在“双碳”目标推动下，结构轻量化已经成为交通载具制造的重点发展方向^[1,2]。镁合金和铝合金作为性能优异的轻质合金，在航空航天、高铁、汽车制造、3C产品等领域均具有广泛的应用前景^[3~6]。镁/铝异质合金复合构件能够充分发挥两种合金的优势，满足同一零件不同部位的性能需求^[7]。如何实现镁/铝异质合金的高质量、高效率连接是制造业亟待解决的关键问题，而搭接型式作为镁/铝薄板异质合金焊接接头的重要结构型式之一，正受到广泛关注。

熔焊在镁/铝异质合金连接过程中存在接头残余应力大、焊后变形严重、易形成气孔缺陷以及厚而连续的脆性金属间化合物(IMCs)等问题^[8~10]。搅拌摩擦焊(friction stir welding，FSW)作为一种固相连接工艺，具有实现镁/铝异质合金高质量、无缺陷连接的显著优势^[11~13]。为进一步提高焊接质量和效率，推动搅拌摩擦焊技术的优化升级，本课题组研发了超声振动强化搅拌摩擦焊(ultrasonic vibration enhanced friction stir welding，UVeFSW)工艺，该工艺将超声头通过气动装置直接贴合于待焊工件表面，并与主轴固定，在焊接过程中与搅拌头同步运动，将超声直接引入焊核区前方，实现超声能量与FSW热-力耦合作用的高效协同。相比于传统的固定施加方式，该工艺能够使超声集中作用于焊核区前方，提高能量利用效率。此外，该设备通过独立设计的气动及固定装置安装在焊机上，相较于先前提出的同轴超声振动装置，更便于改装和升级。研究^[14~16]表明，超声在辅助金属塑性变形过程中能够降低流变应力，促进材料流动。在FSW过程中引入超声振动^[17~20]不仅可以拓宽焊接工艺窗口，还能增强异质界面的机械锁合，抑制IMCs的生长，从而能显著提高接头强度。但先前的研究主要集中于对接型式接头的力学性能、材料流动行为、微观组织演变、IMCs的生成机制和演变行为以及超声影响的作用机制^[21~23]。当将UVeFSW应用于搭接型式接头时，对应的工艺可称之为超声振动强化搅拌摩擦搭接焊(ultrasonic vibration enhanced friction stir lap welding，UVeFSLW)工艺^[23]。搭接型式在各方面均具有不同于对接型式的显著特点^[24,25]，例如，接头的搭接面与搅拌头轴向垂直，材料在水平和竖直方向上的受力流动与对接接头存在明显差异；搭接接头垂直截面可观察到其特有的钩状结构，该结构会影响接头的宏观力学性能。同时，接头各区域材料流动和受力作用的差异将进一步影响微观组织的演变。目前，关于镁/铝异质合金搭接接头宏观材料流动(钩状、冷搭接结构的形成)、界面微观组织演变以及超声作用机制等方面，仍缺乏系统且深入的研究。

基于上述研究背景，本工作开展了镁合金与铝合金板搅拌摩擦搭接焊实验，获得了相应的最优工艺参数，对比分析了接头的宏观和微观组织特征，探究了界面微观组织的演变，并阐明超声振动对镁/铝异质合金搭接接头界面组织演变的影响和作用机制。

采用制造业中广泛应用的结构材料AZ31B-H24镁合金和6061-T6铝合金作为母材，其抗拉强度分别为270和310 MPa，化学成分如表1所示。镁、铝合金板材的尺寸均为200 mm × 75 mm × 3 mm，沿板材的长度方向为轧制方向(RD)，且与焊接方向(WD)一致。采用本课题组自行研发的超声振动强化搅拌摩擦焊设备进行超声振动强化搅拌摩擦搭接焊实验，设备示意图如图1所示。超声工具头与水平面夹角为40°，其与工件表面接触点距离搅拌头中心点约20 mm。

