺纹圆柱形、三角形和正方形）、五种工具材料（低碳钢、不锈钢、装甲钢、高碳钢和高速钢）以及三种肩部直径（15 mm、18 mm和21 mm）。机械和显微结构分析表明，使用高碳钢制成的螺纹针轮廓工具和18 mm肩部直径制造的接头表现出更优异的拉伸性能和无缺陷的显微结构。

使用左手螺纹和右手螺纹针工具对FSWed的AZ31B-H24镁合金进行了微观结构和力学性能评估[63]。LHT工具顺时针旋转促进了材料的向下流动，从而形成了高质量的接头，而RHT工具则导致材料向上流动，使得焊缝底部附近出现了空洞缺陷（图9）。LHT工具所产生的向下力促使塑化材料流入焊缝根部，增强了接头的完整性。下载：下载高分辨率图片（119KB）下载：下载全尺寸图片

图9. 使用（a）右旋螺纹（RHT）和（b）左旋螺纹（LHT）销具进行摩擦搅拌焊接（FSW）时塑化材料流动示意图 [63]。

进一步的研究比较了AZ31镁合金焊接中锥形螺纹、锥形圆柱形和直圆柱形销具的成型效果 [64]。锥形螺纹销具在搅拌区表现出最高的硬度。同样，在AZ31B接头的研究中，使用圆柱形、带螺纹的圆柱形和锥形销具均获得了无缺陷的焊缝，其中锥形销具产生了最细的微观结构和最高的机械性能 [65]。还研究了使用圆柱形和方形销具制造的AZ31B-H24接头的拉伸性能 [66]。在2280转/分钟的转速下，圆柱形销具达到了229.0 MPa的极限抗拉强度，而方形销具到达了200.3 MPa的极限抗拉强度。

此外，还研究了肩部与销具直径比（范围从2.25到5.5）对AZ31合金焊接的影响 [67]。拉伸试验表明，肩部与销具直径比为3.33时，抗拉强度最高（达到基材效率的91%），而比例为5.5时抗拉强度最低。

2-1-3-2. 焊接速度的影响

旋转速度与行进速度之间的相互作用从根本上控制了镁合金摩擦搅拌焊接（FSW）过程中的热机械过程。旋转速度是主要的热量生成机制，旋转速度的增加通过增强工具与工件的相互作用产生更大的摩擦热。对AZ31合金的研究清楚地展示了这种关系：将旋转速度从800转/分钟提高到3500转/分钟，会使得搅拌区（SZ）的微观结构从均匀的盆状结构转变为双层结构 [68]。这种微观结构变化发生在最高旋转速度下过高的热输入导致两种区域：一个区域含有细小的等轴晶粒和旋转的基面，另一个区域则含有类似母材的较粗长晶粒。此外，极限抗拉强度随着旋转速度的提高而持续提高。

另一项研究考察了旋转速度（600-1100转/分钟）对摩擦搅拌焊接Mg-5Al-1Sn合金机械性能的影响 [69]。实验结果表明，在600转/分钟时材料流动不足，导致出现孔洞型缺陷；而在800至1100转/分钟之间则能够始终获得无缺陷的接头。800转/分钟的条件下的接头具有最佳的机械性能，其抗拉强度达到了基材的91%。

除了机械性能外，旋转速度还显著影响耐腐蚀性和疲劳性能。在1800转/分钟下加工的AZ31接头显示出比1600转/分钟和2200转/分钟下的接头更优越的耐腐蚀性，这归因于晶粒的细化以及Al-Mn化合物的均匀分布 [80]。相反，较低的旋转速度通过减少关键区域的晶粒粗化来提高低循环疲劳性能 [70]。在1100至1600转/分钟的旋转速度范围内进行水下摩擦搅拌焊接（Submerged FSW）时，ME20M合金的旋转速度与抗拉强度（在1100转/分钟时达到峰值）和微观硬度之间存在反比关系 [71]。

数值和实验分析证实了旋转速度与峰值温度之间的直接关系，在800至1600转/分钟的中等旋转速度下可以获得最佳的机械性能 [34]。这一发现结合更广泛的实验证据表明，成功进行镁合金的FSW需要仔细平衡旋转速度和行进速度，以获得所需的微观结构并避免常见缺陷。行进速度通过控制热量散发和材料暴露时间来补充这种关系。对AZ61A合金的研究表明，行进速度在30至150毫米/分钟范围内时会影响其拉伸性能 [72]。研究发现，以90毫米/分钟的焊接速度制成的接头表现出可接受的拉伸性能。这一发现强调了平衡热输入的重要性——足够的热量有助于材料的适当混合，而不会导致晶粒过度生长或缺陷形成。

2-1-3-3. 倾斜角度的影响

另一个重要的焊接参数是工具的倾斜角度，通常在工件法线轴方向上为1°到3°之间。这种轻微的倾斜有助于通过确保工具肩部将塑化材料压入接头中来实现更好的材料结合。适当的倾斜角度可以促进材料从前进侧向后退侧的流动，同时防止诸如未穿透或过度飞边等缺陷 [73, 74, 75]。然而，过大的倾斜角度可能导致材料流动不均和热量分布不均，从而影响接头的完整性。

对AZ31B镁合金板材的实验研究表明，倾斜角度对接头性能有显著影响 [76]。使用0°（接头W1）和2°（接头W2）倾斜角度制成的FSW接头在机械性能上存在显著差异。2°倾斜配置的接头效率达到了87%，明显优于无倾斜接头的74%效率。EBSD（Scanning Electron Backscattering）测量的微观硬度显示，2°倾斜条件下所有特征区域（搅拌区SZ、TMAZ和HAZ）的晶粒都更加细小（图10）。

对比AZ91C镁合金的研究结果表明，倾斜角度的增加会导致主轴扭矩和加工力的显著增加，表明工具与工件的相互作用增强 [77]。然而，这种增强的相互作用使得搅拌区的晶粒变得更粗，平均晶粒尺寸从10.6微米增加到15.1微米。值得注意的是，最大抗拉强度出现在0°倾斜角度时（227 MPa）。

2-1-3-4. 热量管理的影响

通过主动冷却或加热进行热量管理对焊缝的微观结构和机械性能有显著影响。虽然FSW通常在室温下进行，但某些材料可以从受控冷却（例如水或空气喷射）中受益，以细化晶粒结构或抑制金属间化合物的形成。相反，对于高强度材料，可以采用预热或辅助加热来减少加工力。选择热量管理策略时必须考虑基材的属性和所需的焊缝特性，以获得最佳结果。

一项关于常规FSW和水下FSW在AZ31镁合金中的比较研究表明，冷却条件对焊缝质量有影响 [78]。水下FSW（UFSW）的峰值温度降低了13.6%（349 °C vs. 404 °C），尾缘处的材料速度减少了34%，从而使得晶粒结构更为细腻（21 μm vs. 26 μm），抗拉强度也有所提高。这表明，通过细化微观结构和减少热诱导缺陷，控制冷却可以提升机械性能。

来自AZ31B合金快速冷却研究的进一步证据表明，液态CO2冷却在焊缝顶部区域产生了超细晶粒和高位错密度 [79]。孪晶和第二相颗粒的形成削弱了基面结构。顶部区域的强度和伸长率高于底部区域，焊接效率达到了93%。类似地，使用液氮进行喷射冷却在ZK61M合金中使抗拉强度提高了22%，屈服强度提高了33.4%，这表明冷却可以通过细化晶粒和减少基面滑移来增强机械性能 [80]。该研究使用了-196°C温度和3.53立方米/小时的液氮冷却系统，将其喷射到工具后面的焊缝上。这种喷射冷却技术产生了三个显著效果：行进力略有增加，搅拌区减小，以及晶粒细化。

冷却的好处也在ME20M合金的水下FSW中得到体现，较低的水温（15 °C vs. 75 °C）使得晶粒更细，硬度更高，抗拉强度也有所提高 [81]。这一趋势也扩展到AZ91合金的Flash Stir Welding（FSP）中，强制空气冷却将晶粒尺寸从9微米减小到1.4微米，同时硬度提高了6.4% [82]。另一项补充研究探索了在AZ31镁合金FSW中采用热管辅助冷却的情况，使用了不同的冷却介质 [83]。使用环境温度水和冰水进行热管冷却有效降低了焊缝界面的峰值温度和高温持续时间。宏观结构分析（图11）显示，在不同冷却条件下焊缝截面的尺寸有明显变化。常规FSW工艺产生的搅拌区宽度分别为9.08毫米（上部区域）、5.45毫米（中部区域）和3.82毫米（下部区域）。使用环境温度水的热管冷却（HFSW-W）使上部搅拌区宽度减少了23.6%，而冰水冷却（HFSW-IW）使宽度减少了41.9%。中部搅拌区的尺寸变化也类似，HFSW-W减少了23.3%（1.27毫米），HFSW-IW减少了30.1%（1.64毫米）。

2-2. 镁和铝的不同FSW

在汽车、航空航天、电子和海洋应用等关键行业中制造多层结构时，连接不同材料面临着重大挑战。为此已经采用了三种主要的焊接技术：熔融焊接、固态焊接和混合方法。尽管熔融焊接在工业应用中最为普遍，但由于熔点、热导率和热膨胀系数的差异，其在连接Al/Mg合金时的效果受到很大限制。这些差异经常导致脆性金属间化合物的形成和残余应力的产生，从而影响接头的完整性。

摩擦搅拌焊接在连接不同材料组合方面显示出特别的有效性。该工艺已成功应用于多种铝合金系列与镁合金（如纯镁、AZ31和AZ91系列）的连接 [17, 19]。最近的研究系统地考察了Al/Mg系统中的搭接、对接和点焊几何形状，发现金属间层的形成及其厚度和形态显著影响接头性能。表2提供了关于铝镁合金摩擦搅拌焊接的最新研究综述。

