銅/鋼異種金屬焊接技術研究現狀

杜正勇,李宇軒,劉煜純,周利,趙洪運,宋曉國

(1.首都航天機械公司，北京 100076；2.哈爾濱工業大學，先進焊接與連接國家重點實驗室，哈爾濱 150001；3.哈爾濱工業大學（威海），山東省特種焊接技術重點實驗室，山東 威海 264209)

0 前言

隨著時代的發展，單一材料已經不能滿足航空軍工、能源運輸、電子通信等領域的需求，異種金屬的連接受到了廣泛關注。異種金屬連接作為一種特殊的連接方式，將兩種或者多種材料連接到一起，以發揮多種材料的不同優勢，在工業生產中提高生產效率、降低整體成本并通過不同材料的特性選擇，提出全新的工程解決方案[1 - 4]。銅與鋼就是上述異種金屬連接的一種材料組合，經過焊接得到的可靠銅/鋼接頭，既發揮了銅合金優異的導電性與導熱性，又利用了鋼的高強度與低成本的特性，在能源運輸與基礎建設等領域得到了廣泛的應用。

1 銅/鋼焊接性分析

銅與鋼的相容性較好，因銅與鐵較為相似的原子特性，銅與鐵在液相表現為無限互溶，在固態也不生成脆性金屬間化合物，而是表現為（α + γ）的雙相存在[5]。但銅與鋼的導熱系數與熔點差異較大[6]，且在高溫區域存在不穩定的亞穩混合相。這便導致對于傳統的熔化焊，銅與鋼的熔化程度難以控制，銅側因其較低的熔點與較高的導熱系數常常先于鋼側熔化，焊接操作難以進行，熱膨脹系數的差異也導致其殘余變形與應力較大[7 - 8]。上述銅、鋼的性質差異決定了銅與鋼焊接需注意以下幾個方面：①焊縫容易萌生熱裂紋，銅于晶界處偏析，形成低熔點共晶組織，且銅與鋼的線膨脹系數差異較大，這將產生更大的殘余應力，進一步誘發熱裂紋。在實際焊接過程中，可以減少焊接熱輸入或引入部分合金元素（Mn，Si，Mo，Ti等）來抑制低熔點共晶物的產生。②存在明顯的宏觀偏析，在高溫液相混相區域，近銅側與鋼側均存在著較大區域的不穩定混相區，且銅與鋼的熔點與導熱系數差異較大，這將導致在快速冷卻的條件下出現液相的分離，過冷的Fe/Cu混合液體將分離成Fe液滴和Cu液滴，且富Cu液相更晚凝固，這將導致明顯的宏觀偏析。對于熔化焊可以適當降低冷卻速度，但由于銅的低熔點與高導熱率，效果依然不好。③難以控制熔合比，銅合金的熔點更低且導熱率更大，導致在焊接過程中銅與鋼的熔化凝固過程難以同時進行。對于傳統熔化焊，可以通過控制填充金屬等方式控制熔合比，激光焊等能量密度高的焊接方式可以控制其能量輸入位置，而固相焊則不依賴熔化實現冶金結合，是一種具備較大前景的焊接方法。

2 熔化焊

對于銅/鋼的熔化焊，首先需要考慮的問題是銅與鋼材料性能差異導致的難焊問題，為了控制熔合比，傳統電弧焊可以控制填絲金屬成分來完成，不同的填絲金屬決定了接頭部位成分的主體，這將進一步影響接頭的組織與性能。由于銅與鋼的導熱系數差異，當銅構成了接頭的主體時，其相比于鋼晶粒度更大，因此接頭表現為軟化傾向。對于激光焊，其可以通過激光偏移量的設置來控制熔合比，相比于電弧焊，其能量密度更高，冷卻效果也更好，這抑制了晶粒的成長，接頭的性能明顯提升。在不同的焊接方法下的力學性能測試均表明：異種材料焊接接頭的薄弱處都由質軟的一側主導，銅側均為接頭破環的發源位置。下將詳細論述不同熔化焊工藝下，接頭的成形機理與組織性能特點。

2.1 傳統電弧焊

傳統的電弧焊具備操作簡單、成本低廉、適用性廣泛的優勢，但其加熱密更低，這使得熔池流動行為更為復雜，難以控制熔合比，容易在異種材料連接時引起熔合不良，形成非均質組織與氣孔、裂紋等缺陷。為了改善其接頭組織的非均質性，常通過控制填充金屬的成分來改善接頭性能。目前，銅/鋼焊接常用的填絲金屬可以分為以下3類：Cu基填充金屬、Fe基填充金屬及在Cu基填充金屬中添加某些高熔點元素，如Cu-Ni基填充金屬等。下文將簡要介紹不同填充金屬對于接頭成形與組織性能的影響[9 - 10]，圖1[11]為不同填充金屬的組織特征，其中接頭Ⅰ為Cu基填充金屬；接頭Ⅱ為Cu-Ni基填充金屬；接頭Ⅲ為Fe基填充金屬。

圖1 接頭顯微組織及接頭形式[11]

對于Cu基填充金屬，焊接接頭表現為釬焊模式的平面界面，Cheng等學者[11]將這種平面界面解釋為是Cu基填充金屬較低的熔點所決定的低熱輸入，導致此時不銹鋼保持為固態，Cu基填充金屬與銅母材熔化并混合，接頭組織以銅為主體、均勻且晶粒度較大，如圖1a所示。Shiri等學者[12]的研究也表明顯微硬度在焊縫處急劇下降。對于接頭的力學性能特點，Cheng等學者[11]發現了高密度孿晶，證明接頭性能被退火效應所主導，形成粗大的晶粒。