如图2所示，焊接过程中采取镁合金板在上、铝合金板在下，即“镁上铝下”的搭接形式，且镁合金上板后退侧(RS)位于固定端，前进侧(AS)位于自由端，上、下板搭接区域宽度为30 mm。根据被焊材料性质及板厚，搅拌头轴肩直径为15 mm，内凹2°；搅拌针呈圆台状，针长3.8 mm，根部直径5.4 mm，端部直径3.8 mm，带右旋螺纹，螺纹螺距1.0 mm，槽宽0.5 mm。焊接过程中主轴倾角2.5°，下压量0.15 mm。焊接工艺参数如下：超声频率20 kHz，工作振幅约25 μm，超声功率200 W，固定转速800 r/min，焊速为60、90、120 mm/min；固定焊速90 mm/min，转速为600、1000 r/min。在常规FSLW与UVeFSLW两种工艺条件下，选取上述5组工艺参数开展实验。

焊后，采用线切割在焊缝中段切取金相及拉伸样品，用于拉伸剪切强度测试和宏/微观组织表征观察。每道焊缝切取三个相同且间隔10 cm的样品，取样位置及样品尺寸如图3所示。

为观察焊接过程中异质材料的混合流动状态，对匙孔附近区域的微观组织展开研究。在转速800 r/min、焊速90 mm/min条件下，开展急停+冷冻实验^[26]。在焊接结束的瞬间，通过焊机操作程序使焊机主轴以极限移动速率2000 mm/min沿着Z轴方向迅速抬升，使搅拌头瞬间脱离工件。同时，立即将冰水混合物(0 ℃)同步倾倒在匙孔中心，从而获得近似搅拌头接触工件瞬时的组织状态，以待后续的实验观察与分析。

在搅拌摩擦焊过程中，材料流动既包含搅拌针旋转、前进运动所产生的剪切力和挤压力作用下的水平流动，也包括受到搅拌头倾角和搅拌针螺纹结构影响而产生的竖直方向的流动。如图4所示，为了全面观察材料流动情况，首先以匙孔圆心为中心，在焊缝中切取尺寸20 mm × 20 mm × 6 mm的样品；随后，将前进侧标记为起点(即0°)，沿0°、90° (LS)、180° (RS)、270° (TS) (其中LS表示前方，TS表示后方)方向分别切取四个垂直截面(垂直于板材平面，沿板材厚度方向)以便进一步观察材料的流动行为；沿原始搭接面(即样品厚度3 mm处)切取水平截面(平行于水平面，垂直于板材厚度方向)，分别对上方镁合金侧和下方铝合金侧的截面进行观察。

在搅拌头与工件材料的热-力耦合作用过程中，材料在发生塑性流动的同时伴随晶粒组织的演变。尽管目前无法直接确定每一区域在焊核区中的流动路径以及在焊接过程中动态回复与动态再结晶的同步发生情况，但是可通过分析焊后搅拌头与工件瞬时作用时的微观组织，探究并总结超声振动对组织演变的作用规律。

由于搭接接头镁合金侧的水平截面能够更清晰呈现异质材料的混合和分布，因此对其进行进一步观察和分析。如图5所示，表征区域主要包含匙孔周围和搅拌头行进路径两类区域，详细选取方案如下：(1) 匙孔周围区域，首先选择围绕匙孔一周的内部测试位点，在以匙孔中心为圆心，半径为3 mm的圆周上，以AS为起点(0°)，每隔45°选取以一测试位点，共计A、B、C、D、E、F、G、H八个测试位点；(2) 搅拌头行进路径中轴线区域，沿匙孔径向，在内部测试点圆周到轴肩边缘圆周(以匙孔中心为圆心，半径7.5 mm)之间分别等距选取测试点，记为C、C1、C2和G、G1、G2。