表2.关于Al/Mg材料工具的FSW（摩擦搅拌焊接）的全面概述，包括其轮廓和尺寸、焊接参数等详细信息：

| 材料 | 规格 | 焊接参数 | 备注 |
|-----------------|-------------------------------|-------------------------------------------------------------------|-------------------------------------------|
| AA6061 & AZ31B | 圆锥形销 | 销径：4 mm | |
| | 肩径：13 mm | | |
| | 旋转速度：475 rpm | | |
| | 纵向移动速度：75 mm/min | | |
| 数值CFD分析模型 | 研究Al/Mg摩擦搅拌焊接中的热机械行为 | [84] |
| AA6061-T6 & AZ31B-H24 | 圆锥形销，右旋螺纹 | 销径：4.2 mm | |
| | 肩径：12 mm | | |
| | 旋转速度：800 rpm | | |
| | 纵向移动速度：30–80 mm/min | | |
| 超声波振动 | 提高FSW接头焊区的抗拉强度 | [85] |
| AA6061-T6 & AZ31B | 螺纹销 | 销径：4.2 mm | |
| | 肩径：12 mm | | |
| | 旋转速度：800 rpm | | |
| | 纵向移动速度：30–70 mm/min | | |
| 超声波辅助 | 改善Al/Mg FSW接头的机械性能 | [86] |
| AA7075 & AZ31 | 圆销 | 销径：3 mm | |
| | 肩径：15 mm | | |
| | 旋转速度：1300 rpm | | |
| | 纵向移动速度：20 mm/min | | |
| 镉中间层 | 用于改善材料流动并减少Al/Mg异种接头的脆性 | [87] |
| AA6061-T6 & AZ31B | 圆锥形销 | 销径：4.2 mm | |
| | 肩径：12 mm | | |
| | 旋转速度：800 rpm | | |
| | 纵向移动速度：50 mm/min | | |
| UVeFSW中的超声波振动 | 增强Mg合金向后退侧的流动，并减少IMC层厚度 | [88] |
| AA7075 & AZ31C | 圆柱形销 | 销径：3 mm | |
| | 肩径：16 mm | | |
| | 旋转速度：1300 rpm | | |
| | 纵向移动速度：20 mm/min | | |
| 锌中间层 | 在3.5 wt-% NaCl溶液中，与镉中间层相比，Zn中间层的接头强度降低但极化抵抗性更好 | [89] |
| AZ31B & AA5083 | 螺纹锥形销 | 旋转速度：300–400 rpm | |
| | 纵向移动速度：60–100 mm/min | | |
| 在接头界面观察到液相凝固诱导的脆性金属间化合物 | |丰厚Al12Mg17/Mg层状共晶微观结构 | [90] |
| AA1050 & AZ31 | 旋转速度：2450 rpm | | |
| | 纵向移动速度：90 mm/min | | |
| 液相凝固被认为是焊接中心区域Al12Mg17金属间化合物的形成机制 | [91] |
| AZ31B-H24, AZ91D & AA6061-T6 | 销径：5 & 6 mm | 旋转速度：800, 2000 rpm | |
| | 纵向移动速度：90 mm/min | | |
| 微观化学表征显示存在1:1的Mg-Al比例区域和再结晶带 | | |
| AA1060 & AZ31 | 销径：6 mm | 肩径：20 mm | |
| | 旋转速度：200,315,500,600,800, and 1000 rpm | | |
| | 纵向移动速度：19,24,30,48, 75 mm/min | | |
| 焊接裂纹归因于脆性金属间相Al3Mg2和Al12Mg17的存在 | | |
| AA6040 & AZ31 | 销径：5 mm | 肩径：13 mm | |
| | 旋转速度：1400 rpm | | |
| | 纵向移动速度：200-225 mm/min | | |
| 金属间化合物的形成显著降低了接头的强度和延展性 | | |
| AA2024-T3 & AZ31 | 减少的销 | 销径：4 mm | |
| | 肩径：12 mm | | |
| | 旋转速度：2500 rpm | | |
| | 纵向移动速度：200-550 mm/min | | |
| 提高的焊接速度导致2024 Al合金集中在较低AZ区域，AZ31 Mg合金集中在肩部区域 | | |
| AA5052P & AZ31B | 销径：4 mm | 肩径：10 mm | |
| | 旋转速度：800-1600 rpm | | |
| 在工具旋转速度为1000 rpm时达到最大抗拉强度（132 MPa） | | |
| AC4C & AZ31 | 销径：5 mm | 肩径：15 mm | |
| | 旋转速度：1500 rpm | | |
| | 纵向移动速度：20,50, 80 mm/min | | |
| 降低焊接速度，消除可见裂纹并提高接头强度 | | |
| AA5052-H & AZ31B | 销径：4 mm | 肩径：12 mm | |
| | 旋转速度：800-1600 rpm | | |
| 由于形成了Mg-Al金属间化合物，搅拌区显示出比AZ31基材更高的硬度 | | |
| AA2024-T3 & AZ31B-H24 | 圆柱形螺纹销 | 旋转速度：2500 rpm | |
| | 纵向移动速度：45 mm/min | | |
| 基于水的抛光SZ区域表现出比非水性抛光区域更高的电偶腐蚀倾向 | | |
| AA5052P-O & AZ31B | 销径：4 mm | 肩径：10 mm | |
| | 旋转速度：800-1600 rpm | | |
| 在1400 rpm和100 mm/min时达到最佳抗拉强度（143 MPa，接头效率72%） | | |
| AA5083 & Z31B | 销径：5 mm | 肩径：15 mm | |
| | 旋转速度：300-600 rpm | | |
| 抗拉强度与IMC层厚度呈负相关，因为金属间化合物的形成削弱了机械互锁 | | |
| AA6063-T5 & AZ31B-H24 | 销径：5 mm | 肩径：18 mm | |
| | 旋转速度：900-2700 rpm | | |
| 纵向移动速度：102-384 mm/min | | |
| 微/纳米压痕得到的K_IC值表明断裂韧性异常低，解释了观察到的脆性断裂和降低的抗拉强度 | | |
| AA5052 & AZ31C | 锥形螺纹销 | 销径：6 mm | |
| | 旋转速度：600 rpm | | |
| | 破坏发生在距离中心线2.5 mm处，对应于硬度梯度最陡的区域 | |
| AA6061-T6 & AZ31B-H24 | 螺纹销 | 销径：4 mm | |
| | 旋转速度：1400,2200 rpm | | |
| 纵向移动速度：38, 254 mm/min | | |
| 微观结构分析在搅拌区内识别出Al3Mg2和Al12Mg17金属间相 | | |
| AA6061-T6 & AZ31 | 销径：3,3.6 mm | 肩径：18 mm | |
| | 旋转速度：800 rpm | | |
| 使用Ni箔作为中间层成功实现了Al/Mg异种对接焊接 | | |
| AA5083 & AZ31C-O | 螺纹销 | 销径：7 mm | |
| | 旋转速度：300 rpm | | |
| FSW有效细化了晶粒结构并抑制了金属间化合物的形成 | | |
| AA6061 & AZ31 | 螺纹销 | 销径：6 mm | |
| | 肩径：12-24 mm | | |
| 旋转速度：400 rpm | | |
| 肩径为21 mm时获得最佳抗拉性能（板材厚度的3.5倍） | | |
| AA6063 & AZ31B-Mg | 凹形销 | 销径：5 mm | |
| | 旋转速度：900–2700 rpm | | |
| 金属相之间的增强机械互锁对于实现最佳横向强度至关重要 | |
| AA6061-T6 & AZ31 | 销径：3 mm | 肩径：15 mm | |
| | 旋转速度：600–1400 rpm | | |
| 最佳参数（1000 rpm, 40 mm/min）产生了无缺陷的接头 | |
| AA6013 & AZ31 | 螺纹销 | 销径：5 mm | |
| | 旋转速度：1200 rpm | |
| 水下FSW产生了具有增强机械性能的异种接头 | |
| AA6061 & AZ31B | 锥形螺纹销和普通锥形销 | 销径：5-6 mm | |
| | 旋转速度：560-1400 rpm | |
| 锥形剪切载荷和显微硬度数据在较高的同时旋转/纵向移动速度下展示了最佳接头性能 | |
| AA6061-T6 & AZ31B-OF | 圆锥形螺纹销 | 销径：3.2 mm | |
| | 旋转速度：600-800 rpm | |
| 最大抗拉强度达到了母材Mg性能的70% | |
| AA6016-& AZ31 | 锥形销 | 销径：3.4 mm | |
| | 旋转速度：1000 and 1500 rpm | |
| 仅使用前进侧的Mg即可实现无缺陷的接头 | |
| AA6061-T6 & AZ31B | 螺纹销 | 销径：2.9-3.6 mm | |
| | 旋转速度：1200–1600 rpm | |
| 将Al置于前进侧时获得了更好的焊接质量 | |
| AA6061 & NZ30K | 螺纹销 | 销径：4 mm | |
| | 旋转速度：600,900,1200, and 1500 rpm | |
| 在900 rpm和120 mm/min时获得最佳抗拉剪切强度 | |
| AA6061-T4 & AZ31B-H24 | 圆锥形螺纹销 | 销径：3.2 mm | |
| | 旋转速度：700 rpm | |
| UVeFSW（160 W）将双层IMCs转化为Al3Mg2（Al侧偏移）或Al12Mg17（Mg侧偏移）单层 | |
| AA6022-T4 & AM6 | 三角形销 | 销径：5.4 mm | |
| | 旋转速度：1500 rpm | |
| 锥孔的存在显著缩短了焊接疲劳寿命 | |
| AA6061-T6 & AZ31 | 圆锥形销 | 销径：4-6 mm | |
| | 旋转速度：550,600, 650 rpm | |
| FSW前加入Zn中间层以改善带状区域的微观结构 | |
| AA6061& AZ31B | 锥形销 | 销径：3-5 mm | |
| | 旋转速度：560,760,810, 1010 rpm | |
| 抗拉强度随着旋转/纵向移动速度的提高而增加，而耐腐蚀性在高速旋转/低速纵向移动时提高 | |
| AA6061 & AZ31 | 圆锥形销 | 销径：4-6 mm | |
| | 旋转速度：550,600, 650 rpm | |
| 研究了在AZ31合金到6061合金的异种FSW接头中制造纳米复合材料的潜力 | |
| AA6063-T4 & AZ31B-OTapered | 锥形螺纹销 | 销径：4-6 mm | |
| | 旋转速度：700–900 rpm | |
| 在FSW过程中策略性地在Al/Mg界面加入了TiO2纳米颗粒 | |
| AA6082-T6 & AZ91 | 螺纹销 | 销径：3.2-6 mm | |
| | 旋转速度：560 rpm | |
| 最大UTS（172.3 MPa）出现在AS侧的Mg上，而Mg-RS配置获得了156.25 MPa（低9.3%） | |
| AA5083 & AZ31C-O | 螺纹销 | 销径：7 mm | |
| | 旋转速度：400 rpm | |
| 液相凝固导致焊接中心线的Al12Mg17形成 | |
| AA6061 & AZ31 | 螺纹销 | 销径：3.4 to 4.3 mm | |
| | 旋转速度：1000 rpm | |
| 在空气和水环境中进行FSW，以评估热边界对IMC形成的影响 | |
| AA5052 & AZ31B | 螺纹销 | 销径：3 mm | |
| | 旋转速度：900 rpm | |
| 最大接头强度达到149 MPa，比直接接头高57% | |
| AA5A06 & AZ31B | 螺纹销 | 销径：6 to 12 mm | |
| | 旋转速度：375 rpm | |
| 搅拌区内IMCs显示出厚度依赖的沉淀梯度 | |
| AA6061-T6 & AZ31B | 螺纹锥形销 | 销径：3 to 5.8 mm |
| | 旋转速度：600,800,1000 rpm | |
| Ni中间层有效抑制了Mg-Al扩散，防止了Al3Mg2和Al12Mg17 IMCs的形成 | |
| AA6061-T6 & AZ31B | 螺纹销 | 销径：4 to 7在FSW（摩擦搅拌焊接）过程中，接头开裂现象被归因于这些脆性金属间化合物（IMCs）的负面影响。这些IMCs沿着搅拌区的厚度方向表现出不同的沉淀行为：在搅拌区上部，温度相对较高，会析出较大的IMCs（如Al3Mg2、Al12Mg17和AlMg）；而在搅拌区下部，由于温度较低，形成的Al3Mg2颗粒较小[126]。

材料混合是影响Al/Mg异种合金FSW接头质量和机械性能的关键因素。界面形态高度依赖于焊接参数，这些参数控制着热输入和塑性流动，最终决定了材料的混合程度和IMCs的形成。例如，根据截面形态，Al/Mg FSW接头中可以识别出三种不同的界面宏观结构：（i）明显的边界（类型I：倾斜的曲线界面）；（ii）具有明确边界的层状结构（类型II：相互贯穿的界面）；以及（iii）具有洋葱环图案的复杂层状结构（类型III）[137]。类型I界面通常在热输入不足的情况下形成，其特点是Al/Mg混合较少，且接头线处脆性IMCs浓度较高，这常常导致过早断裂。相比之下，类型III界面由于复杂的机械互锁和更好的材料混合，表现出更强的抗裂性[137]。下载高分辨率图像（273KB）或完整尺寸图像。

图13展示了在不同行进速度下，AZ31和AA6061合金截面上的三种典型接头宏观结构：(a) 类型I，具有明显边界的；(b) 类型II，具有明显边界的层状结构；(c) 类型III，具有复杂层状结构。

图14进一步展示了在不同行进速度下Mg/Al接头横截面的光学显微照片：(a) 400 rpm；(b) 600 rpm；(c) 800 rpm；(d) 1000 rpm[138]。

通过传统的FSW和UVeFSW方法制造的Al/Mg异种接头在界面特性上存在差异（图15[130]）。在搅拌区（SZ），铝和镁的带状物相互贯穿，形成了复杂的机械互锁结构。当施加超声波振动时，熔合界面长度显著增加，表明材料混合得到改善，这归因于UV引起的声软化效应，该效应降低了流动应力并促进了SZ内的更活跃材料流动[130]。

通过摩擦搅拌焊接AZ31B镁合金和6061铝合金，并在不同热环境中（环境空气（案例1）、60°C水（案例2）、15°C水（案例3）和0°C水（案例4）进行试验，研究了冷却条件对接头特性的影响[124]。截面分析显示，搅拌区尺寸明显受冷却强度的影响，冷却能力提高时，搅拌区逐渐变窄（图16）。在环境空气中形成的接头具有最广阔的搅拌区，并显示出典型的洋葱环图案。在60°C水中冷却下的接头也观察到类似的流动模式，表明焊接过程中的热分布相似。而最极端的冷却条件（0°C水）导致材料混合显著减少，产生了所有测试条件中最窄的搅拌区[124]。

机械性能，包括硬度和抗拉强度，常用于评估接头质量。接头效率（定义为接头抗拉强度与基材抗拉强度的比值）是衡量接头性能的关键指标。研究表明，即使对于铝和镁这样的异种材料组合，优化的焊接参数也能提高接头效率。然而，由于脆性金属间化合物的形成，Al/Mg接头的效率通常较低（35-89%）[19]。在AA5052和AZ31B的FSW过程中，最大平均抗拉强度达到了143 MPa，对应的接头效率约为72%，尽管随着行进速度的增加，强度略有下降[100]。AZ31B和A5083接头抗拉强度受到接头界面处金属间化合物层厚度的影响，最大强度为115 MPa，远低于基材的308 MPa[101]。研究发现，金属间层厚度增加会削弱机械互锁性。已报道的焊接接头抗拉强度可达82.4 MPa，相当于1060Al合金强度的67%和AZ31Mg合金强度的30%[93]。无缺陷的接头抗拉强度可达132 MPa，约为Al合金基材强度的66%，但伸长率低于2%[96]。更高的接头抗拉强度记录为192 MPa，相当于Al合金强度的62%和Mg合金强度的88%[107]。硬度分析进一步阐明了焊接接头的机械行为，显示不同焊接区域间的硬度存在显著差异。焊接中心处的硬度通常在150-250 HV之间，远高于基材硬度[91]。这种显著增加与Al12Mg17金属间化合物的存在直接相关，观察发现焊接区域的硬度可以达到基材的三倍[92]。关于硬度分布的详细研究提供了更多关于接头行为的见解。对行进速度效应的研究揭示了复杂的微观结构发展，搅拌区内形成了不规则形状的富金属间化合物区，其硬度值在65-220 HV之间[95]。有趣的是，虽然行进速度对搅拌区硬度的影响较小，但它显著影响了铝侧的熱影响区和熱機械影响区。

在研究材料混合模式时，硬度的空间变化尤为重要。观察到明显的硬度转变，从铝合金（前进侧）到镁合金（后退侧）的硬度变化较为迅速[99]。这种不对称性导致搅拌区内形成了硬度值介于56-181 HV之间的层状结构。在5052铝合金和AZ31镁合金的FSW过程中，显微硬度剖面显示出不规则的变化，搅拌区的最大显微硬度达到了基材值的兩倍[103]。

摩擦搅拌焊接过程严重依赖于几个基本参数，包括工具旋转速度、行进速度和工具设计。这些变量共同控制着焊接过程中的热输入和材料变形行为。在处理异种材料系统时，这种参数敏感性尤为明显，因为在接头界面处可能形成脆性的金属间相，带来重大技术挑战。成功的异种材料连接需要精确优化参数。工艺窗口必须仔细平衡足够的热输入以实现适当的材料固化与抑制过量金属间化合物形成的需求。

工具设计和几何形状对高质量焊缝的生成至关重要。多项研究考察了工具设计对Al/Mg摩擦搅拌焊接头性能的影响。例如，一项研究使用三种不同尺寸的销钉（A-Pin、B-Pin和C-Pin）探讨了厚Al/Mg合金板的焊接[139]。虽然B-Pin和C-Pin产生了无缺陷的接头，但A-Pin在焊接过程中发生断裂。增加销钉的根部直径会导致更大的摩擦热生成，C-Pin的峰值温度达到449.8°C，而B-Pin为439°C。这一温度差影响了IMC层的厚度，C-Pin在Mg界面处形成了更厚的IMC层[139]。