對于Fe基填充金屬，焊接接頭處可觀察到明顯的偏析行為，這一現象被認為是熔化不完全所導致的，Fe基填充金屬的熔點明顯高于Cu基填充金屬，在較高熱輸入的作用下銅與鋼側母材均發生一定程度的熔化[13 - 14]。Switzner等學者[15]對接頭組織進行研究，發現在焊縫上部與中部發現了分散著富Fe島的Cu基基體，與圖1e~圖1f相符，這一現象可被解釋為：銅與鋼熔點差異所致的鋼不完全熔化的結果。而在焊縫的底部組織更為均勻，Cheng等學者[11]認為這種現象可由以下2方面來解釋：一是由于底部熔化更完全，進而液相混合更均勻；二是由于焊接初始過程中鋼液為主體，因此不容易發生偏析。

對于加入了高熔點元素的Cu基填充金屬，實際上是通過控制熔合比的方式來得到均質組織，防止偏析的影響。其界面也表現出了類似Cu基填充金屬的近釬焊的平面模式，但組織相比于Cu基填充金屬略有不同，組織大范圍呈現均勻的致密樹枝晶，但由于鋼側熔化量的增加，局部存在富Fe顆粒，被認為有利于提升其力學性能，其平面界面與富Fe強化顆粒如圖1b~圖1d所示。

總的來說，不同填充金屬都通過控制熔合比以得到無缺陷的焊接接頭，當填充金屬成分不同時，其組織特性與力學性能也表現出差異。使用Cu基填充金屬時，接頭晶粒度較大，退火效應使得接頭軟化；而在Cu基填充金屬中加入的高熔點元素，則會使接頭組織呈現樹枝晶，提升其接頭性能；對于Fe基填充金屬，其接頭依賴富Fe顆粒與富Fe島提升力學性能。

2.2 激光焊

激光焊（Laser beam welding, LBW）屬于熔化焊體系，目前的研究大多通過控制激光偏移量（ΔD）來精確控制加熱位置，進一步控制熔合比，其原理如圖2[16]所示。傳統熔化焊的銅/鋼異種金屬連接無法解決銅的難熔問題，同時容易產生熱影響區裂紋與液化裂紋等缺陷，而激光焊的上述優勢則可以解決這些難題，因此激光焊接成為銅/鋼焊接中廣泛應用的熔化焊方法[17 - 20]。

圖2 銅/鋼激光焊接示意圖[16]

對于銅/鋼焊接過程中的裂紋缺陷，目前大部分研究均認為其與Cu元素的熔化量有關，Cu元素的過度熔化導致晶界處產生低熔點共晶組織，使得焊縫局部區域液化產生熱裂紋[21 - 23]。對于熱裂紋的產生機理，Li等學者[16]認為Cu的電導率更高，在焊接熱循環中其更容易于晶界擴散而非晶內，在激光焊的高冷卻速度與Cu高導熱率的復合過冷效應下，Cu不能完全擴散到Fe的晶體結構中，在晶界處以金屬間化合物的形式析出，配合Montazeri等學者[24]的研究結論，可以將熱裂紋的產生解釋為Cu于晶界處產生的低熔點（γ + γ?）相重熔導致，圖3[16]為液化裂紋產生模型。Li等學者[16]進一步的XRD分析也證明了上述理論，焊接接頭處存在固溶體與Fe和Cu形成的化合物，如圖4[16]所示。實際上，在Cu元素與Fe元素充分擴散的條件下有助于得到α固溶體，其被認為有利于提升晶界強度，但由于擴散的不完全，只有部分Cu元素參與這個過程，其余的Cu元素與Fe元素形成各種化合物，催生熱裂紋，但當Cu元素的熔化量超過一臨界值，熱裂紋反而因毛細作用不易拓展。這為熔化焊中接頭性能的提高提供了依據，一是盡可能減少Cu元素的熔化量；二是增大Cu元素的熔化量，以確保Cu元素完全擴散或利用毛細效應自愈；而激光焊可通過將激光偏移到銅側或鋼側來實現這2種方案，進而得到良好性能的焊接接頭[25 - 28]。

圖3 液化裂紋模型[16]

圖4 不銹鋼/銅焊接接頭的XRD衍射圖[16]

有關激光偏移于銅側、鋼側對于焊接接頭成形的影響差異，Meng等學者[29]提出了不同偏移量下焊接接頭形成的機理差異，接頭形成過程如圖5[29]所示，其中1號接頭偏轉量為0，以鋼的熔化為主，基于此，下文將用其分析激光偏移置于鋼側的影響：2號接頭偏移于銅側，以銅的熔化為主，下文利用其分析激光偏移置于銅側的影響。

圖5 Cu/304SS焊接接頭形成機理[29]

首先分析激光束偏轉于鋼側的接頭成形過程與組織特點。在熔池形成的初期，Marangoni對流將使熔池中間的液相向外部流動[30]。在等離子氣流與熔滴過渡的共同作用下，熔池產生凹面[31]。在熔池的內部，鋼液構成了熔池的主體，部分熔化的鋼液受對流作用與其混合，未熔化的鋼以富Fe半島的形態與熔池接壤或以富Fe島（顆粒）的形態進入熔池，由于熔點的差異，不銹鋼凝固速度是更快的，在未完全熔化的鋼側與富Fe島附近將產生宏觀偏析，在熔池凝固的后期，Meng等人[29]認為這種不同時凝固還會導致上表面的凹面無法填補，與圖5中1號接頭相符合[29]。這一過程也被Ramachandran等學者[32]的研究所檢證，Ramachandran等學者[32]對偏移于鋼側的接頭組織進行了分析，證明了熔合區以Fe元素為主，富Fe顆粒成為了非均勻形核的基體，在激光工藝的本構過冷下，熔合區表現為細晶組織，在Marangoni對流的進一步作用下，樹枝狀結晶受到一定程度的抑制，由于偏轉位置與導熱系數差異的影響，近鋼側焊縫區溫度梯度最大，這種特征也更明顯，表現為細小的胞狀組織[33 - 34]。富Fe顆粒被認為強化了靠近銅側的焊縫區，除此之外激光焊熱影響區處的銅晶粒也表現為粗大的晶粒，力學性能測試結果表明其為接頭的薄弱處。可以得出結論，銅/鋼異種金屬焊接接頭的失效位置都由更為軟的基體組織（Cu）所決定，圖6[32]為激光偏轉于不銹鋼（SS）側的接頭納米壓痕試驗，其結果與上述論述吻合。