对金相样品进行研磨和抛光处理，采用Stemi DV4体视显微镜(OM)观察匙孔区域的微观组织形貌及材料流动行为。由于镁、铝合金的硬度存在差异，在异质接头的打磨抛光过程中，软材料(镁合金)表面易被抛光至光亮(镜面反射)，而硬材料(铝合金)表面仍相对粗糙(漫反射)。由于光源的影响，光亮的软材料的OM像呈现深色，而粗糙的硬材料呈现浅色。因此，采用OM观察时，无需经过腐蚀即可观察到镁/铝搭接接头的宏观界面形貌以及钩状和冷搭接结构。

在对宏观组织观察的基础上，对镁侧水平截面进行离子抛光处理，并采用配有电子背散射衍射(EBSD)系统的MAIA 3扫描电镜(SEM)对所选定的微观组织特征区域进行表征。采用EM RES102离子抛光机对样品进行离子抛光，电压6.0 kV，电流2.5 mA，抛光角度10°，抛光时间2.5 h。采用AztecCrystal 2.1软件处理EBSD数据。

对焊缝垂直截面的显微组织进行观察和分析，并统计了搭接接头的有效板厚(d_EST)。图6为FSLW和UVeFSLW工艺制备搭接接头垂直截面的OM像。可见，在两种工艺及5组工艺参数下，镁/铝合金接头界面以及前进侧与后退侧均具有钩状结构。

图7为不同参数和工艺下搭接接头的d_EST。可以看出，与常规FSLW工艺相比，除600 r/min、90 mm/min参数外，在其他参数下施加超声时均增加了接头的d_EST。搭接接头的拉伸剪切强度可用每毫米焊缝的最大失效载荷表示，单位为N/mm。图8为工艺窗口内搭接接头的拉伸剪切强度。可见，在UVeFSLW工艺条件下，采用800 r/min、90 mm/min参数时，镁/铝搭接接头的拉伸剪切强度(271 N/mm)最高，相比于同参数下常规FSLW工艺(214 N/mm)，提升约26.6%。下面将采用最优工艺参数800 r/min、90 mm/min，从FSLW和UVeFSLW两种工艺下材料流动行为和显微组织演变规律的角度，对比分析超声振动的作用效果。

图9为FSLW与UVeFSLW工艺下围绕匙孔中心不同角度样品垂直截面的OM像。可见，在0°、90°、180°三个截面处，下方铝板受到搅拌针的挤压作用，铝侧的钩状条带向上方镁板延伸和穿插从而形成了钩状结构，且搅拌针侧面并未与铝板的钩状结构直接接触。即在焊接过程中，随着搅拌头的行进，搅拌头以及被挤压至原始搭接面以下的部分镁合金挤压下方铝合金，导致下方铝合金从搅拌针侧面向上穿插至镁合金基体中。0°和90°截面中钩状结构相似，但其钩状结构与搅拌针-材料作用界面的距离明显小于180°截面，这意味着在后退侧，钩状结构与搅拌针-材料作用界面之间的镁合金含量更高。这是因为搅拌针在旋转行进过程中对前进侧材料主要起到剪切作用，而部分材料在搅拌针的剪切作用下被带入后退侧沉积。

此外，270°截面(即搅拌针后方沉积区域)的铝/镁合金界面明显低于原始对接面。这是由于搅拌针伸入下方铝合金板，导致上方部分镁合金被压入下方并与铝合金混合，底部部分铝合金从侧面以钩状结构的形式进入上方镁合金基体中，最终导致铝/镁合金界面的下降。

施加超声振动并没有对钩状结构的形成产生显著的影响。但在UVeFSLW工艺下，180°截面处钩状结构向上延伸时，其条带变细的趋势更缓；而在常规FSLW工艺下，随着向上延伸的距离增加，钩状结构条带宽度明显变窄，且钩状结构相对更加尖锐。这一差异可能会影响钩状结构在拉伸剪切性能测试中承受载荷的能力。