实验结果表明，使用带螺纹和不带螺纹的销钉工具都能成功实现Al和镁合金的异种连接[140]。尽管两种工具类型都产生了类似的宏观“之字形”界面图案，但微观层面存在显著差异。带螺纹的销钉工具促进了更广泛的材料混合，更多的铝带渗透到镁基质中（如图18c-d中的绿色箭头所示），导致穿透距离增加了约18.6%（从焊接中心起5.42毫米对比4.57毫米），并且界面接触面积也更大[140]。对于带螺纹的销钉接头，裂纹最初形成在带状结构区域和底部界面，然后沿Mg/Al界面扩展，导致强度和伸长率降低。而不带螺纹的销钉接头在软化后的铝合金后退侧出现了缩颈和断裂，其断裂模式从脆性断裂转变为韧性断裂。此外，不带螺纹的接头表现出显著更高的抗拉强度（201 MPa）和应变（7.14%），相比之下带螺纹的接头分别为140 MPa和1.15%[140]。

研究了肩部直径与板材厚度比对摩擦搅拌焊接AA6061-AZ31异种接头质量的影响[107]。发现对于相同材料，比例为3时效果最佳；但对于Al-Mg异种接头，需要更高的比例3.5。这种增加是由于需要更多的热生成以确保适当的材料混合。在这种条件下，达到了最大抗拉强度192 MPa，相当于镁合金基板的89%。使用不同几何形状的锥形螺纹销钉进行AZ31B和Al 6061合金的搭接接头FSW，观察到材料的机械性能得到提升，以及Al和镁合金之间更好的混合[111]。

工具旋转速度和行进速度是FSW中最关键的参数之一，它们直接影响热生成、材料流动行为以及异种材料之间的混合效率。在固定行进速度为50 mm/min的情况下，研究AZ31B/AA6061-T4接头时，发现抗拉强度从400 rpm时的113 MPa增加到600 rpm时的178 MPa，然后在700 rpm和800 rpm时下降[141]。这种现象可以归因于摩擦搅拌焊接过程中的热循环，工具旋转速度的增加导致热生成增加。这种增热具有两个主要效果：首先，它增强了材料流动和异种材料的混合，从而提高了抗拉强度；其次，它促进了扩散作用，导致IMC层变厚，从而降低了抗拉强度。其他研究也证实了这一发现，将旋转速度从400 rpm增加到800 rpm（行进速度为100 mm/min）可以使抗拉强度从大约105 MPa提高到130 MPa，而进一步增加至1000 rpm则导致抗拉强度大幅降低至63 MPa[135]。详细的微观结构分析揭示了旋转速度与IMC（金属间化合物）层厚度之间的直接相关性：较高的旋转速度会导致较厚的IMC层，从而影响接头完整性。通过扩展到更高旋转速度的进一步研究，进一步探讨了旋转速度与接头质量之间的关系。研究表明，将旋转速度提高到1200转/分钟可以同时提高AZ31B/AA6061接头的抗拉强度（至148.2 MPa）和伸长率（至5.5%），但再进一步提高到1300转/分钟则会降低性能[131]。这些结果共同强调了存在一个最佳旋转速度窗口，该窗口在保证足够的材料混合所需热量与防止过度热量促进IMC形成之间取得平衡。在保持恒定旋转速度的情况下，走刀速度的影响是过程优化中的另一个关键考虑因素。通过对走刀速度从30毫米/分钟增加到80毫米/分钟的系统评估发现，走刀速度的增加使抗拉强度从158 MPa提升至175 MPa，这代表了热量输入和材料流动之间的最佳平衡[85]。然而，当走刀速度进一步增加到80毫米/分钟时，强度 l?i会降至156 MPa，这说明走刀速度的影响是相互竞争的：较低的速度会产生过多热量并促进IMC生长，而较高的速度可能会因材料混合不足和潜在缺陷形成而损害接头完整性。另一项研究使用响应面方法研究了关键摩擦搅拌焊接参数（包括旋转速度、走刀速度和工具倾角）对焊缝力学性能的影响[142]。结果显示，将倾角增加到2°可使抗冲击性提高44%，屈服强度提高26%。当走刀速度从40毫米/分钟增加到60毫米/分钟时，晶粒细化效果使硬度提高6%，屈服强度提高46%，尽管抗冲击性下降了29%。旋转速度表现出更复杂的行为：从1000转/分钟增加到1500转/分钟时，抗冲击性提高了35%，屈服强度提高了23%；但在2000转/分钟时，抗冲击性降低了47%，屈服强度降低了12.5%。据报道，实现性能平衡的最佳参数为旋转速度1300转/分钟、倾角2.1°和走刀速度60毫米/分钟。焊接参数之间的复杂相互作用产生了两种主要的竞争效应，这些效应决定了不同的镁/铝FSW（摩擦搅拌焊接）接头的质量。首先，IMC的形成是一个关键因素，高旋转速度或低焊接速度产生的过多热量会加速扩散并形成厚而脆的界面层。其次，材料流动和混合特性决定了接头的致密性，低旋转速度或高走刀速度导致的热量输入不足可能导致材料相互作用不足和缺陷形成。这些竞争机制要求仔细选择参数以获得最佳接头性能。

2-2-2-3. 材料位置和工具偏移的影响
不同材料相对于FSW（摩擦搅拌焊接）工具的位置会显著影响接头质量，这是由于它们物理和机械性质的差异。当铝和镁合金连接时，它们位于前进侧（AS）还是后退侧（RS）会影响材料流动模式、混合效率以及焊接过程中的温度分布。此外，工具的位置——无论是居中在接头线还是在任一材料侧偏移——也在决定焊缝特性方面起着关键作用。对相似材料FSW的热行为研究一致表明，前进侧的温度高于后退侧[122, 143]。在搅拌过程中，前进侧的材料受到更大的剪切力和加热。研究了工具偏移和材料位置对摩擦搅拌焊接的不同铝-镁（Al-Mg）接头质量的影响[144]。将镁合金放置在前进侧可以通过限制热量输入来改善接头质量，从而减少脆性金属间化合物的形成。此外，发现当搅拌工具均匀地插入两种材料时，可以获得最佳的接头性能。最新的研究进一步证实了这些发现，并提供了额外的背景信息。对AA6061/AZ31接头的研究表明，当镁位于前进侧且工具向镁侧偏移时，可以获得最佳焊接参数[145]。类似地，对AA1100/AZ31组合的研究也显示这种配置可以带来更好的结果[146]。当Mg-WE43位于前进侧时，观察到焊缝磨损率从0.41毫米^3/牛顿米降低到0.27毫米^3/牛顿米[147]。此外，当Mg-WE43位于前进侧时，金属间化合物的分布更加均匀，这减少了焊缝区域微观硬度的不均匀性。这些观察结果与多个研究小组的发现一致[144, 148, 150]，支持将镁材料放置在前进侧作为优选方法。然而，科学文献中对推荐实践存在一些分歧。一些研究提倡相反的配置，即铝材料位于前进侧，镁材料位于后退侧，并报告这种布置能够改善冶金性能[100, 151]。这种明显的矛盾可能是由于特定合金成分或焊接参数的差异所致。值得注意的是，一些研究者强调只有当镁材料位于前进侧时才能获得良好的接头[113]，这突显了该研究领域的持续争议。使用AZ31 Mg和AA1060合金进行了全面的工具位置效果研究[93]。研究了三种配置：工具位于中心线、向AS方向偏移4毫米、向RS方向偏移4毫米。结果表明，无论朝向哪个方向偏移，都能成功防止金属间化合物的形成，并消除了中心线位置时出现的接头裂纹。这种改进归因于热量输入的减少，从而使温度保持在共晶反应阈值以下。在测试的配置中，当工具向镁侧偏移4毫米并位于后退侧时，获得了最佳的接头强度。

2-2-2-4. 热量管理的影响
热量管理在不同铝和镁合金的FSW中起着至关重要的作用：过多的热量输入会促进脆性金属间化合物的形成，而热量不足则会导致材料流动不足和缺陷。为了解决这些问题，开发了两种主要方法：控制加热以提高材料的塑性，以及主动冷却以抑制有害的IMC（金属间化合物）的形成。加热辅助FSW的概念主要是为了克服在硬材料FSW过程中工具承受的高负荷。这可以在FSW过程中或之前产生额外的软化作用，从而改善工具性能、延长工具寿命、提高焊接效率和接头质量[152]。在Al/Mg接头的FSW中，已经尝试应用了受控加热。应用带有Ni中间层的LAFSW（层压摩擦搅拌焊接）已被证明可以通过促进形成较不脆的Ni3Al相而不是脆性的Al12Mg17 IMC来提高接头强度[105]。使用外部热源的Ni中间层进行FSW得到的接头具有更高的抗拉强度（即Mg合金基板的66%）。同样，使用不同脉冲电流对AA6061和AZ31B进行电辅助FSW也被发现可以减少缺陷和IMC带状结构，并提高抗拉强度[131]。其他热量管理策略侧重于抑制过度热量生成，以最小化不同Al/Mg连接过程中的脆性金属间化合物的形成。在这方面，水下FSW和外部冷却被证明特别有效。实施水下FSW时，通过限制金属间化合物的形成，搅拌区的硬度显著降低[124]。通过降低焊接过程中的环境温度，金属间化合物的含量从大约31.79%降至7.8%，相应地抗拉强度从92 MPa提高到168 MPa。比较了传统FSW和水下FSW连接铝和镁板材的效果[153]。结果证实，水下FSW形成的接头在搅拌区金属间相的形成显著减少，因此抗拉强度更高。同样，当使用SFSW（表面摩擦搅拌焊接）连接AA5083和AZ31C-O时，记录到的峰值焊接温度为387°C，比传统FSW低25°C，并观察到金属间化合物的形成显著减少[106]。进一步研究水下FSW连接AA6063-AZ31接头发现，由于金属间化合物的形成减少，表面质量和机械性能得到了改善[154]。在接头界面形成了异常薄的金属间层，使得抗拉强度达到152.3 MPa（AZ31基材强度的64%）。通过对AZ31B/AA6061接头的详细界面分析，提供了进一步证明SFSW益处的证据，表明水下条件降低了峰值温度，抑制了金属间层的粗化，并提高了整体接头质量[155]。SEM/EDS分析清楚地对比了传统FSW接头中的粗大金属间层与SFSW得到的细化结构（图19）。

在一项研究中，使用液氮作为冷却介质来抑制焊缝区金属间化合物的形成[156]。在这种方法下，记录到的焊缝最高峰值温度为382°C，比在空气中进行传统FSW时低53°C。液氮冷却的实施使得晶粒结构更加细化（2.5微米），搅拌区内的金属间化合物数量减少，最终使接头强度提高了30 MPa（比传统FSW接头高30 MPa）。

2-2-2-5. 中间层和纳米颗粒的引入
引入金属中间层被认为是防止或最小化不同铝-镁摩擦搅拌焊接接头中金属间化合物形成的主要方法之一。这些金属中间层通过阻碍铝和镁原子之间的扩散，作为物理屏障限制原子在接头界面处的混合。通过这种机制，可以完全防止或显著减少脆性金属间相的形成，从而显著提高接头性能[118]。特别是在AA6061铝合金和AZ31镁合金的FSW中应用锌中间层的情况下，一致观察到接头质量的改善。添加锌中间层后，接头抗拉强度相比未添加中间层的类似接头提高了34 MPa[118]。进一步研究AZ61镁合金和AA6061-T6铝合金接头发现，在没有锌中间层的情况下，会形成典型的多层金属间结构，镁富集侧为Al12Mg17化合物，铝富集侧为Al3Mg2化合物。然而，当引入锌中间层后，这些脆性的铝-镁金属间化合物被更细小且分布更均匀的Mg-Zn金属间化合物所取代[157]。不同的中间层材料对接头微观结构和性能有不同的影响。在AZ31B和AA6061合金的摩擦搅拌焊接中使用镍中间层时，并未完全抑制铝-镁金属间化合物的形成[158]。相反，还会形成额外的Mg2Ni金属间化合物，并伴有分散在接头中的镍颗粒。这种改性的微观结构使得抗拉强度提高了13%，延展性略有改善。研究了带有Cd中间层的AZ31/AA7075接头的流动行为和机械性能[87]。观察到Cd优先与镁反应，在镁侧形成了CdMg和CdMg3 IMC。在铝侧，由于铝向镁中的渗透形成了过饱和固溶体，以及薄层的脆性IMC（Al3Mg2和Al12Mg17）。总体而言，添加Cd中间层使抗拉强度提高了129 MPa。