圖6 焊縫區域的局部顯微硬度變化[32]

繼續討論激光偏轉于銅一側的接頭形成的過程，由于銅對激光的反射率更高，大的能量損耗對激光焊提出了高功率與低焊接速度的要求[28]。在熔池形成過程中，由于激光并沒有直接照射于鋼側，鋼的熔化量很少，少部分熔化的鋼依附于固態未熔化部分形成薄液膜，其余的鋼液與液相銅混合，熔池中以Cu為主導元素[29]。根據Munitz[35]的理論，當SS在熔池中所占比例低于50%時，Fe元素會以小球狀富集。而在激光焊結束的快速冷卻條件下由于熔點的差異，將率先形成富Fe顆粒，這個過程與圖7[29]中2號接頭相符合。He等學者[36]認為這種富Fe顆粒阻礙了凝固時的界面運動，這將阻礙銅晶粒的生長并發揮非均勻形核的作用，因此焊接接頭表現為銅的細小等軸晶粒，這提升了接頭的力學性能。

圖7 Cu/304SS焊接接頭顯微組織[29]

在討論了激光偏轉側對于焊接接頭的影響后，可以得出銅/鋼激光焊的關鍵是控制異種金屬的熔化量。因此激光偏移量（ΔD）被認為是焊接過程中一個關鍵參數，對于銅側，如果激光偏移量過小，接頭形成機理與激光偏轉于鋼側的影響相似；如果激光偏移量過大，富Fe顆粒難以阻礙界面推移，液相難以分離，更容易形成粗大的柱狀銅晶粒，其中不同偏移量下銅的組織特征如圖7[29]所示；對于鋼側，過大的激光偏移量則會導致近銅側容易出現未熔合[37]。

綜上所述，激光焊可以通過控制激光偏移位置來得到無缺陷的接頭。當激光偏轉于鋼一側，由于銅的熔點較低，熔池中仍然有相當比例的液相銅，其與鋼液充分混合，而未完全熔化的鋼將形成富Fe島、富Fe半島，成為非均勻形核的基體，在較高的冷卻速度下，將形成細小的胞狀組織。當激光偏轉于銅一側，銅構成了熔池的主體，Fe元素將以小球狀富集，凝固時形成富Fe顆粒，接頭表現為銅的細小等軸晶粒。

2.3 電子束焊接

電子束焊接（Electron beam welding，EBW）同屬熔化焊體系，且電子束焊接同樣可以精確控制偏移位置，以調控熔合比。上述特征使得電子束焊接對銅/鋼異種金屬的焊接也具備優勢。由于電子束焊接在熱源的特點上與激光焊存在諸多共同特性，其接頭組織的成形機理與特征也與激光焊接頭極為相似，故在該節中僅對其接頭成形機理與組織特征作簡要論述。

首先討論其接頭成形機理，Kar等學者[38]將電子束偏轉于鋼側，其發現接頭以Fe為主體，存在大范圍的富Fe區域，未完全熔化的鋼形成富Fe島與半島，成為了非均勻形成的基體，只有在靠近銅側的熔合區存在小范圍的富Cu區域。熔合區組織表現為細小的胞狀晶，對于胞狀晶的形成，Kar等學者[38]、Kaisheva等學者[39]及Munitz[40]均認為是電子束焊接過程中Marangoni對流對熔池強烈作用與高速冷卻共同作用的結果，這一機制與Ramachandran等學者[32]闡述的激光偏轉于鋼側的接頭成形機理相同。而電子束焊接接頭熱影響區的組織特征同樣也與激光焊相似，銅側表現為粗大的晶粒，而鋼側晶粒粗化不明顯[40 - 41]，電子束焊接接頭的光學微觀組織如圖8[38]所示。

圖8 光學顯微圖像[38]

實際上，根據上述對電弧焊、激光焊及電子束焊接的論述可知，即使可以通過某些方式調控熔合比，由于銅/鋼的性能差異，仍然不可避免的出現凝固過程中銅/鋼固液分離的情況[41]，這造成了宏觀的接頭偏析、微裂紋的萌發與熱殘余應力的產生。Marangoni對流產生的定向液體流動在銅熔化量較少時對熔池的均勻混合沒有幫助，富Fe島/半島將被帶動到熔池的各個位置，且根據Rai等學者[42]的報導，這種定向流動還會將后凝固的銅液推動到熔池邊緣造成偏析。而通過調控電子束的振蕩，可以利用Marangoni對流實現更為均勻的熔池混合，目前已有部分應用束振蕩實現銅/鋼電子束焊接的報道，使用振蕩束的電子束焊接示意圖如圖9[38]所示，箭頭表示熔池的Marangoni對流。

圖9 焊縫熔池成形順序[38]