图10为匙孔水平截面镁合金和铝合金基体侧材料流动的OM像。如图10a1和a2所示，在镁合金侧的水平截面上，可以观察到在搅拌针的挤压和搅拌作用下，下方铝合金从匙孔的前方以及前进侧和后退侧嵌入到上方镁合金板中，最终导致钩状结构的形成；在水平截面上呈现为围绕匙孔以及两侧的连续条带。此外，可以观察到后退侧的铝条带明显宽于前进侧。这一现象主要是由于搅拌针两侧受力状态不同所致，前进侧区域中的部分铝合金在搅拌针的旋转作用下向后退侧流动。而匙孔后方的前进侧区域出现流动状且断续的铝条带。由于搅拌针带有右旋螺纹且在焊接过程中逆时针旋转，因此材料在搅拌受力过程中将受到向下的带动作用。在本工作中，搅拌针的针长为3.8 mm，结合下压量0.15 mm，总计深入下板的厚度约为0.95 mm。下方铝合金的底部区域(距离底面2 mm以内)并未受到搅拌针的直接驱动作用，对材料的流动会产生阻碍作用并可能导致回流现象的发生。总之，螺纹的存在会促进焊核区异质材料在焊缝竖直方向的流动，继而导致钩状结构内侧出现分散、流动状的铝条带。

如图10a1和a2所示，与常规FSLW工艺相比，施加超声时，镁合金侧水平截面匙孔附近前进侧与后退侧区域的铝条带宽度更大，这意味着被驱动的下方铝合金含量要更高。在匙孔后方前进侧材料的流动和沉积更加均匀，这与超声对材料宏观流动的影响有关。而对下方铝合金基体中的镁合金进行观察(图10b1和b2)，在两种工艺下，搅拌针驱动上方镁合金向下流动，且铝合金基体上出现从前进侧向后退侧流动的形貌，前进侧边界较平直，而后退侧则存在明显的流动沉积结构。在铝合金侧水平截面处，首先通过前进侧与后退侧的切点，确定搅拌针与工件作用的中心和半径，以此半径和匙孔中心画出整圆，以评估在该截面上镁合金材料的流动情况，如图10b1和b2中白色虚线圆所示。可见，施加超声时，铝合金侧水平截面上镁合金的流动范围更接近整圆。这说明在UVeFSLW过程中，搅拌针与工件作用时驱动的材料体积更大，更多的镁合金被带入铝合金基体。同时，在常规FSLW工艺下，后退侧沉积处嵌入铝合金基体的镁合金条带的分布存在断续情况(图10b1)；而施加超声时，镁合金在铝合金基体上的流动沉积条带更多、更致密，且流动混合更充分(图10b2)。以上均说明，超声能场的引入在一定程度上促进了异质材料在焊核区内的混合流动。

图11为常规FSLW工艺下镁合金侧表征区域A~H内晶粒组织的反极图(IPF) (该条件下H区域为铝合金)，图中A、B、H区域位于前进侧，D、E、F区域位于后退侧，C区域位于搅拌针前方，G区域位于搅拌针后方。由图可知，A和B区域远离匙孔中心的晶粒组织较为粗大，而靠近匙孔中心的晶粒组织相对均匀、细小。从各区域平均晶粒尺寸来看，镁合金前进侧(A、B区域)的晶粒尺寸明显高于搅拌针前方和后方以及后退侧(C、D、E、F、G区域)。这是由于搅拌针与工件作用的不对称、不均匀性所致。

镁合金后退侧区域的平均晶粒尺寸小于前进侧，这与两侧材料所受到的塑性变形作用以及在此过程中材料的流动迁移相关。前进侧区域的材料受到较为强烈的剪切塑性变形作用，引起原始晶粒破碎，晶界重组；而后退侧区域的材料主要受到挤压沉积作用。因此，从前进侧到搅拌针前方的平均晶粒尺寸变化幅度较大，而从搅拌针前方到后退侧及搅拌针后方区域，平均晶粒尺寸未发生显著变化。