除了金属中间层，焊接过程中策略性地引入纳米颗粒也被证明是提高接头质量的另一种实用方法。在FSW过程中注入纳米粉末材料可以通过众所周知的固定效应显著细化搅拌区的晶粒，从而提高接头性能。在一个应用中，在不同铝-镁摩擦搅拌焊接AA7075和AZ31的过程中，嵌入SiC纳米颗粒使得SZ（搅拌区）的晶粒大小平均达到了4.3微米[159]。类似的改进也在加入了SiC纳米颗粒的AA6061-T6铝合金和AZ31镁合金连接处得到报道，这些经过强化的接头显示出28%的拉伸强度提升，并且伸长率大约是未加入纳米颗粒的接头的三倍[120]。为了实现纳米颗粒的均匀分布，采用了两步处理方法（图20）。首先，将SiC纳米粉末沉积在靠近镁板的凹槽内，然后使用无销工具进行摩擦搅拌焊接（FSP）。随后，使用FSW工具通过摩擦搅拌焊接将AZ31镁合金与6061铝合金连接起来。下载：下载高分辨率图片（279KB）下载：下载全尺寸图片图20. 不同材料摩擦搅拌焊接过程中增强颗粒的嵌入[120]。对不同材料的AA6061-T6铝合金和AZ91镁合金进行的研究表明，加入TiC纳米颗粒是一种可行的策略[160]。在一个优化后的接头中，旋转速度为850 rpm，行进速度为50 mm/min，并加入了TiC颗粒，获得了优异的机械性能：拉伸强度为168 MPa，伸长率为1.25%，最高硬度值为241 HV，同时也有更好的耐磨性。在对6061-T6 Al和AZ91 Mg合金进行FSW焊接时，加入了Zn中间层和TiC纳米颗粒[161]。研究发现，TiC纳米颗粒在改变微观结构和提高焊接性能方面起到了关键作用，而Zn中间层有效地抑制了脆性的Al–Mg金属间化合物的形成。相反，在结合界面处主要形成了Mg–Zn和Mg–Al–Zn金属间化合物，以及残留的Zn和Al–Mg固溶体，从而避免了硬而脆的Al–Mg金属间化合物的形成。

2-3. 不同合金的FSW焊接
对轻量化、高性能结构的需求促进了镁合金与其他不同金属（如铜和钛）的连接。最近的研究表明，通过优化工具配置、焊接参数和使用中间层，可以实现无缺陷的焊接，并提高拉伸强度和界面微观结构，使得FSW成为制造可靠的基于镁的不同材料连接的有效方法。对于Mg–Cu体系，FSW成功应用于AZ31B镁合金和T2纯铜板的对接接头[162]。当Mg位于后退侧、Cu位于前进侧，且行进速度为50 mm/min，工具旋转速度分别为325、625和925 rpm时，获得了无缺陷的接头。界面特征是形成了Mg2Cu和MgCu2金属间化合物，它们以均匀的连续双层结构排列：A层（Mg + Mg2Cu）和B层（Mg2Cu + MgCu2）。在925 rpm的旋转速度下，接头达到了最大极限拉伸强度130 MPa，这归功于增强的机械互锁和冶金结合，金属间化合物层厚为1–2 μm。进一步的实验和数值分析表明，工具偏移对接头完整性有显著影响[163]。当工具偏移向Cu侧时，获得了最强无缺陷的接头（图21）。在这种条件下，拉伸强度显著提高，偏移1.0 mm时达到124 MPa，而向Mg侧偏移或无偏移时则低于75 MPa。微观结构分析确认了Mg2Cu和MgCu2相的存在，其中Mg2Cu首先形成，生长更快，最终成为较厚的金属间化合物层。下载：下载高分辨率图片（672KB）下载：下载全尺寸图片图21. (a) Mg/Cu焊接截面，(b) 不同工具偏移下的接头拉伸性能[163]。使用中间层进一步改善了接头质量[164]。当使用Zn中间层将AZ31 Mg合金与Cu–8Zn合金连接时，SZ（搅拌区）的微观结构发生了完全改变。直接的Mg/Cu连接通常会产生δ-Mg和Mg2Cu相，以及Cu颗粒碎片和偶尔的MgCu2相，常常伴随着空洞和隧道缺陷。相比之下，Zn中间层促进了δ-Mg和MgZn的均匀混合，形成了薄层的MgZn2和MgO。这种改变导致拉伸强度显著提高，达到了93 MPa，而直接的Mg/Cu焊接则容易产生缺陷。

2-4. 使用线轴工具的FSW焊接
使用线轴工具的摩擦搅拌焊接（Friction Stir Welding with Bobbin Tool, BTFSW）是FSW技术的一种创新变体。一个显著的区别是在BTFSW中增加了所谓的“下肩”[166, 167]。线轴工具的设计特点包括其尺寸、形状以及针部和肩部的特征。先前的研究设计了各种类型的线轴工具，包括固定间隙的静止肩部[181]和双旋转类型的[168]。固定间隙的线轴工具在焊接过程中保持下肩和上肩之间的恒定间距，因此仅适用于特定厚度的接头。这种工具可以根据z轴运动进一步分为两类：固定线轴工具（如图22所示）和浮动线轴工具（如图22b所示）。尽管是固定线轴，浮动线轴工具可以在套管内自由上下移动，从而在焊接过程中实现两个肩部受到的正力的最佳平衡[169]。双旋转线轴工具的特点是下肩和上肩具有不同的旋转速度或方向，提高了无缺陷BTFSW接头的参数，并防止了空洞的形成[169]。下载：下载高分辨率图片（200KB）下载：下载全尺寸图片图22. 两种固定间隙BT-FSW的示意图：(a) 固定BTFSW，(b) 浮动BTFSW。下载：下载高分辨率图片（157KB）下载：下载全尺寸图片图23. DDSFSW工艺概念的示意图[170]。先前的研究记录了BTFSW方法在镁焊接中的应用，如表3所全面概述。在一项研究中，使用线轴工具对AZ31B Mg合金进行了FSW，以研究微观结构的变化及其对焊接拉伸性能的影响[171]。线轴工具FSW接头的横截面呈沙漏形状[171]，与传统FSW常见的盆地形状不同。作为对比，基材由具有双峰分布（16.9 ± 8.9 μm）的等轴晶粒组成。接头的中间区域显示与基材相似的微观结构，尽管在热影响区（HAZ）和过渡区（TMAZ）观察到了孪晶。晶粒尺寸分析显示，HAZ和TMAZ的晶粒比基材更粗，其中TMAZ的晶粒更长。在2000 rpm的旋转速度下，分别获得了最高的极限拉伸强度（UTS）196 MPa和屈服强度（YS）106 MPa。表3. 关于Mg线轴工具FSW的最新研究综述。

材料 工具轮廓和尺寸 焊接参数 备注
AMX60 上肩直径：15 mm 下肩直径：20 mm 针直径：5 mm 旋转速度：600 rpm 行进速度：300-500 mm/min BTFSW接头的强度高于单侧FSW接头[172]
AZ31 旋转速度：900, 1050, 1200 rpm 行进速度：24, 33, 42 mm/min UTS随着行进速度的增加而逐渐提高[173]
带螺纹的针 上肩直径：15 mm 下肩直径：15 mm 针直径：5 mm 旋转速度：300 rpm 行进速度：500 mm/min 搅拌区的平均晶粒尺寸随旋转速度增加而减小[174]
AZ31 上肩直径：24 mm 下肩直径：20 mm 针直径：6 mm 旋转速度：800-1500 rpm 在惰性介质中焊接的线轴工具可以改善接头的机械性能[175]
AZ61 方形针 上肩直径：18 mm 下肩直径：16 mm 旋转速度：600 rpm 行进速度：250-450 mm/min 拉伸强度随焊接速度增加而增加，最高效率达到77%[176]
AZ91 内锥形、六边形、方形、三角形和外锥形针 针直径：7 mm 旋转速度：800 rpm 行进速度：50 mm/min 六边形工具产生了最高的伸长率和拉伸强度[177]
ZK60 锥形螺纹针 上肩直径：18 mm 下肩直径：18 mm 针直径：8 mm 旋转速度：300至800 rpm UTS达到了母材的80.3–84.9%[178]
ZK60 上肩直径：18 mm 下肩直径：18 mm 针直径：8 mm 旋转速度：800 rpm 行进速度：450 mm/min UTS接近基材，YS和EL百分比降低[179]
ZK60 上肩直径：18 mm 下肩直径：18 mm 针直径：8 mm 旋转速度：600 rpm 行进速度：300至400 mm/min UTS达到了ZK60母材的80.3–84.4%[180]
下载：下载高分辨率图片（234KB）下载：下载全尺寸图片图24. 在1600 rpm下产生的BTFS焊缝的宏观结构[171]。在另一项研究中，使用BTFSW焊接了Mg–6Al–1Zn合金板[176]。基材（BM）具有部分再结晶的细晶粒和伸长的粗晶粒组成的挤压结构。搅拌区包含通过强化摩擦加热和严重塑性变形形成的等轴细晶粒。由于中间区域的变形率较低，中心SZ的晶粒比顶部和底部的更粗。TMAZ中也识别出稍大的等轴晶粒，证实了发生了动态再结晶（DRX）。进一步使用线轴工具对AZ31 Mg合金进行了研究以评估接头特性[175]。基材的晶粒结构与焊接区明显不同。由于针的搅拌作用，中心SZ的晶粒显著细化（15 μm，比基材的平均68 μm细78%）。TMAZ的晶粒也比HAZ细化，这是由于热量输入和再结晶的作用。线轴工具FSW还应用于ZK60合金，其中在950、1180和1500 rpm的旋转速度下生产了高性能的Mg/Ti接头，最大剪切强度达到593.3 N/mm[165]。这种改进归因于晶粒细化、Mg2Sn纳米颗粒的形成以及超强冶金界面的发展。在这种最佳条件下，形成了一个纳米级的反应中间层，由125.9 nm的过渡层（Mg2Sn + Mg）和6.58 nm的不连续Ti基金属间化合物层（Ti6Sn5 + Ti3Al）组成。

2-5. 固定肩部FSW
固定肩部摩擦搅拌焊接（Stationary Shoulder Friction Stir Welding, SSFSW）是传统FSW的一种改进形式，其中旋转针与非旋转肩部结合使用[181]。这种方法最初是为连接Ti–6Al–4V合金开发的，这种材料的导热性较低[181]。在SSFSW中，热量主要集中在旋转针周围，而固定肩部下方的材料流动显著减少[182]。因此，该方法能够生产出具有相对狭窄的热影响区和热机械影响区的对称焊接接头[183]。由于其受控的力应用和专门的工具，SSFSW特别适用于T型截面和角焊缝等复杂结构。除了最初应用于钛合金外，SSFSW也在镁合金中得到了越来越多的研究[184]。关于静态肩部摩擦搅拌焊（Stationary Shoulder FSW）的最新研究的全面概述。

**材料与工具参数：**
- **工具轮廓和尺寸：**
- 具体的工具参数（如直径、长度等）在文本中未详细提供。
- **焊接参数：**
- 旋转速度、移动速度等焊接相关的参数在文本中未详细提供。

**备注：**
- **参考文献：**

**示例研究：**
- **AZ31Taper螺纹销：**
- 钉头直径：6.35毫米
- 肩部直径：18毫米
- 旋转速度：1500转/分钟
- 移动速度：200毫米/分钟
- SSFPS工艺产生的表面光滑，飞边形成最小。[185]
- **其他示例：**
- **在不同的研究条件下，SSFPS工艺也显示出了类似的结果，如达到最大96.6%的接头强度、改善的耐腐蚀性等。**

这些研究强调了静态肩部摩擦搅拌焊在镁合金等材料焊接中的优势，如减少飞边、提高接头质量、改善微观结构等。此外，RFSSW（Refill Friction Stir Spot Welding）作为摩擦搅拌焊的一种改进型，能够实现几乎与工件表面平齐的焊接效果，这是通过复杂的工具组合（包括夹紧环、套管和销钉）来实现的。

请注意，由于原文部分内容缺失或不完整，上述翻译未能包含所有详细信息。这些发现强调了精确参数优化对于实现坚固且不同性质的接头的重要性。还研究了焊接时间对Al/Mg射频搅拌焊接（RFSSW）接头的影响。横截面观察表明，在所有情况下，铝合金都渗透到了套管影响区（SAZ）内的镁合金中[202]。在1秒的短焊接时间内，Al/Mg结合界面相对平坦，未检测到明显的金属间化合物层（图34a）。将焊接时间延长到2秒后，在接头中心形成了明显的金属间化合物（IMC）层，该层与镁基底牢固地结合在一起（图34b）。随着焊接时间进一步增加到4秒和6秒，IMC层变得更加明显且逐渐增厚。相应地，接头的搭接剪切破坏载荷最初随着焊接时间的增加而增加，随后随着IMC层的增厚而下降。在2秒时达到了最高的接头强度3.6 kN。

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图34. 使用不同焊接时间的接头横截面：(a) 1秒，(b) 2秒，(c) 4秒，和 (d) 6秒 [202]

3. 摩擦搅拌加工（Friction Stir Processing，FSP）
摩擦搅拌加工作为一种高效的材料工程技术而脱颖而出，主要是因为它能够利用机械搅拌和摩擦热显著改善材料性能[167, 205]。在此过程中，一个特制的针肩工具被插入工件中，当针完全插入且肩部接触后，旋转工具会在热塑性材料中引起严重的塑性变形。由此产生的强烈应力促进了动态再结晶，导致晶粒显著细化并提高了机械性能。除了在微观结构精细化方面的作用外，FSP还被广泛采用作为制备表面金属基复合材料的一种创新方法[206, 207]。通过将适量的第二相颗粒引入基体合金中，可以针对特定性能要求定制表层材料的性能。可以开发出单一增强类型（包含一种颗粒类型）和混合增强类型（包含多种增强类型）的系统，从而提供经济高效、高性能的材料。然而，要实现所需的性能平衡，需要对增强成分和工艺参数进行精确控制，这凸显了FSP在先进材料设计中的多功能性和适应性。为了在FSP过程中将增强颗粒引入基体，采用了几种沉积策略，其中最常见的是孔填充法和沟槽法[208]。在孔填充技术中，预先钻孔被填充增强颗粒（图35）。另一种方法是，在表面加工出浅沟槽并填充增强颗粒。嵌入颗粒后，使用无针工具进行密封，然后使用有针工具完成FSP过程。在这种情况下，工具肩部产生的摩擦热使基体材料软化，而搅拌动作将颗粒分散到基体中（图35）。

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图35. 通过a) 孔填充法和b) 沟槽法使用FSP生产的表面复合材料