對于使用振蕩束的接頭成形機理，根據Kar等學者[38]的研究，當控制焊縫方向的焊接速度不變時，振蕩束所行進的總路程更大，單位距離停留的時間縮短，使得實際的電子束熱輸入更小，形成的熔池尺寸也更小。不同時間點形成的熔池存在著重疊部分，這使得銅液不會因Marangoni對流而流向兩側，而是以曲折的曲線穿越圖中熔池的重疊區域，這將使銅液與鋼液強烈混合，其熔合區元素分布如圖10[38]所示，可以看到使用振蕩束接頭的元素分布更為均勻。這種均勻接頭被認為減少了熱應力，并且抑制了裂紋的萌生與拓展，均勻分布的銅液在較高溫度下發揮毛細作用填補微裂紋，有利于接頭的力學性能提升。而實際焊接中應適當調控振蕩半徑，過大的振蕩半徑會使得熱輸入進一步降低，熔池的重疊面積更小，混合效果差，這將導致未熔合或分離形成大尺寸銅塊；過小的振蕩半徑則不能明顯發揮振蕩的作用，銅液仍在Marangoni對流的作用下被排擠與熔池邊緣。

圖10 EDS譜圖[38]

綜上所述，電子束焊接的接頭成形機理同激光焊接接頭存在著相似處，銅側熱影響區組織都因熱輸入而粗化，這決定了銅側為失效破環的發源區。電子束焊接同樣可以通過控制偏移量，實現熔合比的精確控制，當電子束偏移到鋼側時，熔池中存在富Fe島，在較高的冷卻速度與Marangoni對流作用下，將形成細小的胞狀組織，偏移到銅側則表現為細小的等軸晶，機理與激光焊接相同。通過振蕩電子束，可以防止銅/鋼液相分離，得到均勻混合的熔池，改善偏析、微裂紋等缺陷。

3 釬焊

釬焊加熱溫度低、接頭變形量小且界面光滑，可以實現異種材料的連接。通過選用合適的釬料，可以實現銅/鋼的異種金屬連接。目前主要使用銀基釬料實現銅/鋼釬焊，下文將作進一步討論。

對于銀基釬料，其熔點低、潤濕性好、屬于硬釬料，尤其在銅上具備良好的潤濕性與流動性。在釬焊過程中，一個明顯的特征是釬料向銅一側滲透。Fukikoshi等學者[43]使用BAg8釬料對銅/鋼進行連接，發現鋼中Ni元素通過BAg8熔液向銅側滲透，認為：這是由于不銹鋼中Ni向液相釬料擴散的結果。同時在銅側觀察到了晶界被釬料侵蝕的現象，如圖11[43]所示。Nishi等學者[44]提出：這是由于液態金屬在Cu中過飽和的結果。Gabbay等學者[45]與Dirnfeld等學者[46]的研究表明：BAg8液態釬料的滲透行為并不會損傷銅的晶界，因此，不會給接頭的力學性能帶來負面影響。

圖11 使用BAg8和低含銀釬料釬焊Cu/SUS304管接頭的元素分布[43]

在釬焊接頭的成形過程中，除了釬料的滲透行為，Fe元素與Cu元素也將發生擴散。Bhogendro Meitei等學者[47]在界面處發現了FeCu4與Cu（Fe2O4）（圖12[47]），同摩擦焊接頭成形過程相同，FeCu4與Cu（Fe2O4）等化合物的形成被認為是Fe/Cu的元素擴散導致，局部的擴散導致了銅側出現更多硬質相，銅側顯微硬度上升，而鋼一側也因發生了再結晶而晶粒細化，硬度同樣有所上升。根據Hume-Rothery規則，Cu與Fe因晶格結構的不同不能形成固溶體，而在Bhogendro Meitei等學者[47]的研究中，材料在釬焊過程中超過其臨界轉變溫度，Fe由BCC轉變為FCC結構，在存在元素擴散的條件下，將形成Fe和Cu的固溶體。因此，銅/鋼釬焊接頭的力學性能由再結晶和元素擴散作用所共同決定，通過圖13[47]可以看到，接頭的硬度在銅側與鋼（MS）側均相比母材都有一定程度的提升，這是由于硬質相及固溶體對于銅側起到了強化作用，鋼側則是由于發生了再結晶，以細晶強化提升了顯微硬度，拉伸試驗的破壞位置為界面處。

圖12 2.5 kg載荷及2種不同電流下銅-低碳鋼焊接試樣的XRD結果[47]

圖13 Cu-MS感應釬焊試樣的顯微硬度分布[47]

為了進一步提高銀基釬料的潤濕性與釬焊接頭的強度，部分報導在釬料中加入Ni元素。Kumar等學者[48]與Zhuang等學者[49]的研究表明：加入Ni元素的銀基釬料具備更好的潤濕性，加入Ni的銀基釬料潤濕角明顯減小。除此之外，Ni元素還有助于提升接頭的力學性能。根據Shi等學者[50]的研究：加入Ni元素后，接頭組織為α-Cu，β-Ag，α-Fe，其中，Ni元素可以提升α-Cu與β-Ag的硬度，進而提升接頭的性能。關于Ni的強化機制，一般認為Ni誘使了α-Cu與β-Ag的形成且通過固溶提升了α-Cu的強度；Ni與Cu同屬FCC晶格結構，彼此的親和性高，在釬焊過程中Ni將由釬料向銅側擴散，銅界面的Ni將誘使α-Cu形核，由于Ni和Cu之間具有無限的固溶性，隨著Cu基體溶解的進展，界面處將積累更多的α-Cu，形成α-Cu層，相比于銅母材具備更高的硬度，界面處的α-Cu含Ni量最高，固溶強化越明顯，因此其硬度值最大。釬料中剩余的Ag，Cu等元素也將在接頭中部形成β-Ag，β-Ag也具備較高的硬度，對接頭同樣起到了強化作用，其強化機制與納米壓痕試驗的結果如圖14[50]所示。

圖14 釬焊工藝示意圖[50]

綜上所述，得益于銀更低的熔點與對銅較好的潤濕性，使用銀基釬料進行釬焊可以實現銅/鋼的釬焊連接。釬料對于銅一側的滲透行為不會造成因晶界損傷而導致的力學性能負面影響，釬焊過程中鋼側再結晶與元素的擴散行為使得銅/鋼兩側的接頭部分顯微硬度都得到了提升，界面為拉伸破壞的薄弱位置。部分報導在銀基釬料中加入了Ni元素，進一步提升了釬料的潤濕性，并通過誘導產生了α-Cu層，且提升了α-Cu層的硬度，進一步強化了接頭的力學性能。