具体而言，相较于A区域，B区域内的平均晶粒尺寸略有下降，小角度晶界(LAGB)占比升高，晶粒再结晶分数降低，这可能表明B区域晶粒经历了更高程度的塑性变形，变形及亚结构晶粒占比增加。相较于B区域，C区域内的平均晶粒尺寸显著减小，LAGB占比降低，同时再结晶程度也升高，这是由于材料受到搅拌针驱动，在流动过程中发生动态再结晶所致。D~F区域的动态再结晶程度略有升高，且平均晶粒尺寸减小。G区域则位于搅拌针后方，属于材料流动的沉积区域，平均晶粒尺寸与搅拌针前方及后退侧差别不大，但显著小于前进侧。H区域所检测区域为铝合金，铝合金良好的塑性使其能够充分协调搅拌针引入的剧烈塑性变形，积累足够的应变能，因此在搅拌针作用下会发生比较完全的动态再结晶，生成了等轴、细小的晶粒。

图12为UVeFSLW工艺下镁合金侧表征区域A~H晶粒组织的IPF。图13a为FSLW和UVeFSLW工艺下各区域晶粒的平均尺寸。可见，在UVeFSLW工艺下，镁合金侧水平截面各表征区域(该条件下H区域为铝合金)平均晶粒尺寸的变化趋势与FSLW工艺相似。相较于FSLW工艺，施加超声后，A和B区域的平均晶粒尺寸显著降低，而C~G区域的平均晶粒尺寸则在不同程度上有所增加。整体而言，UVeFSLW接头各区域晶粒尺寸的差异减小，晶粒尺寸分布更加均匀。从数据统计上来看，常规FSLW工艺下，A~G区域的总平均晶粒尺寸为8.19 μm，方差为10.82；在UVeFSLW工艺下，A~G区域的总平均晶粒尺寸7.49 μm，方差为1.07。这说明，施加超声显著提高了匙孔周围晶粒尺寸分布的均匀性。此外，如图13b和c所示，施加超声后，除C区域外，UVeFSLW接头其余区域的LAGB占比降低，再结晶程度提高。

可以通过过匙孔中心焊接路径上各区域的组织变化，近似反映搅拌头与工件作用前后该路径上微观组织的动态演变过程。图14和15分别为FSLW与UVeFSLW接头各表征区域的IPF，图中C2、C1、C区域和G、G1、G2区域分别位于轴肩范围内搅拌针的前方和后方。根据焊速90 mm/min以及各区域间的距离，可计算出该区域演变为该路径上另一区域的特定时间。例如，C2与C1区域之间的距离为2.25 mm，则C2区域在1.5 s之后会演变为C1区域。以此类推，如果假设当前时刻为0 s，那么C2区域演变为C1、C、G、G1和G2区域所需的时间分别为1.5、3.0、7.0、8.5和10.0 s。

在FSLW和UVeFSLW工艺下，过匙孔中心焊接路径上由G2至C2各表征区域的平均晶粒尺寸变化趋势相同。由图16a可知，该路径上由C2至G2区域，平均晶粒尺寸大致呈先减小后增大的趋势。其中，C2与C1区域的平均晶粒尺寸基本相同，G1与G2区域的平均晶粒尺寸基本相同，且C2、C1区域的平均晶粒尺寸明显大于G1、G2区域。这是因为G、G1、G2区域位于搅拌头后方，属于已经受到搅拌针作用的区域，晶粒组织在搅拌针的直接接触搅拌作用下发生剧烈的塑性变形；而C2、C1、C区域均位于搅拌头前方，尚未直接接触搅拌针，而是受到间接的塑性变形作用及焊接温度场的影响。尽管C、G区域分别位于搅拌针的前、后方，但由于其距离搅拌针较近，因此受到搅拌针作用而发生剧烈的塑性变形，平均晶粒尺寸也显著小于外围区域。