在工具移动过程中，严重的塑性变形和强烈的材料流动的综合作用促进了增强颗粒与基体合金之间的混合。然而，实现均匀的颗粒分布仍然是一个关键挑战，因为增强颗粒常常会发生聚集或团聚。因此，大量研究致力于优化工艺参数和工具设计，以最小化颗粒聚集并提高分散均匀性。由于FSP的基本机制与FSW（摩擦搅拌焊接）非常相似，本节特别关注其在表面复合材料制造中的应用，其中增强颗粒的引入使得先进的功能材料系统的开发成为可能。表6提供了所使用的增强颗粒（SiC、Al2O3、SiO2、B4C、TiC、HA、CNT、Gr、GNP等）、工艺参数以及FSP中的相应关键发现的全面概述。

表6. 关于镁合金FSP研究的综合概述

材料 | 增强颗粒 | 颗粒大小 | 工具轮廓和尺寸 | 焊接参数 | 备注 |
| ---- | ---- | -------- | -------- | -------- | ---- |
| AZ31B4C /ZrO2/WC | B4C：150 μm | ZrO2：30–40 nm | WC：5 μm | 螺纹圆柱针 | 针径：4 mm | 旋转速度：1000 rpm | 横移速度：56 mm/min | AZ31/WC和AZ31/ZrO2复合材料的硬度比基体合金提高了约100%和约120%[209] |
| AZ31CeO2/hBNC | 圆柱针 | 针径：5 mm | 肩径：18 mm | 旋转速度：1000 rpm | 横移速度：100 mm/min | 振动辅助FSP使晶粒尺寸从5.19 μm减小到7.25 μm，硬度提高+15%，剪切强度提高+37%[210] |
| AZ31GNP/MWCNTP | 针径：5 mm | 肩径：18 mm | 旋转速度：1600 rpm | 横移速度：40 mm/min | 屈服强度提高了约32%，而抗拉强度提高了约49%[211] |
| AZ31Si3N4/Eggshell | Si3N4：18 μm | Eggshell：35 μm | 五角针 | 肩径：20 mm | 旋转速度：3000 rpm | 横移速度：22 mm/min | 经过多次处理后，抗拉强度分别提高到357 MPa（1次）、366.5 MPa（2次）和375.4 MPa，比基体合金提高了约20–25%[212] |
| AZ31SiC | 颗粒尺寸：<80 nm | 锥形螺纹针、方形针、圆柱螺纹针 | 针径：6 mm | 肩径：18 mm | 旋转速度：545, 765, 1070 rpm | 固化C的加入显著提高了AZ31B合金的耐磨性和显微硬度[213] |
| AZ31SiC, CNT | SiC：50 nm | CNT：20–50 nm | 螺纹针 | 针径：7 mm | 肩径：18 mm | 旋转速度：1000 rpm | 横移速度：28 mm/min | SiC纳米颗粒分布均匀，而CNT颗粒表现出聚集现象[214] |
| AZ31SiO2/Graphite | SiO2：20–30 nm | Graphite：10–80 nm | 锥形针 | 针径：5.5 mm | 肩径：17 mm | 旋转速度：1250 rpm | 四次FSP处理使耐磨性比原始AZ31B提高了约33%[215] |
| AZ31TiC | 颗粒尺寸：4 μm | 针径：6 mm | 肩径：18 mm | 旋转速度：1200 rpm | 横移速度：40 mm/min | 未检测到镁基体与TiC颗粒之间的界面反应[216] |
| AZ31TiO2 | 直圆柱针 | 针径：6 mm | 肩径：30 mm | 旋转速度：720, 1050, 1550, 2260 RPM | 在2260 RPM的第三次处理后观察到均匀的晶粒和分散良好的TiO2[217] |
| AZ31YSZ/Al2O3 | YSZ：39 μm | Al2O3：34 μm | 锥形圆柱针 | 针径：5.9 mm | 肩径：24 mm | 旋转速度：700至1300 rpm | 优化后的YSZ/Al2O3 FSP参数（TRS：1001.5 rpm, TTS：71.9 mm/min, TAF：7.23 kN）使抗拉强度达到198.3 MPa，屈服强度达到163.5 MPa[218] |
| AZ31ZrO2 | 颗粒尺寸：30–40 nm | 圆柱螺纹针 | 针径：4 mm | 肩径：18 mm | 旋转速度：1000 rpm | 四次FSP处理后纳米复合材料的显微硬度提高了近90%[219] |
| AZ31ZrO2, SiO2 | 颗粒尺寸：20 nm | 针径：6 mm | 肩径：18 mm | 旋转速度：800 rpm | 使用20%体积分数的ZrO2增强获得了最高的显微硬度和抗拉强度[220] |
| AZ31ZrO2/TiC | 圆柱&突出针 | 针径：6 mm | 肩径：18 mm | 旋转速度：1000 rpm | 凸出的工具增强了晶粒细化，产生了约4.2 μm的晶粒，比圆柱工具细约20%[221] |
| AZ91Al2O3 | 针径：3000, 300, 30 nm | 方形针和三角形针 | 针径：5 mm | 旋转速度：900 rpm | 三角形工具产生的晶粒和簇尺寸比方形工具更小[222] |
| AZ91Al2O3 | 颗粒尺寸：30 nm | 圆形和方形针 | 针径：5 mm | 肩径：15 mm | 旋转速度：900至1200 rpm | 使用900 rpm和80 mm/min的方形工具，硬度从70 HV提高到103 HV[223] |
| AZ91Al2O3 | 颗粒尺寸：50 nm | 圆柱针 | 针径：4.5 mm | 肩径：20 mm | 旋转速度：500–2000 rpm | 最佳FSP参数（800 rpm, 40 mm/min）产生了具有最高硬度和耐磨性的复合层[224] |
| AZ91B4C | 颗粒尺寸：50, 20, 和 <1 μm | 圆柱针 | 针径：4 mm | 肩径：12 mm | 旋转速度：900 rpm | 将颗粒尺寸从亚微米增加到50 μm提高了显微硬度和耐磨性[225] |
| AZ91HA, ZrO2, 和 Y2O3 | 颗粒尺寸：50 nm | 锥形螺纹针 | 针径：6 mm | 肩径：12.3 mm | 旋转速度：800 rpm | 横移速度：80 mm/min | 第二次处理后，AZ91SiCp/AZ91D复合材料显示出更细的显微结构和更高的微观结构稳定性[229] |
| AZ91SiC, Al2O3 | 颗粒尺寸：30 nm | 圆形和方形针 | 肩径：15 mm | 旋转速度：900 rpm | 横移速度：63 mm/min | 第二次处理后，显微硬度、晶粒尺寸和分散性都有所提高[230] |
| AZ91SiC | 颗粒尺寸：30 nm | 锥形针 | 针径：4-6 mm | 肩径：20 mm | 旋转速度：400–750 rpm | 横移速度：50 mm/min | 平均晶粒尺寸从110 μm减小到2–20 μm[228] |
| AZ91SiC | 颗粒尺寸：50 nm | 螺纹针 | 针径：8 mm | 肩径：24 mm | 旋转速度：450 rpm | 如n-SiCp能有效阻止晶界迁移和晶粒生长，通过FSP制造的n-SiCp/AZ91D复合材料在高温下表现出更细的显微结构和更高的稳定性[229] |
| AZ91SiC, Al2O3 | 颗粒尺寸：30 nm | 圆形和方形针 | 肩径：15 mm | 旋转速度：900 rpm | 横移速度：63 mm/min | SiC增强纳米复合层显示出比Al2O3增强层更细的晶粒、更高的硬度、强度和延展性[230] |
| AZ91SiC, Al2O3 | 颗粒尺寸：30 nm | 圆柱针 | 针径：4 mm | 肩径：15 mm | 旋转速度：730–1800 rpm | 横移速度：14–80 mm/min | SiC增强样品的强度和耐腐蚀性能优于Al2O3增强样品[231] |
| AZ91SiO2 | 颗粒尺寸：10 nm | 方形针 | 针径：6 mm | 旋转速度：1250 rpm | 三次1250 rpm, 63 mm/min的处理后达到峰值硬度124 HV[232] |
| AZ91TiC | 颗粒尺寸：4 μm | 圆柱针 | 针径：5 mm | 肩径：20 mm | 旋转速度：1000 rpm | FSP表面复合材料的最大硬度达到146 VHN，而基体金属为70 VHN[233] |
| AZ91TiO2, AgNPs | 颗粒尺寸：30–80 nm | 旋转速度：1200 rpm | 横移速度：50 mm/min | 用100% TiO2增强的复合材料达到了最高的显微硬度140.8 HV，约为AZ91D的2倍[234] |
| AZ91Y2O3/HA, HA/ZrO2, Y2O3/ZrO2 | 颗粒尺寸：50 nm | 锥形螺纹针 | 针径：6 mm | 肩径：12.3 mm | 旋转速度：800 rpm | 横移速度：80 mm/min | AZ91D/Y2O3/ZrO2复合材料的耐磨性最高，比基体合金提高了约29.7%[235] |
| RJ5B4C | WCNT | ZrO2+ Al2O3 | 肩径：25 mm | 旋转速度：900 rpm | 横移速度：50 mm/min | 增强颗粒显著提高了基体材料的抗拉强度：B4C（约60%），MWCNTs（约25%），ZrO4 + Al2O3（约30%）[236] |
| RJ5WC–Co–Cr / MWCNT | WC–Co–Cr：100–200 nm | MWCNT：70–100 nm | 肩径：17 mm | 旋转速度：1200 rpm | 横移速度：60 mm/min | 在MWCNT、WC–Co–Cr及其混合复合材料中，1:1 WC–Co–Cr/MWCNT混合材料的显微硬度最高，达到118.05 HV[237] |
| ZE41Ca | 锥形针 | 针径：5 mm | 肩径：15 mm | 旋转速度：1400 rpm | 横移速度：25 mm/min | 由于晶粒细化、组织和Ca的加入，硬度和耐腐蚀性得到提高[238] |
| ZM21SiC, B4C | 圆柱针 | 针径：6 mm | 肩径：20 mm | 旋转速度：1200 rpm | 横移速度：50 mm/min | B4C显示出比SiC更高的显微硬度和耐磨性[239] |

3.1. 微观结构演变
FSP引起的微观结构演变被认为是决定表面复合材料性能的关键因素。在FSP过程中，SZ（热塑性区域）经历了剧烈的塑性变形、摩擦加热和动态再结晶，所有这些都会导致微观结构的显著细化和修改。当引入增强颗粒时，它们与不断演变的微观结构的相互作用进一步影响了晶粒细化、稳定性和均匀性。颗粒添加和严重塑性变形的协同效应提供了对最终微观结构特性的更好控制，从而改善了加工复合材料的整体性能。据报道，通过FSP处理的表面复合材料表现出增强诱导的晶粒细化和严重塑性变形的综合效应。根据Zener固定机制，分散的第二相颗粒在再结晶和晶粒生长过程中限制了晶界的迁移，从而形成了稳定的、细化的结构，如图36所示。已经确定，较小的颗粒尺寸和较高的颗粒体积分数可以增强细化效果[240]。

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图36. 增强颗粒固定晶粒生长的示意图[240]。

当将SiC颗粒引入AZ31合金时，这一机制得到了进一步验证，结果表明SZ内的晶粒尺寸显著减小[241]。在相同的加工条件下，没有SiC增强时，晶粒细化限制在5 μm，而加入SiC颗粒后晶粒尺寸减少到2 μm。此外，这些颗粒的存在有效抑制了异常晶粒生长，证明了增强在微观结构中的稳定作用。当使用FSP将Al2O3纳米颗粒引入AZ91镁合金时也观察到了类似的效果[224]。SZ中的晶粒主要通过动态再结晶得到细化，而Al2O3纳米颗粒的额外细化归因于它们的固定作用（图37）。这些纳米颗粒的均匀分布不仅增强了晶粒细化过程，还产生了更加均匀和稳定的微观结构。