4 熔釬焊

熔釬焊具備熔化焊與釬焊的特性，可以通過控制填充金屬或熱輸入位置來控制銅、鋼的熔化量，熔釬焊示意圖如圖15[51]所示。由于銅自身具備良好的潤濕性，可以控制銅為熔化的主體，在不填充其他金屬的情況下實現熔釬焊，部分研究則控制鋼為熔化的主體，以防止銅過多熔化產生的滲透裂紋。

圖15 銅/不銹鋼異種激光熔釬焊原理圖[51]

討論選擇銅一側熔化的熔釬焊接頭，根據Chen等學者[51]的研究，在選擇銅側輸入熱時銅/鋼的熔釬焊接頭為全部的Cu相構成，且接頭的晶粒尺寸明顯增加，但組織均質、致密且無微裂紋萌生，銅一側的熱影響區由于發生了退火效應，組織明顯軟化。鋼一側的熱輸入較小，不發生熔化，釬焊界面十分平滑。隨著熱輸入的增加，鋼側熔化量逐漸增加，釬焊界面也表現得更為粗糙，Fe，Cu元素發生擴散，在接頭組織中觀察到了明顯得富Fe顆粒，這與前文中描述的熔化焊接頭特點相似。繼續增加熱輸入，在接頭轉變為完全的熔化焊接頭前，富Fe顆粒的數量明顯增加，其通過促進非均勻形核細化接頭組織，但觀察到的顯微微裂紋數量明顯激增，不同熱輸入下接頭的組織如圖16[52]所示。

圖16 焊縫鋼界面處的光學金相觀察[52]

對于微裂紋的形成機理，Cheng等學者[52]發現裂紋均于銅和鋼的接觸位置萌生，如界面與富Fe顆粒、島、半島附近。Cheng等學者[52]認為：這是由于銅和鋼的熱脹系數差異所導致的，隨著熱輸入的增加，富Fe顆粒的尺寸也逐漸增加，在冷卻過程中其與銅的變形程度有很大的差異，因此接觸位置存在著較大的殘余應力，誘發微裂紋，如圖17[52]所示。為了防止微裂紋的萌生，部分學者提出可以減少銅的熔化量，以防止滲透裂紋的萌生，同時少量的熔銅還可以發揮毛細作用填補顯微裂紋[53 - 54]，而熔釬焊則可以控制鋼側熔化而實現。

圖17 焊縫區域的SEM圖像[52]

對于選擇鋼一側進行熔化的熔釬焊，其接頭的明顯特征為銅側存在粗糙界面，根據Chen等學者[51]的研究：即使選擇鋼側作為熱輸入的位置，銅一側也會產生一定的軟化，在熔池強烈的攪動影響下，銅一側便形成粗糙的釬焊接頭。Chen等學者[51]認為粗糙界面實現了更強的機械互鎖，有利于提升接頭的抗剪性能。除此之外，釬焊界面附近形成了局部的冶金結合，Jiang等學者[55]的研究表明：固態的銅與鋼液之間存在互擴散；在Chen等學者[51]、Zhang等學者[54]的研究中也觀察到了界面附近的元素擴散。冶金結合與界面形貌（圖18[51]）共同決定了熔釬焊接頭的力學性能。

圖18 不銹鋼/銅異種合金的連接方式及銅/鋼界面附近元素的擴散[51]

總的來說，熔釬焊結合了熔化焊與釬焊的特點，選擇任意一側熔化所得到的熔釬焊接頭熱影響區均發生一定程度的軟化，這一點與銅/鋼的熔化焊相似。當選擇銅側形成熔化焊接頭時，鋼側形成平滑的釬焊界面，鋼側組織基本不受影響，接頭以銅為主體，存在富Fe顆粒，雖然促進了非均勻形核，但誘使微裂紋形成。當選擇鋼側熔化時，避免了微裂紋與滲透裂紋的形成，釬焊側界面表現為粗糙的界面形貌，且由于元素的擴散實現了局部的冶金結合。

5 固相焊

固相焊指材料在壓力等外界作用下，通過擴散、再結晶等方式實現固態下連接，得到可靠接頭的方式。對于銅/鋼異種金屬的連接，擴散焊、爆炸焊、摩擦焊與攪拌摩擦焊均能得到可靠的接頭，擴散焊在不發生熔化的情況下實現冶金結合，其特點是存在一反應層；其他固相焊方法都依賴塑性變形實現異種金屬的連接，在強烈塑性變形的主導下，晶粒得到細化，其組織與力學性能表現為加工硬化與再結晶軟化相互競爭的結果，與熔化焊相同的是，銅側熱影響區均為接頭的薄弱位置。但固相焊的界面行為與組織演變更為復雜。下文將進一步論述不同固相焊接方法下，接頭的成形機理與組織性能特點。

5.1 擴散焊

擴散焊接指待連接件相互接觸，接觸部位在溫度與壓力的作用下產生局部塑性變形，界面處形成一層擴散層以實現可靠連接的焊接方式。擴散焊過程中，連接材料產生的塑性變形量小，也不依賴材料塑性變形所帶來的機械互鎖。相比與釬焊，擴散焊接頭的元素擴散行為更明顯，不依賴釬料也可以實現材料的連接，但為了實現更為可靠的連接，并盡可能減少接頭的金屬間化合物，一般也采用夾層金屬實現銅/鋼的擴散焊連接。下文將討論銅/鋼擴散焊接頭的成形機理與不同中間層對于組織及性能的影響。