图16b为镁合金侧水平截面各特征区域LAGB占比的统计结果。FSLW和UVeFSLW接头各表征区域LAGB占比的变化趋势相似。可见，FSLW接头C2、C1区域的LAGB占比分别为8%、7%，略高于镁合金母材组织中的LAGB占比(4.72%)，但差别不大。LAGB占比增加的原因主要是在搅拌头的作用下组织产生塑性变形。距离搅拌针更近的C、G区域的LAGB占比显著升高至25%和22%，这是由于受到搅拌针更为明显的塑性变形作用后，原始晶粒晶界破碎重组，产生大量位错，导致LAGB占比大幅上升。而G1、G2区域的LAGB略微降低，这是因为在经历强烈塑性变形作用后，焊接温度场的影响起到主要作用，高温下位错迁移重排引发区域内动态回复、动态再结晶以及晶粒长大，导致LAGB占比略有降低。

图16c为镁合金侧水平截面各特征区域再结晶晶粒占比的统计图。FSLW和UVeFSLW接头各表征区域再结晶晶粒占比的变化趋势相似。再结晶晶粒占比的变化趋势与晶粒尺寸的变化近似，FSLW接头C2、C1区域尚未经历强烈的塑性变形作用，因此其再结晶晶粒比例与镁合金母材组织基本一致。随着与搅拌针距离的减小，塑性变形加剧，变形晶粒和亚晶粒占比增加，再结晶晶粒占比将减少。经强烈塑性变形作用后，样品主要受到焊接热温度场的影响，位错的迁移和重排引起回复和再结晶，导致变形晶粒应力释放，部分转化为再结晶晶粒，再结晶晶粒占比升高。

而在UVeFSLW工艺下，该路径上各区域平均晶粒尺寸均增加，但平均晶粒尺寸变化趋势与常规FSLW工艺条件下基本一致。施加超声后，除C和C1区域外，其他各区域的LAGB占比均有不同程度的降低，这说明超声在微观上促进了位错的迁移、重排，并促进了LAGB向大角度晶界(HAGB)的转变，但部分晶粒尺寸却出现反常增大现象，这可归于特征区域在FSLW过程中受到搅拌头热-力耦合作用的影响，即与该区域的温度历史和受力状态相关。然而，由于FSLW过程本身热-力分布不均，目前尚无法对超声引起的局部晶粒异常增大现象提出明确的机制解释。推测该现象可能与超声促进位错重排及各区域再结晶过程有关。

本工作结果表明，在FSLW过程中引入超声振动，可显著改善镁/铝异质合金搭接接头的成形质量与力学性能。与常规FSLW工艺相比，UVeFSLW接头的拉伸剪切强度和有效板厚明显提高，匙孔区域材料流动更加充分，异质材料混合区域扩大，晶粒组织均匀性提高，接头整体性能显著优化。其原因在于，在UVeFSLW过程中，作用于搅拌头前方工件上的超声振动在搅拌头周围的塑性变形区域产生了声致软化效应，降低了材料的流动应力，从而改善了材料的塑性流动程度。

针对超声对搅拌摩擦焊接过程的影响，石磊等^[27,28]基于位错的热激活理论，考虑施加超声对铝合金塑性变形过程中位错运动的影响，对Sheppard-Wright黏塑性本构模型进行修正，建立了包含超声软化作用的材料本构模型。施加超声振动时材料的流动应力为：

式中，σs为材料的流动应力，ε˙¯为材料的有效应变速率，R为气体常数，T为热力学温度，Q为变形激活能，n为应力指数，g0为名义激活能，μm为剪切模量，b为Burgers矢量模，σ^th为材料的力学阈值热应力，M为材料的Taylor常数，E为超声能量密度，kB为Boltzmann常数，A和α为与材料有关的常数，β和m均为实验拟合参数。考虑声软化效应时，材料的变形激活能(Q_s)可表示为：

式中，式(2)右端第2项是与E相关的项。对于FLSW过程，E = 0，材料变形的激活能为Q；而对于UVeFSLW过程，E 0，则Q_s在Q的基础上，降低了g0μmb3βRkBMEσ^thm。从微观层面上来说，镁、铝合金的塑性变形实际上涉及位错的运动和积累过程，其热塑性变形过程主要受热激活机制控制，热激活机制主要指位错运动必须克服其他晶体缺陷造成的势垒障碍，而塑性加工过程中的流动应力实质反映的是材料对位错运动的阻碍能力。施加超声时材料的变形激活能降低，实际上就是降低了位错运动所需的势垒，因而材料的流动应力也降低。