下载：下载高分辨率图像（67纳米级Al2O3带来的细化作用归因于其更有效的钉扎效应，这种效应限制了晶界迁移，这与Zener极限晶粒尺寸概念一致。这一发现证实了细分散的Al2O3纳米颗粒的存在可以限制晶粒生长，并在超细尺度上稳定微观结构。3-2. 动力学性能通过FSP工艺制造的复合材料的力学性能受到增强材料的类型、大小和分布以及所选工艺参数的严重影响。通过细化晶粒结构、抑制位错运动以及增强颗粒-基体界面结合，硬度、抗拉强度、延展性和耐磨性都得到了显著改善。FSP表面复合材料中活跃的强化机制与块状金属基体复合材料中观察到的机制相似。在颗粒增强系统中已经确定了四种主要机制[242]：（i）Orowan强化，其中分散的颗粒作为位错运动的障碍；（ii）晶粒和亚晶界强化，可通过Hall–Pech关系解释；（iii）热失配强化，源于增强材料与基体之间的热膨胀系数差异；（iv）由于颗粒与周围金属基体之间的应变失配引起的加工硬化。这些机制共同促进了FSP制造复合材料的优异强度和耐久性。以下研究强调了各种增强材料和工艺条件对FSP制造的Mg基复合材料力学性能的影响。通过FSP工艺结合石墨烯纳米片（GNPs，厚度15纳米）后，AZ31的力学性能得到了提升[243]。使用单槽沉积GNPs，处理后的复合材料具有3-9微米范围内的精细微观结构。此外，其显微硬度和抗拉强度分别提高了41%和9%。在另一项研究中，使用25微米的Gr和1-20纳米厚度、10-50毫米宽度的GNPs，在相同的工艺参数下（工具旋转速度800转/分钟和工具行进速度25毫米/分钟）进行了1次和3次FSP处理[244]。结果表明，FSP显著提高了耐磨性能，Gr增强复合材料的耐磨性能提高了45%，GNP增强复合材料的耐磨性能提高了67%。GNPs的优异性能归因于在AZ31中形成了更稳定的摩擦保护层。当使用圆柱形销工具进行三次FSP处理并加入GNPs时，进一步改善了性能[245]。设计了两种不同尺寸的槽来容纳2.14体积%和6.43体积%的GNPs。处理后，平均晶粒尺寸分别降低到了6.61微米和6.49微米。与基材相比，2.14体积%和6.43体积% GNP复合材料的UTS分别提高了15%和37%。为了进一步增强Mg合金的性能，还引入了混合增强材料。通过孔填充方法用TiC–Al2O3（6体积%）增强的AZ91混合复合材料表现出约55%的硬度提升和接近87%的晶粒尺寸减小[246]。类似地，使用1050转/分钟的旋转速度、33.4毫米/分钟的行进速度以及四次处理，将Al2O3和CNTs结合到AZ31中[247]。Al2O3和CNTs的协同效应提高了耐磨性并减少了摩擦，其中最佳组合（0.1% Al2O3 + 0.2% CNTs）产生了最低的磨损率和摩擦系数，以及最高的硬度（112 HV）。在另一项发展中，通过FSP制造的Mg–Zn–Dy/HA–Ag表面复合材料在力学性能和耐腐蚀性方面同时得到了提升[248]。与基材相比，UTS增加了50%，延展性提高了116%。此外，对含有Ti（48微米）、Al（10微米）和Sn（160-180纳米）粉末的WE43复合材料进行两次FSP处理（1120转/分钟和31.5毫米/分钟）后，也取得了显著的改进[249]。伸长率达到了32.7%，比基材提高了83%，而显微硬度提高了40.43%至81.47 HV。这些发现共同表明，FSP制造的Mg基复合材料的力学行为强烈依赖于增强材料的类型和体积分数以及工艺参数，不同系统中的硬度、抗拉强度、耐磨性和延展性都普遍得到了改善。3-3. 工艺参数的影响在FSP过程中，工艺参数在决定搅拌区内增强颗粒的质量和分布方面起着关键作用。工具旋转速度、行进速度、插入深度、倾斜角度和处理次数等参数直接影响加工过程中的热量生成、材料流动和搅拌效率。不恰当的参数选择可能导致颗粒聚集、分散不均匀、隧道缺陷或混合不完全等问题，这些问题都会对复合材料的完整性产生负面影响。相反，优化的参数有助于实现适当的塑性变形和可控的热量输入，从而促进增强材料与基体的均匀分布和牢固的界面结合。这种均匀分布不仅有助于形成精细的微观结构，还能提高硬度、抗拉强度、延展性和耐磨性等关键力学性能。因此，仔细优化FSP工艺参数对于最大化强化机制并确保所制造复合材料的整体机械性能和可靠性至关重要。3-3-1. 处理次数FSP过程中的处理次数被认为是影响微观结构演变、颗粒分布以及由此产生的复合材料力学性能的关键参数[230, 250]。多次FSP处理常用于克服单次处理的局限性，因为后续处理提供了额外的塑性变形和更好的材料流动[251, 252]。这种重复处理不仅有助于细化晶粒结构，还能显著改善增强颗粒在基体中的分布。因此，较高的处理次数通常与改进的硬度、抗拉强度和耐磨性相关，这突显了优化处理顺序和工具运动策略以实现优异复合材料性能的重要性。已经研究了多次FSP对AZ91/HA生物纳米复合材料的影响[253]。据报道，随着处理次数的增加，平均晶粒尺寸逐渐减小，三次处理后AZ91的晶粒尺寸降至4.5微米，AZ91/HA的晶粒尺寸降至2.6微米。结果进一步显示，HA纳米颗粒的分布严重依赖于处理次数，因为更多的处理次数增强了塑性流动，从而实现了更均匀的颗粒分布。多次FSP对细化金属间相和改善力学性能的有益效果也在Mg-Zn-Ca-Zr合金（ZKX50）中得到了证实[254]。单次处理将晶粒尺寸细化到约1.2微米，第二次完全重叠的处理将其进一步减小到0.4-1微米，与铸造状态相比有了显著改善。FSP过程中处理次数对WE43合金的微观结构和形态细化作用也得到了强调[255]。由于动态再结晶，单次处理后初始晶粒尺寸23 ± 2微米减小到了5.7 ± 1微米，三次处理后实现了完全再结晶的等轴微观结构（图38）。连续处理次数导致晶粒尺寸逐渐减小的趋势得到了证实。下载：下载高分辨率图像（2MB）下载：下载全尺寸图像图38. (a) 铸造态，(b) 单次FSP处理，(c) 三次FSP处理的WE43合金的微观结构特征和晶粒尺寸分布[255]。还观察到，单次FSP处理不足以实现均匀的增强材料分布，因为颗粒容易聚集[256]。宏观结构观察显示，单次处理后由于材料流动不对称，形成了聚集的颗粒簇。然而，当采用交替的 tool 旋转方向进行四次处理时，颗粒分布得到了显著改善。这种效果归因于交替的材料流动模式，它在AS和RS之间重新分配了颗粒，从而减少了聚集并提高了均匀性（图39）。下载：下载高分辨率图像（775KB）下载：下载全尺寸图像图39. a) 圆柱形销轮廓的材料流动，b) 单次FSP处理的样品，c) 不改变旋转方向的四次FSP处理的样品，d) 改变旋转方向的四次FSP处理的样品[256]。在制备AZ61/SiO2纳米复合材料时，单次FSP处理后的颗粒簇大小从0.1毫米到3毫米不等，而四次处理后，颗粒簇尺寸细化到了约150纳米，屈服强度从140 MPa提高到了225 MPa[257]。类似地，多次处理在Mg–ZrSiO4/Al2O3混合复合材料中也实现了微观和纳米级增强材料的均匀分布，从而提高了硬度，尽管处理顺序对硬度分布的影响很小[258]。3-3-2. 焊接速度焊接速度包括工具旋转速度和行进速度，在确定FSP制造的复合材料的发热量、材料流动和最终力学性能方面起着关键作用。这些参数的变化显著影响增强材料分布的均匀性、晶粒细化程度和颗粒-基体结合的质量。因此，理解旋转速度和行进速度的综合影响对于优化FSP制备的表面和块状复合材料的微观结构和力学性能至关重要。使用Coupled Eulerian–Lagrangian建模技术数值分析了旋转速度和行进速度对FSP过程中颗粒分布的影响[11]。结果表明，在1200转/分钟的旋转速度下，当行进速度为8毫米/分钟和32毫米/分钟时，实现了均匀的颗粒分布（图40）。然而，当行进速度增加到80毫米/分钟时，由于热量输入减少，颗粒分布变得不均匀，这减少了材料软化程度，并限制了分散所需的时间。此外，随着行进速度的增加，整体分布区域减小，导致增强材料在基体中的浓度增加。在800转/分钟时也观察到了类似的趋势，尽管颗粒分布不如1200转/分钟时理想。在AZ31/MWCNT表面复合材料的制备中也有类似的观察结果，行进速度被发现对其增强材料的分布有显著影响[259]。在恒定旋转速度1500转/分钟的情况下，当行进速度达到100毫米/分钟时，MWCNTs保持缠结且分布不均匀。相比之下，在较低的行进速度25毫米/分钟时，增强材料均匀分布，显著改善了微观结构的均匀性。这些发现证实了早期的建模预测，即降低行进速度通过提供足够的材料流动和混合时间来促进更好的颗粒分布。在FSP制造的AZ31/Al2O3纳米复合材料中也证实了优化旋转速度的有益效果[260]。当旋转速度从900转/分钟增加到1500转/分钟时，硬度和抗拉强度均得到提高。这些改进归因于更高的晶粒细化、动态再结晶以及由于热量生成增加而改善的Al2O3纳米颗粒的混合。类似地，在FSP处理的AZ31复合材料中还展示了旋转速度对混合增强材料的影响[261]。在恒定行进速度40毫米/分钟的情况下，分别应用了1000转/分钟、1200转/分钟和1400转/分钟的旋转速度，显著改善了显微硬度、抗拉强度和压缩强度。在1400转/分钟时获得了最高的力学性能，硬度相对于基材提高了19.72%。根据综述的研究，可以得出结论：提高旋转速度或降低工具行进速度可以增强材料流动，从而促进增强材料的更均匀分布。这种改善的分布不仅有助于微观结构的均匀性，还有助于提高复合材料的力学性能。3-3-3. 工具设计FSP工具的设计在决定颗粒分布、微观结构细化和处理后复合材料的力学性能方面起着决定性作用。销轮廓、螺距和肩部几何形状等参数直接控制材料流动、热量生成和搅拌效率。不恰当的工具设计往往导致颗粒聚集、空洞或缺陷，而优化的设计则有助于实现均匀的增强材料分布和无缺陷的复合材料。因此，大量的研究工作致力于探讨工具几何形状和特性对摩擦搅拌挤压（FSP）效果的影响。在一项研究中，系统地考察了销钉螺纹和螺距对颗粒分布的影响[207]。结果表明，带螺纹的销钉有助于更均匀地分散增强颗粒，而光滑的圆柱形销钉则无法提供足够的混合效果。使用圆柱形销钉加工的复合材料中缺乏垂直物质流动，导致增强颗粒在搅拌区（SZ）内分布不均匀。相比之下，带螺纹的销钉结构引发了垂直物质运动，有效消除了其他销钉设计通常会产生的横向条纹。在所研究的螺距中，0.75毫米和1毫米被认为是实现均匀分布最有效的，而较大的2毫米螺距则导致颗粒分布不均匀。这些发现强调了螺纹设计在加工过程中控制颗粒分布的关键作用。

通过使用圆柱形、六边形和方形探针轮廓进一步研究了销钉几何形状的影响[206]。圆形工具再次被证明无法实现均匀分布，而方形和六边形工具则产生了更好的分散效果。这种效果归因于方形和六边形销钉的平坦表面，它们引起了脉动作用，增强了物质流动。另一项研究专注于使用不同工具轮廓制造NiTip增强的镁基复合材料[262]。使用了一个逆时针滚动的肩部以及三种工具：一种具有普通圆柱形销钉的工具，另外两种分别具有左旋螺纹销钉和右旋螺纹销钉（图41）。并非所有设计都能实现颗粒的广泛分散；然而，带有左旋螺纹圆柱形销钉的工具在更大区域内实现了更好的分散效果。

使用双/双偏心销钉工具增强AZ31B镁合金中的CeO2和ZrO2颗粒，展示了更复杂工具几何形状的优势[263][263]。与单销钉工具相比，偏心销钉设计扩大了搅拌区，消除了空洞，并改善了颗粒分布。双探针处理的样品中比单探针处理的样品有更多的挤出飞边。此外，它还细化了晶粒尺寸并减小了颗粒尺寸。机械性能也得到了提升，硬度从102 HV增加到141 HV，剪切冲剪强度从148 MPa增加到219 MPa，拉伸强度从175 MPa增加到225 MPa。

在对ZK60/SiCp表面复合材料的研究中，分析了圆柱形螺纹销钉、普通圆柱形销钉、普通锥形圆柱形销钉和方形销钉轮廓的效果[264]。其中，普通锥形圆柱形销钉产生了无缺陷的加工区域，并具有更高的硬度。改善的结果与普通锥形圆柱形设计产生的更大剪切力有关，这种剪切力增强了物质流动并促进了颗粒的均匀分布。这些研究清楚地表明，工具的几何形状——包括销钉轮廓、螺距和复杂的多销钉配置——在FSP过程中控制物质流动和颗粒分散方面起着关键作用。优化的工具设计不仅确保了增强剂的均匀分布，还显著改善了复合材料的微观结构和机械性能。

热管理在FSP中起着关键作用，因为加工过程中产生的热量直接影响微观结构的演变、颗粒分布以及最终复合材料的机械和摩擦学性能。尽管在工具设计、加工参数和增强剂选择方面进行了广泛的研究，但关于外部冷却介质影响的研究相对较少。其中，已经探索了使用水等液体冷却剂来控制FSP过程中的热量输入、晶粒细化和氧化物形成。在一项研究中，AZ31镁合金在空气和水环境中进行了FSP处理，并加入CuO和ZrO2颗粒[265]。 submerged FSP（浸入式FSP）实现了更快的冷却速率，降低了总体热量输入，并减少了TMAZ（热斑区）和HAZ（热影响区）的宽度。此外，在快速冷却条件下，搅拌区的晶粒得到了细化，尽管CuO和ZrO2颗粒的散布几乎没有受到影响[231]。在另一项研究中，讨论了水冷却剂对AZ91合金在FSP过程中的影响。研究发现，使用水作为冷却剂促进了合金表面氧化物的形成，这些氧化物随后在连续的加工过程中分散到了搅拌区[266]。

摩擦搅拌挤压（FSE）作为一种创新的固态技术，旨在克服传统回收和挤压方法的局限性。特别是，FSE能够回收机械加工屑，并在不需要的熔化情况下将金属材料连接成线和管材[267]。这使得该过程不仅节能，而且环保，为废弃物在先进制造应用中的再利用提供了可行的途径。机械零件的生产周期通常包括机械加工操作，在这些操作中会产生大量的金属屑作为副产品。高效回收和再利用这些屑片对于实现环境和经济效益都是至关重要的[268, 269]。然而，由于金属屑的高表面积与体积比、易氧化以及加工过程中使用的润滑剂造成的污染，回收金属屑颇具挑战性。传统的回收方法主要基于熔化，存在高能耗、成本增加、环境问题和技术限制等缺点[269]。为了克服这些障碍，FSE被提出作为一种有前景的固态回收方法。图43a展示了FSE-wire工艺的示意图。该过程包括两个主要组成部分：一个旋转的插入工具和一个静止的腔室，两者都由耐用材料制成。旋转工具的外径略小于腔室的内径，这使得加工过程中可以有效地搅拌材料。此外，工具内部有一个固定直径和长度的内孔，作为线材的挤出通道[270]。