部分學者采用了Ni中間層實現了銅/鋼擴散焊接，在釬焊一節的討論中了解到，Ni元素與Cu元素可以無限互溶形成固溶體，除此之外，Ni元素與Fe元素也有較好的相容性，根據Batra等學者[56]及Kamat等學者[57]的研究表明：Ni在與Cu，Fe的擴散焊接過程中并不形成金屬間化合物，這決定了Ni是理想的中間層選擇。使用Ni作為中間層的銅/鋼擴散焊接頭的代表性特征是：兩側界面均存在的Kirkendall空洞、界面存在的波紋形貌及接頭存在的過渡區域[58 - 60]。

對于Kirkendall空洞的形成， Sabetghadam等學者[58 - 59]認為：由于原子的擴散速度不同，導致界面處的元素流量不同，因此，在銅與鋼側的近界面附近形成Kirkendall空洞。Kirkendall空洞破壞了界面的連續性，降低了接頭的力學性能。而界面的波紋形貌則被認為是材料塑性變形的結果，Chen等學者[61]指出：在雙金屬擴散焊接過程中，熔點更低、質更軟的一側將產生更多的塑性變形，且塑性變形發生在表面位置，在Sabetghadam等學者[58]的研究中也可以發現：銅在Cu-Ni界面受到了擠壓，鎳在Ni-不銹鋼界面受到了擠壓，這導致了波狀界面的形成。在波狀界面形成的過程中，被擠壓的塑性金屬將填補Kirkendall空洞，改善接頭的力學性能，Kirkendall空洞與波狀界面如圖19[59]所示。

圖19 擴散焊接頭SEM-BSE圖像[59]

對于擴散過渡區的形成，大多報導表明過渡層由固溶區域及反應層構成[58 - 59]。固溶區域靠近銅側，對于固溶區域的形成，在近銅側，Cu與Ni二者無限互溶，形成α(Ni-Cu)固溶體。而在近鋼側Fe，Cr，Ni將形成固溶體（γ-Fe，Ni）與金屬間化合物FeNi3與σ(Fe，Ni，Cr)，隨著溫度的升高，過渡區域尺寸增大，會形成更多的脆性相，降低接頭的力學性能，不同溫度下XRD的分析結果如圖20[59]所示。因此，需要控制擴散溫度，合適的溫度選擇可以獲得更強的原子鍵合、利用塑性變形填充Kirkendall空洞且控制了過渡層的尺寸。

圖20 接頭XRD結果[59]

除了應用Ni中間層，部分研究中選用Ag作為中間層。根據Ekrami等學者[62]的研究：Ag同樣會同Cu形成固溶體，且Ag的擴散速度與Cu/Fe更為接近，選用Ag作為中間層比Ni作為中間層得到的擴散焊接頭的Kirkendall空洞更少。部分研究選用高熵合金作為中間層，根據丁文等學者[63]的研究：使用CoCrFeMnNi高熵合金作為中間層，利用了高熵合金的高熵效應與遲滯擴散效應，使得高熵合金中原子的擴散速度下降，得到了全部的FCC固溶體，接頭沒有金屬間化合物形成。一些報道中提出使用Cu-Mn合金作為中間層同樣可避免金屬間化合物的負面影響，Yu等學者[64]的研究表明：Mn元素通過取代共價鍵的方式，降低了位錯運動的阻力，因此提升了所形成金屬間化合物的塑性，進而改善了接頭的力學性能。

總的來看，得到可靠銅/鋼擴散焊接頭的關鍵是減少Kirkendall空洞與金屬間化合物的生成。通過選擇適當的焊接工藝參數，可以利用質軟側材料的塑性變形填充Kirkendall空洞、通過減小過渡層尺寸來防止脆性金屬間化合物生成。合適的中間層選擇也至關重要，相比于常用的Ni中間層，Ag層、高熵合金層、Cu-Mn合金層被證明更好的調控了接頭的組織及其力學性能。

5.2 爆炸焊

爆炸焊接（Explosive welding, EW）屬固相連接技術（圖21[65]）。爆炸焊接在被焊材料的選擇上有著很大的靈活性，幾乎可以實現任何尺寸的異種金屬連接，得到的復合板材后處理條件較好，同時可以發揮不同組成材料的優勢。傳統的熔化焊方式中由于銅的高導熱性，銅板的熔化常滯后于鋼板，且銅與鐵的溶解度極限較小，容易出現未熔合、孔隙等缺陷，難以得到可靠的冶金連接，爆炸焊作為一種固相連接技術，有效解決了銅/鋼焊接的上述問題，對于銅/鋼異種金屬焊接具有優勢。

圖21 爆炸焊接原理圖[65]

銅/鋼爆炸焊接的一個顯著特征是在界面處存在波狀形貌，如圖22[65]所示，由于高速碰撞產生的強烈塑性變形使材料在界面處表現出流體般的特性，使其呈現漩渦所構成的波浪，在波浪的波峰和波谷處出現局部的熔融區。波狀界面對于界面性能有著很大的影響，在漩渦不明顯時，結合面呈現為直線結合，易出現未焊透等缺陷，接頭質量不穩定；在漩渦區域過大時，局部熔化區占比較大，形成熔化帶，結合面呈現為連續熔化結合，存在大量的縮孔等缺陷；而波形結合更加穩定，納米壓痕測試與誘導拉伸試驗的結果也表明，波形結合的界面處性能優異[66 - 68]。

圖22 接頭波形界面的微觀結構[65]