图17^[27]为不同超声能量密度下铝合金流动应力随温度变化的计算结果。可以看出，在相同的加工条件下(即相同应变速率和温度)，材料的流动应力随着超声能量密度的升高迅速降低。超声能量密度越大，材料流动应力降低的效果越明显。

翟明^[29]基于晶粒内部和晶界的位错应变能构建了阈值热应力的表达式，对考虑超声效应的材料本构方程做出了进一步的改进，构建了铝/镁异质合金在UVeFSLW过程中的“声-热-流-力”多物理场耦合模型，定量分析了超声振动对于焊接过程中产热、传热和材料流动的影响。图18^[29]为搅拌头/工件接触界面及焊缝纵截面(Y = 0 mm)处的材料流动应力计算结果。可以看出，UVeFSLW接头的界面流动应力低于FSLW接头，且由于施加超声的方式决定了超声能量的分布，导致UVeFSLW过程中轴肩与工件接触界面前方和搅拌针底部区域的流动应力降低更为明显。

根据修正后的本构关系和数值模拟结果，并结合本工作的实验数据可知，超声在FSLW过程中的主要作用机制。在搅拌头前方将超声能场引入待焊工件，改变了焊核区的热-力耦合状态。超声的声致软化效应通过降低材料的塑性变形激活能，降低了材料的局部流变应力^[28]，使其塑性流动更为充分^[17,19]，更多材料被驱动进入搅拌区，增加了材料的体积交换和沉积均匀性，从而促进了镁/铝合金的相互混合。在焊缝的宏观成形上，超声振动增加了焊缝垂直截面上接头的有效板厚。这与超声促进材料的整体流动有关，使得钩状结构向上板的延伸过程更为缓和，改善了接头在拉伸剪切实验过程中的受力状态。从晶粒尺度上，超声振动在促进材料流动的同时，增强了焊接过程中各区域的动态再结晶过程，使得围绕匙孔一周的各表征区域(自前进侧、搅拌针前方、后退侧至搅拌针后方)的晶粒组织更为均匀，平均晶粒尺寸减小，组织各向异性减弱，对接头整体性能提升具有积极作用。此外，超声振动在一定程度上抑制了镁/铝搭接界面上金属间化合物层的厚度^[21,23]，从而改善了接头的力学性能。因此，UVeFSLW工艺可以综合提升镁/铝异质合金接头的强度和韧性。

(1) 在UVeFSLW工艺条件下，采用“镁上铝下”的搭接型式和转速800 r/min、焊速90 mm/min时，接头的拉伸剪切强度最高(271 N/mm)，相比于同参数下FSLW接头提升约26.6%，施加超声振动在一定程度上增加了搭接接头的有效板厚，这是UVeFSLW接头拉伸剪切强度提高的原因之一。

(2) 在镁合金侧水平截面上，铝合金基体在搅拌针的挤压搅拌作用下，从搅拌针前方以及前进侧和后退侧嵌入到上方镁合金板中。在铝合金侧水平截面上，超声振动使得更多的镁合金被带入铝合金基体混合。超声扩大了搅拌针驱动材料的体积，增强了异质材料的混合程度。

(3) 在镁合金侧水平截面上，在围绕匙孔一周的表征区域路径上，自前进侧、搅拌针前方到后退侧，各表征区域再结晶晶粒比例提高，晶粒尺寸呈现减小趋势。施加超声后，各表征区域平均晶粒尺寸总体的变化趋势不变，但晶粒尺寸差别减小，组织更加均匀。过匙孔中心焊缝中心线路径上平均晶粒尺寸大致变化趋势为先减小后增大，超声促进了各区域内LAGB向HAGB的转化，搅拌针后方沉积区域的平均再结晶程度提高。