在FSE-wire过程中，旋转工具插入充满大量材料或金属屑的腔室中。旋转和插入的结合作用启动了物料的搅拌和混合（图43a）。随着旋转工具与物料之间的相互作用加剧，物料开始塑化并向模具孔流动。随后，物料通过内孔被压实并挤出，形成连续的线材。FSE-tube工艺遵循类似的原则，但采用了不同的设置，如图43b所示。工具被制成一个带有锥端的抛光实心棒，以帮助插入同时保持平头。相比之下，腔室被设计成一个直径大于工具的圆柱形空腔，在工具和腔室壁之间留有间隙以促进物料流动。为了便于取出挤出的管材，腔室被制成两半[271]。表7提供了关于Mg合金摩擦搅拌挤压的最新研究概述。

3-3-4. 热管理的影响
热管理在FSP中起着关键作用，因为加工过程中产生的热量直接影响微观结构的演变、颗粒分布以及最终复合材料的机械和摩擦学性能。尽管在工具设计、加工参数和增强剂选择方面进行了大量研究，但很少有研究关注外部冷却介质的影响。其中，已经探索了使用水等液体冷却剂来控制FSP过程中的热量输入、晶粒细化和氧化物形成。在一项研究中，AZ31镁合金在空气和水环境中进行了FSP处理，并加入了CuO和ZrO2颗粒[265]。浸入式FSP导致的冷却速率更快，从而降低了总体热量输入，并减少了TMAZ和HAZ的宽度。此外，在快速冷却条件下，搅拌区的晶粒得到了细化，尽管CuO和ZrO2颗粒的散布基本上没有受到影响[231]。在另一项研究中，考察了水冷却剂对AZ91合金在FSP过程中的影响。研究发现，使用水作为冷却剂促进了合金表面氧化物的形成，这些氧化物随后在后续加工过程中分散到了搅拌区[266]。

摩擦搅拌挤压（FSE）作为一种创新的固态技术，旨在克服传统回收和挤压方法的局限性。特别是，FSE能够回收机械加工屑，并将金属材料连接成线材和管材，而无需熔化[267]。这使得该过程不仅节能，而且环保，为废弃材料的再利用提供了可行的途径。机械零件的生产周期通常包括机械加工操作，在这些操作中会产生大量的金属屑作为副产品。高效回收和再利用这些屑片对于实现环境和经济效益至关重要[268, 269]。然而，由于金属屑的高表面积与体积比、易氧化以及来自润滑剂的污染，回收金属屑具有挑战性。传统的回收方法主要基于熔化，存在高能耗、成本增加、环境问题和技术限制等缺点[269]。为了克服这些障碍，FSE被提出作为一种有前景的固态回收方法。

图43a展示了FSE-wire工艺的示意图。该过程包括两个主要组成部分：一个旋转的插入工具和一个静止的腔室，两者都由耐用材料制成。旋转工具的外径略小于腔室的内径，从而在加工过程中有效搅拌材料。此外，工具内部有一个固定直径和长度的内孔，作为线材的挤出通道[270]。在FSE-wire过程中，旋转工具插入充满材料或金属屑的腔室中。旋转和插入的共同作用启动了物料的搅拌和混合（图43a）。随着旋转工具与物料之间相互作用的增强，物料开始塑化并流向模具孔。随后，物料通过内孔被压实并挤出，形成连续的线材。

FSE-tube工艺遵循类似的原则，但采用了不同的设置，如图43b所示。工具被制成一个带有锥端的抛光实心棒，以帮助插入，同时保持平头。相比之下，腔室被设计成一个直径大于工具的圆柱形空腔，在工具和腔室壁之间留有间隙以便于物料流动。为了便于取出挤出的管材，腔室被分成两半[271]。表7提供了关于Mg合金摩擦搅拌挤压的最新研究概述。

过程 | 材料 | 工具尺寸 | 加工参数 | 备注 |
| --- | --- | --- | --- | --- |
| FSE-tubing | AZ31B | 直径10毫米的圆柱棒，倒角半径2毫米 | 旋转速度：1400转/分钟 | 管材边缘的晶粒得到细化，而中心区域则包含粗晶粒；内管壁的维氏显微硬度比基材高出12%[272] |
| FSE-wire drawing | AZ31 | 外径：14、25毫米 | 内孔直径：5、7、9毫米 | 旋转速度：500、700、900转/分钟 | 对于直径为5毫米和7毫米的线材，实现了无缺陷的截面；而对于直径为9毫米的线材，则观察到较大的中心空洞[273] |
| FSE-wire drawing | Mg | 外径：20毫米 | 内孔直径：5毫米 | 旋转速度：180、250、355转/分钟 | 随着旋转速度的提高，晶粒从线材核心到边缘逐渐细化；在250转/分钟时，机械强度提高了150%，伸长率提高了62.5%[274] |
| FSE-wire drawing | Mg | 外径：20毫米 | 内孔直径：5毫米 | 旋转速度：180、250、355转/分钟 | 在250和355转/分钟的旋转速度下，线材表面光滑，没有任何裂纹[275] |
| FSE-wire drawing | Mg-RE合金 | 外径：16毫米 | 内孔直径：4毫米 | 旋转速度：600转/分钟 | 插入速率：2毫米/分钟 | 处理后的Mg-RE合金的显微硬度、屈服强度、抗拉强度和压缩应变分别提高了27.2%、42.5%、63.6%和35.5%[276] |
| FSE-wire drawing | WE43 | 外径：20毫米 | 内孔直径：10毫米 | 旋转速度：1200转/分钟 | 插入速率：1毫米/分钟 | 在靠近工具边缘的区域，晶粒尺寸细化到20.1 ± 9.3微米；而棒材核心的晶粒最大，平均尺寸为115.2 ± 43.2微米[277] |

4-1. 微观结构的演变
FSE过程中的微观结构演变在决定最终产品的机械和功能性能方面起着决定性作用。由于FSE是一个固态过程，物质流动、塑性变形和热量输入共同控制着晶粒细化、再结晶以及增强相的分布。已经进行了多项研究，以表征在不同加工条件下产生的微观结构，为晶粒细化的机制以及加工参数对挤出物均匀性的影响提供了宝贵的见解。在一项研究中，使用FSE制备了AZ31合金管，所得微观图显示在插入平面和旋转平面上都形成了明显的层状微观结构[272]。通过管材厚度观察到了晶粒大小的梯度，管材边缘附近的晶粒较细，而中心区域的晶粒相对较粗。特别是在靠近管材内边缘（面对搅拌工具）的搅拌区内，晶粒显著细化，晶粒尺寸减少了约80%。这种广泛的细化证明了工具引起的剧烈塑性变形和热循环的有效性。

4-1. 微观结构的演变
FSE过程中的微观结构演变对最终产品的机械和功能性能起着决定性作用。由于FSE是一个固态过程，物质流动、塑性变形和热量输入共同控制着晶粒细化、再结晶以及增强相的分布。已经进行了多项研究来表征不同加工条件下的微观结构，为晶粒细化的机制以及加工参数对挤出物均匀性的影响提供了宝贵的见解。在另一项研究中，使用FSE制备了AZ31合金管，所得显微图显示在插入平面和旋转平面上都形成了明显的层状微观结构[272]。观察到管材厚度方向上的晶粒大小梯度，管材边缘附近的晶粒较细，而中心区域的晶粒相对较粗。特别是在靠近搅拌工具的内边缘的搅拌区内，晶粒细化显著，晶粒尺寸减少了约80％。这种广泛的细化证明了工具引起的剧烈塑性变形和热循环的有效性。

在另一项研究中，比较了铸造态和FSE处理过的Mg-RE合金线的微观结构[276]。观察到中心和边缘区域的晶粒形态存在差异，中心的晶粒稍大且沿挤出方向延伸[276]。FSEed Mg-RE合金的倒极图：(a) 中心区域和(c) 边缘区域，以及(b) 晶粒尺寸分布的直方图[276]。加工参数的作用也得到了强调，特别是旋转速度。例如，在AZ91/64SiO2-31CaO-5P2O5复合材料的FSE过程中，据报道随着旋转速度从800 rpm增加到1200 rpm，晶粒尺寸持续减小，1200 rpm时的平均晶粒尺寸最小，为36.45 ± 2.76 μm。此外，更高的旋转速度有助于改善生物活性玻璃颗粒在AZ91复合材料中的分布，1200 rpm条件下的微观结构最为均匀（图47）[278]。下载：下载高分辨率图片（895KB）下载：下载全尺寸图片图47. 在不同旋转速度（a）600 rpm、（b）800 rpm、（c）1000 rpm和（d）1200 rpm下制备的FSE样品的横截面宏观图[278]。

4-2. 力学性能
通过FSE处理的材料的力学性能已进行了研究，特别关注了强度、硬度和延展性。FSE过程中严重的塑性变形和受控的热循环的独特组合，使得力学性能相比传统铸造合金有了显著提升。然而，性能提升的程度强烈依赖于挤压参数、合金成分以及加工过程中实现的微观结构演变。对于AZ31线材，据报道最佳挤压参数组合可使抗拉强度达到基材的近80%[279]。同样，在WE43镁线的FSE过程中，挤压材料表现出与基材相当的屈服强度。此外，抗压强度达到了基材的87%，延展性也增加了8.4%[277]。对于AZ91-Ca合金，旋转速度的变化影响了累积应变和拉伸行为。具体来说，将速度从800 rpm提高到1200 rpm会使累积应变从0.186增加到0.351，而屈服强度（UTS）则呈相反趋势，从800 rpm时的375.13 ± 7.45 MPa下降到1200 rpm时的332.14 ± 8.71 MPa[280]。与基材相比，800 rpm下挤压的合金在UTS上提高了78%，伸长率提高了49%，屈服强度提高了32%。对于Mg线材，250 rpm下的挤压使力学强度相比Mg铸锭提高了150%，伸长率提高了62.5%[274]。这种改进归因于显著的晶粒细化，尤其是在线材边缘，由于渐进的结构细化，微硬度值高于核心区域。在Mg-RE合金线材中，平均微硬度比铸态材料高出了27.2%，达到78.2 HV[276]。此外，抗压屈服强度、抗压强度和抗压应变分别相对于基材提高了42.5%、63.6%和35.5%。

5. 加积摩擦搅拌沉积
基于摩擦的增材制造最近作为一种固态替代方法出现，用于制造金属部件。与传统的熔融基增材制造工艺不同，这些技术消除了熔化和固化的需要，从而最小化裂纹和气孔等常见缺陷。这一优势不仅扩大了可加工材料的范围，还使得能够生产出适用于各种工程应用的结构良好的部件。基于摩擦的增材制造通常分为两种主要方法：摩擦搅拌增材制造和摩擦搅拌沉积[281]。
摩擦搅拌沉积是一种新开发的基于摩擦的增材制造技术，由MELD Manufacturing公司申请专利并商业化[282]。作为一种固态、低温的增材制造方法，AFSD相比传统的熔融基技术具有多个优势。它在开放环境中操作，不需要粉末床系统或腔室，因此对最终结构的尺寸限制较少。此外，AFSD设备类似于传统的铣床和CNC机床，可以根据需要实现可扩展性。AFSD工艺在制造轻质合金部件方面具有巨大潜力；然而，仍存在一些关键挑战限制了其直接应用于结构部件的可能性。特别是，诸如表面粗糙度和毛刺形成等沉积质量问题仍然存在。这些缺陷不仅降低了成品的表面质量，还需要大量的后处理。与其他金属增材制造技术相比，AFSD通常需要更复杂的减材加工，导致材料浪费增加和整体加工成本上升。毛刺的形成以及沿建造方向的粗糙表面不仅受工艺参数的影响，还受到材料本身特性的影响，特别是粘附系数。从力学性能的角度来看，AFSD制造的部件在沉积状态下通常表现出较低的强度和硬度。此外，通常观察到各向异性，建造方向的强度、延展性和抗疲劳性低于纵向方向[283, 284, 285]。此外，工艺参数、所得微观结构与最终力学性能之间的关系尚未完全理解，这表明需要进一步系统的研究。AFSD在尺寸控制和几何复杂性方面也存在重要限制。与其他增材制造技术相比，它不太适合生产复杂的几何形状、细微特征和大型悬垂结构[286, 287]。尽管该工艺非常适合生产大型接近净形的部件，如航天器加强件和核储罐结构，但在更大规模的应用中，残余应力管理和建造稳定性方面的挑战变得更加突出。此外，现有文献缺乏关于重复制造一致性的全面研究。大多数现有研究集中在特定参数下进行的单次制造，而没有系统评估在相同条件下重复制造的变异性。这种重复性评估的不足限制了当前技术的成熟度（TRL），目前仍处于TRL 4阶段，这是AFSD部件结构认证的关键障碍。
与FSW和摩擦搅拌增材制造不同，AFSD不使用实心针工具。相反，摩擦热的产生依赖于系统的旋转空心肩部或原料棒材本身。根据配置，AFSD工艺可以分为两类：一类使用空心工具，另一类使用原料棒材作为工具。在第一种方法中，AFSD包括一个旋转的空心肩部，通过该肩部供给待沉积的材料，无论是固态棒材还是粉末形式（图48a）。不可消耗工具的旋转通过材料与肩部以及基底与材料之间的摩擦接触产生热量，使原料材料塑化和软化，从而在界面处通过激活的塑性变形与基底结合。工具的移动有助于沉积单层材料。第一层材料在工具穿过基底表面时形成。沉积完第一层后，调整工具高度并添加更多层以创建三维部件。图48a展示了AFSD工艺的示意图。下载：下载高分辨率图片（348KB）下载：下载全尺寸图片图48. AFSD的两种工具类型：a）不可消耗打印头和b）可消耗打印头[288]。
另一种AFSD方法涉及在施加轴向力的作用下推出一个旋转的可消耗棒材，如图48b所示。在这种情况下，塑料变形和摩擦变形作为热生成机制，类似于使用工具的AFSD工艺。表8总结了最近关于镁合金应用的AFSD研究的详细内容。