為了進一步解釋波形界面對于銅/鋼爆炸焊接頭的性能影響，首先需要討論界面處漩渦區與局部熔化區的形成機理。對于漩渦區域的形成，Yang等學者[69]通過SPH模擬與微觀組織分析，將其形成解釋為覆板射流在與基板的碰撞效應，射流在沖擊基板后發生剪切失穩引發圓形運動，其引發的類圓形運動配合其他峰的擠壓作用，最終形成波狀形貌的漩渦區，漩渦區中可以觀察到部分卷入的破碎鋼顆粒[70 - 71]。Song等學者[72]及Gloc等學者[73]的研究結論進一步解釋了局部熔化區的形成，在形成波狀界面后，Cu板所釋放的動能，通過摩擦與剪切變形產生強烈塑性變形最終使得界面處溫度升高，導致局部熔化區的形成。Bataev等學者[74]及Chu等學者[75]通過溫度場模擬也證明在漩渦區局部區域溫度會超過兩種材料的熔點，進而形成熔化區，這也與Yang等學者得到的熱力學行為相符合，如圖23[69]所示。Zhang等學者[65]對熔化區進行組織與成分分析，發現Cu和Fe只會在液相中無限互溶且在低溫下不會形成金屬間化合物，因此在漩渦熔化區元素呈現均勻分布，Cu和Fe元素以團簇形式阻礙晶粒長大，納米級晶粒填充了熔化區。誘導拉伸試驗的結果表明：銅/鋼結合界面的強度遠遠高于銅側。界面區的強度機制可由Blazynski[67]、Song等學者[72]、Bataev等學者[74]及Liu等學者[76]的研究結果解釋為：Cu，Fe的固溶強化、細晶強化與納米級晶粒對位錯運動的阻礙共同決定了界面的高強度。

圖23 EWMF過程中Cu/Fe界面的熱力學行為[69]

界面缺陷是影響接頭力學性能的重要因素之一，在實際生產中可通過控制焊接參數來控制波狀界面的程度，防止未焊透與過熔等缺陷，Durgutlu等學者[77]研究了不同參數對于波狀界面的影響，得出裝藥比越大，波狀界面越明顯的結論；Acarer等學者[66]提出了確定可焊性窗口的方法，可以通過控制爆炸速度與碰撞角來得到可靠的波狀界面。

除了界面區域，銅與鋼側近界面區域也是影響接頭力學性能的主要區域在爆炸焊接的極端熱力學條件下，較大的塑性變形使得位錯與孿晶密度上升，材料發生加工硬化[78]；而高溫又使得回復再結晶同時發生，新生的無畸變等軸晶又使得材料發生軟化。因此，該區域的性能取決于硬化與軟化的復雜競爭過程。

討論材料的硬化過程，根據Zhang等學者[65]的試驗結果，材料硬度隨著到界面的距離增加而減小。可以通過元素擴散與塑性變形兩個角度去解釋這一現象，元素擴散速度的不同將使得接頭處產生濃度梯度，其被認為影響了固溶強化的程度。Zhang等學者[65]發現槽區元素呈現均勻分布，而過渡區元素含量呈明顯的梯度變化，鋼一側的銅元素含量隨界面距離的增加而減少，Nassiri等學者[79]將這一現象解釋為由塑性變形程度導致的元素的擴散速度差異，塑性變形量與晶粒分布如圖24[69]所示。越是遠離界面，其塑性變形量更小，元素的擴散速度也更慢，這將導致在距離界面越遠的位置，固溶強化的程度與加工硬化的效果越弱。從塑性變形的角度來看，Kahraman等學者[80]通過控制動態參數，證明可以增加碰撞速度通過增大塑性變形量來增大加工硬化層。隨著到界面距離的增加，位錯與孿晶的密度也不斷下降，加工硬化效果更弱[81]。

圖24 溫度、塑性應變及晶粒分布[69]

對于材料的軟化過程，一般認為是無畸變的等軸晶平衡了材料的性能，在近界面的鋼一側，晶粒均表現為等軸晶粒[82]，然而，但銅側相較于鋼側晶粒尺寸更大，且存在彎曲的柱狀晶，這常導致銅側是焊接接頭的薄弱處，圖25[69]為銅/鋼接頭晶粒的EBSD分析。Yang等學者[69]將銅側的彎曲柱狀晶形成解釋為爆炸焊產生的高溫與劇烈塑性變形下回復與再結晶的產物，受制于較大的溫度梯度，鋼側新形成的無畸變晶粒生長受抑制，而銅的導熱系數更高，晶粒容易垂直于溫度梯度形成柱狀晶，在波狀界面的形成過程中，柱狀晶粒在剩余動能的作用下進一步偏轉和拉長，形成彎曲晶粒。Paul等學者[78]通過對Cu/不銹鋼界面進行分析，在近界面的Cu/不銹鋼側也發現了呈條帶狀分布的局部應變，近母材處的塑性變形同樣需要適應漩渦的形成，也解釋了銅側彎曲柱狀晶粒的形成。

圖25 特定區域OM圖及結合晶體方向的EBSD圖[69]

綜上所述，對于爆炸焊，其通過劇烈的塑性變形形成可靠的焊接接頭，在爆炸焊接過程中，界面處將有部分材料超過其熔點，形成局部熔化區，接頭的組織性能為加工硬化與再結晶軟化的競爭過程，無畸變的晶粒平衡了材料的性能，而銅側為粗大的彎曲柱狀晶，其不利于接頭的力學性能。在實際生產中為了進一步提升接頭性能，防止彎曲晶粒對接頭性能產生過多負面影響，銅層的應用厚度至關重要，為了得到更為細小的等軸晶，需要根據實際情況選擇銅板厚度，使其在散熱和熱量積累之間維持最佳平衡[83 - 84]。

5.3 摩擦焊

摩擦焊同屬于固相焊，其對金屬條、管等工件的焊接具備優勢，圖26[85 - 86]為銅/鋼的摩擦焊示意圖。摩擦焊同攪拌摩擦焊相同，依賴摩擦熱產生的塑性變形完成連接，從接頭成形機理上看存在相似處，但由于摩擦方式不同，其組織與性能仍存在較大的差異。