表8. 关于Mg合金摩擦搅拌沉积的最新研究综述。

过程 | 材料 | 工具及原料尺寸 | 工艺参数 | 备注 |
| --- | --- | --- | --- | --- |
| 不可消耗工具 | WE43 | 原料：9.53*9.53毫米方形 | 旋转速度：325 rpm | 行走速度：152.4毫米/分钟 | 成功地将晶粒尺寸减少了90%，从WE43-T5原料的45 μm降至沉积物的约4.5 μm [289] |
| 不可消耗工具 | AZ31 | 工具直径：38.1毫米 | 原料：9.53*9.53毫米方形 | 旋转速度：400 rpm；行走速度：4.2至6.3毫米/秒 | AFSD样品的维氏硬度略高于原料 [290] |
| 不可消耗工具 | AZ31 | 工具直径：38.1毫米 | 原料：9.53*9.53毫米方形 | 旋转速度：400 rpm；行走速度：4.2至6.3毫米/秒 | AFSD样品的UTS分别为248 ± 10 MPa（82 J/mm2）和232 ± 19 MPa（116 J/mm2），而原料的UTS为258 ± 8 MPa [291] |
| 不可消耗工具 | GW83K | 工具直径：38毫米 | 原料：20毫米直径 | 旋转速度：300 rpm；行走速度：100毫米/分钟 | 撤退侧的硬度最高（92.10 HV），中部（89.68 HV）和前进侧（89.06 HV）也较高，均超过起始材料（84.18 HV） [292] |
| 不可消耗工具 | AZ31 | 工具直径：32毫米 | 原料：10*10毫米方形 | 旋转速度：400 rpm；行走速度：72至150毫米/分钟 | 由于强烈的基面纹理和孪晶现象，拉伸性能（如屈服强度）依赖于加载路径 [293] |

5-1. 微观结构演变
通过AFSD处理的合金的微观结构特征已被研究，因为这些特征显著影响最终沉积材料的性能和可靠性。以下研究提供了关于AFSD过程中微观结构演变的见解，并强调了负责晶粒细化和纹理改性的机制。据报道，AFSD工艺显著增强了纹理强度和纤维纹理，尤其是在X–Z和Y–Z平面，而X–Y平面则保持了与原料相似的纹理强度但缺乏纤维纹理[294]。在另一项研究中，使用不同参数（400 rpm—6.3 mm/min；400 rpm—4.2 mm/min）通过AFSD成功制造了AZ31B镁合金样品[291]。微观结构观察显示表面（0001）纹理的演变，同时晶粒尺寸略有增加，而Mg17Al12的比例在AFSD样品中减少。此外，行走速度影响晶粒尺寸；具体来说，将行走速度从6.3 mm/min降低到4.2 mm/min导致平均晶粒尺寸从15 ± 4 μm增加到18 ± 3 μm（图49）。下载：下载高分辨率图片（1MB）下载：下载全尺寸图片图49. EBSD结果包含IPF和PF，以及（a）原料、（b）82 J/mm2和（c）116 J/mm2样品的晶粒尺寸分布[291]。
进一步研究通过力量控制的AFSD制造的Mg-8Gd-3Y-0.5Zr合金发现，最终沉积物宽度的晶粒分布不均匀[292]。在起始态（AS）中识别出一个粗晶区（CGZ），其晶粒尺寸在11–17 μm范围内，大约是其他区域的两到三倍（图50）。相比之下，沉积物的中间区域显示出均匀细化的等轴晶粒，尺寸约为4–7 μm。下载：下载高分辨率图片（1MB）下载：下载全尺寸图片图50. （a-c）中间区域、（d-f）AS上形成的粗晶区、（g）起始材料、（h）逐层晶粒尺寸统计以及（i）XRD结果的OM图像[292]。
对沉积的WE43合金与其WE43-T5原料的详细比较确认了AFSD的晶粒细化效果[289]。EBSD图像显示，原料呈现出强烈的<0001>基面纹理取向和不均匀的晶粒形态，而AFSD沉积的材料则显示出更随机的纹理和均匀的晶粒形态（图51）。平均晶粒尺寸从WE43-T5原料的45 μm减少到沉积材料的2.7 μm。这种显著的细化归因于AFSD工具施加的严重塑性变形引起的动态再结晶（DRX），从而提高了微观结构的均匀性。下载：下载高分辨率图片（1MB）下载：下载全尺寸图片图51. （a）WE43-T5原料和（b）WE43 AFSD的代表性EBSD图像。（c）WE43-T5原料和AFSD的代表性晶粒尺寸，（d）EBSD扫描的位置[289]。

5-2. 力学性能
通过AFSD制造的镁合金的力学性能已进行了研究，特别关注了硬度、拉伸行为和疲劳性能。对于AZ31B镁合金，据报道AFSD样品的维氏硬度值（分别为82 J/mm2、98 J/mm2和116 J/mm2时的56、58和57 HV）略高于原料（53 HV）[290]。同样，工程应力-应变曲线显示AFSD样品的杨氏模量与原料相当（约40 GPa）[291]。然而，屈服应力减少了约30 MPa，UTS也降低了，原料的UTS值（258 ± 8 MPa）分别比82 J/mm2和116 J/mm2的AFSD样品高出10 MPa和26 MPa。此外，延伸率从原材料的20 ± 2%下降到82 J/mm2样品的16 ± 4%和116 J/mm2样品的10 ± 4%。对WE43镁合金的进一步研究表明，68层AFSD沉积物具有细小且均匀的微观结构，并且相对于锻造材料有明显的 texture 改变[289]。然而，AFSD样品的硬度和拉伸性能有所下降。从沉积块中提取的疲劳试样在低循环条件下的寿命缩短，而在高循环疲劳下，其性能与锻造合金相当。对于通过力控制AFSD工艺制造的Mg-8Gd-3Y-0.5Zr合金，最终18层沉积物显示出异质性的硬度分布[292]。后退侧具有最高的硬度（92.10 HV），其次是中间层（89.68 HV）和前进侧（89.06 HV）。尽管存在这种异质性，所有数值都超过了起始材料（84.18 HV）。同样，拉伸性能在整个构建过程中也有所不同，抗拉强度（UTS）和屈服强度（YS）从前进侧（UTS 269.9 ± 4.9 MPa，YS 208.5 ± 5.2 MPa）逐渐增加到后退侧（UTS 295.4 ± 9.3 MPa，YS 253.4 ± 10.5 MPa）。总体而言，AFSD沉积物的强度与基材相当或更高（UTS 284.7 ± 4.1 MPa，YS 218.3 ± 3.9 MPa），尽管断裂时的延伸率（9.0 ± 2.2%）低于基材（12.2 ± 1.6%）。

6. 摩擦搅拌增材制造
摩擦搅拌增材制造（Friction Stir Additive Manufacturing，FSAM）作为FSW（摩擦搅拌焊接）工艺的重要扩展，能够以更高的材料效率制造复杂的结构。这种技术结合了固态连接和增材制造的原则，使其成为航空航天和结构应用中的理想选择，这些应用要求高性能和无缺陷的构件。FSAM首先由White在2002年应用并申请了专利[295]，Thomas等人在2005年也介绍了一种类似的方法[296]。2006年，空中客车公司成功展示了使用FSAM以更快的速度制造结构并减少材料浪费，证实了其商业可行性。FSAM被认为是一种发展迅速的增材制造技术，它通过连续叠加不同的金属层来根据数字输入数据形成三维物体。这种方法概念上与FSLW（摩擦搅拌熔接）相关，但关键区别在于FSAM工艺允许对沉积层进行可控的再加热和再烧结，从而调节微观结构特征以达到所需的机械性能，而传统FSLW工艺则无法实现这一点[297]。
在FSAM工艺中，金属板或层依次粘合。图52展示了这种堆叠层技术的示意图及逐步粘合过程。一个包含销钉和肩部的工具被插入重叠板材的顶层并向前推进。通过摩擦生热和严重的塑性变形实现板材之间的粘合。最终构建物的厚度由单个层的厚度和粘合操作的次数决定。达到所需构建高度后，停止额外层的沉积。如果未达到所需高度，则会平整处理区域以去除毛刺并准备均匀的表面进行后续沉积。这些步骤重复进行，直到达到目标构建高度。

随着连续层的沉积，由于存在多个搅拌区，构建物的复杂性逐渐增加。这种复杂性从第二次沉积开始显现。由于第二层的顶层已经受到了肩部和销钉的作用，第三层的添加会将现有区域转变为如SD + PD（肩部主导和销钉主导）和PD + PD（销钉主导）这样的组合[299]。SD + PD区域表示材料流动最初受肩部控制，随后受销钉控制；而PD + PD区域则表示材料流动受到两次销钉的影响。这种搅拌区的转变随着每一层的新添加而持续，直到达到最终构建高度。因此，从最底层到最顶层，每一层都经历了不同程度的热暴露，导致制造零件的微观结构发生复杂演变。这些变化在图53中以示意图形式展示[50]。

FSAM构建物的独特微观结构演化显著受到沉积层中热暴露梯度的影响。从底部到顶部，每一层由于不同的应变率、变形机制和加工过程中的热输入而表现出不同的晶粒结构和位错密度[300]。图54展示了WE43合金构建物的逆极图（IPF），展示了三个不同区域的微观结构特征：肩部主导的顶层表面、界面层和受销钉影响的底层区域。此外，还获得了TMAZ（热影响区）的映射。界面区域的平均晶粒尺寸最大，其次是受销钉影响的底层和受肩部影响的顶层。顶层的相对较细的晶粒与冠部表面施加的较高应变一致。尽管界面处的晶粒较粗，但该区域的位错密度高于顶层和底层，因此可以预期界面处具有相当的强度。

通过FSAM工艺制造了一个高强度的ZK61镁合金层压块，使用的工具旋转速度在800至1200 rpm之间，工具移动速度范围为60至300 mm/min[301]。为了研究ZK61镁合金在FSAM过程中的微观结构演变，对SZ（热影响区）的三个不同区域进行了EBSD（电子背散射显微镜）分析，每个区域都经历了不同的热机械条件。主要搅拌区域（E1）、再加热区域（E2）和重新搅拌区域（E3）都进行了研究。这些区域的逆极图和晶粒尺寸分布（图55）显示，所有三个区域都形成了均匀的等轴细晶粒。在主要搅拌区域（E1），平均晶粒尺寸为5.29 μm。由于后续FSAM过程中的再加热，E2区域的晶粒尺寸略微增加到5.46 μm。在该区域继续热暴露促进了进一步的晶粒生长。相比之下，E3区域中工具销钉的重新搅拌作用使得平均晶粒尺寸进一步细化到4.12 μm。尽管存在这些变化，整个SZ区域的晶粒尺寸分布始终集中在2至6 μm之间。

Yao等人[302]对FSAM制造的Mg–10Li–3Al–3Zn合金进行了全面研究。他们的发现表明，搅拌区内形成了Li2MgAl和LiMgZn金属间化合物，其微观硬度比基材提高了33%。此外，由于晶粒细化和沉淀物分布均匀，增材制造合金的拉伸强度显著提高，分别达到206 MPa和224 MPa（沿横向和加工方向）。

7. 结论与未来展望
基于摩擦搅拌的技术作为镁合金的传统熔焊工艺的固态替代方案，展示了在焊接、加工、挤压和增材制造应用中的更高可靠性、微观结构控制和机械性能。这些技术不仅克服了传统方法的许多限制，还能够生产出缺陷最少且结构良好的镁组件。在类似镁合金和不同镁/铝系统的摩擦搅拌焊接中，接头完整性很大程度上受工艺参数、工具几何形状和界面反应的控制。微观结构细化、沉淀强化和受控的金属间化合物形成是提高硬度和机械性能的关键机制。特别是使用锌进行层间工程已被证明能有效抑制脆性的镁-铝金属间化合物并提升接头性能。然而，仍需进一步研究以探索先进的工具设计，利用数据驱动的方法优化工艺参数，并将应用范围扩展到传统的对接和搭接接头之外的复杂接头配置。摩擦搅拌加工在开发具有定制性能的镁基单相和混合复合材料方面显示出显著的多功能性。引入增强颗粒显著提高了强度、耐磨性和抗腐蚀性。然而，实现均匀的颗粒分布和高效的融入仍然是一个挑战。未来的工作应重点关注能够在单次工艺中实现均匀分散的创新工具几何形状，以及开发原位强化技术以提高加工效率和降低成本。在摩擦搅拌挤压中，该工艺在制造具有精细微观结构的线材、管材和其他型材方面显示出巨大潜力。然而，微观结构梯度和不均匀的性能分布突显了改进工艺控制的必要性。关键挑战包括极高的加工力和对先进工具设计的有限探索。未来的研究应致力于开发坚固的设备，优化工具几何形状，并增强对材料流动的理解，以实现均匀的性能和改进的性能。基于摩擦的增材制造技术，特别是摩擦搅拌沉积和摩擦搅拌增材制造，代表了制造镁合金组件的有前景的固态方法。这些方法能够在保持低热输入的同时减少缺陷、细化微观结构并提高机械性能。然而，仍存在一些关键限制，包括表面粗糙度、毛刺形成、有限的几何复杂性、空间分辨率降低以及层间粘合一致性方面的问题。此外，工艺参数、热历史和微观结构-性能演化之间的基本关系尚未完全理解。解决这些问题以及提高重复性和可扩展性对于提升AFSD的技术成熟度至关重要。总体而言，虽然基于摩擦搅拌的技术在推动镁合金的连接、加工、回收和增材制造方面展现了巨大潜力，但仍需解决若干挑战以实现广泛的工业应用。未来的研究应优先整合先进的建模和数据驱动方法，包括机器学习，以优化工艺参数并预测性能。此外，工具设计、层间工程和工艺控制的创新将在释放这些技术的全部潜力方面发挥关键作用。随着持续的发展，基于摩擦搅拌的技术有望在航空航天、汽车、结构和生物医学应用中生产轻质、高性能的镁组件。