圖26 摩擦焊方法示意圖

摩擦方式的差異所決定摩擦焊同攪拌摩擦焊的不同點在于：雖然2種焊接方式都依靠摩擦產生材料的塑性變形，但摩擦焊在進行異種金屬連接時，塑性變形量被更多分配到了質軟的一側，這進一步影響了接頭的組織與性能。根據Teker[85]的研究：在銅/鋼焊接過程中，鋼側的變形程度很小，而銅側變形程度很大，出現了大量的飛邊，其接頭如圖27[85]所示。根據Teker[85]對顯微組織的進一步研究發現：銅側熱影響區尺寸明顯大于鋼側熱影響區的尺寸，且銅側的組織演變也更為復雜，鋼側組織為奧氏體、鐵素體條帶，部分晶粒經過了再結晶向軋制方向伸長。

圖27 摩擦焊接接頭的宏觀形貌及截面外觀[85]

首先討論接頭的組織演變。對于銅側，Vyas等學者[87]的研究表明：銅側近界面處由于強烈的塑性變形與高溫發生了完全的動態再結晶，熱機影響區的再結晶不完全，熱影響區的晶粒粗化，接頭組織都為熱機共同影響的結果。繼續討論鋼側的組織演變，Teker[85]、Vyas等學者[87]、Wang等學者[88]均發現了再接頭的鋼側存在板條馬氏體組織。Wang等學者[88]認為：馬氏體的形成是由于鋼側存在一個淬火區域，焊接的臨界冷卻速度很快，其達到臨界淬火速度相同，因此形成了馬氏體組織。鋼側的薄板條狀馬氏體對硬度提升起了主要作用，其與銅側的完全再結晶區共同增強了接頭的結合與性能。

摩擦焊接頭的另一特點是界面處存在一反應薄層[88 - 89]，通過圖28[87]的接頭微觀組織可以看到在靠近銅側存在深色的反應層，Vyas等學者[87]認為：反應層由IMCs或金屬氧化物構成，其與鋼結合效果較差，因此不利于接頭性能，通過增大摩擦時間，氧化物被壓至兩側，在后處理中可以與飛邊一同去除。對于反應層的形成機理，Wang等學者[88]認為：反應層與Cu/Fe的元素擴散相關，在摩擦焊的熱機作用下，Cu/Fe元素及其他元素將進行原子間擴散，并在反應層中形成新相（如FeCu4，Cu9Si），Wang等學者[88]指出：雖然某些新相顯微硬度值很高，但不會影響界面處的平均顯微硬度，反而影響了界面的連續接合。對于反應層出現的位置，Shanjeevi等學者[89]提出：Cu元素的擴散速度是慢于Fe元素的，因此界面出現在銅側。上述特點使得摩擦焊接頭不同于其他焊接方式得到的接頭，其斷裂位置沒有發生于銅側的熱影響區，而是于界面處破環，斷裂方式也非韌性斷裂，為脆性斷裂。

圖28 SS304L母材、Cu母材及Cu-SS304L界面[87]

為了改善反應層對摩擦焊接頭性能帶來的負面影響，提升接頭的力學性能，部分報道指出：可以適當提高摩擦時間，一方面可以利用飛邊一同清除氧化物及IMCs的反應層，一方面促進接頭界面處的材料混合。根據Vyas等學者[87]的研究：當摩擦時間增大到一定程度時，界面出現了波紋形貌，這反應了塑性變形材料的充分混和，反應層的尺寸也明顯的減少，如圖29[87]所示。在較高時間下所得的接頭抗拉強度明顯提升，其斷裂位置也轉變為銅側的熱影響區，為韌性斷裂。

圖29 Cu-SS304L焊接接頭反應層的顯微組織[87]

總的來說，摩擦焊作為一種固相焊方法，接頭依賴塑性變形實現材料的連接。接頭銅側由于較軟的質地，塑性變形量明顯大于鋼側。而鋼側存在淬火區，板條狀馬氏體提升了接頭的顯微硬度，與銅側的完全再結晶區共同實現了良好的冶金結合。在銅一側存在由元素擴展形成的反應層，其破壞了界面的連續性，容易成為破壞的薄弱位置，可以通過增大摩擦時間的方式以減小反應層尺寸，提升接頭的力學性能。

5.4 攪拌摩擦焊

攪拌摩擦焊（Friction stir welding, FSW）屬于固相連接技術，其原理如圖30[90]所示。攪拌摩擦焊作為一種固相連接技術，很好的解決了銅合金焊接過程中的難熔問題，相比于擴散焊，其不存在反應層；適應范圍相比于爆炸焊更為廣泛，可被應用于殼體、主體結構件及復合板焊接等領域，不同于爆炸焊的極端熱力學行為，攪拌摩擦焊接頭殘余應力與變形更小；從接頭組織與性能的角度來看，其與摩擦焊接頭也存在相似處，但由于塑性變形不通過材料的直接摩擦實現，攪拌摩擦焊接頭不存在反應層。

圖30 銅/鋼攪拌摩擦焊原理圖[90]

銅/鋼攪拌摩擦焊接接頭可以分為4個區域：焊核區（WNZ）、熱力影響區（TMAZ）、熱影響區（HAZ）、母材（BM），如圖31[91]所示。其中焊核區受到了劇烈的塑性變形，發生完全的動態再結晶；熱力影響區臨近焊核區，塑性變形量相對較少，因此只發生了部分動態再結晶；熱影響區沒有受到攪拌頭的機械作用，在摩擦熱的影響下，晶粒有著增大的趨勢。

圖31 典型攪拌摩擦焊接頭橫截面[91]

對于銅/鋼攪拌摩擦焊的接頭組織與性能，顯微硬度的結果表明：焊核區的硬度最高，在銅側與鋼側的熱影響區與熱力影響區硬度開始下降，但銅側的硬度在熱影響區與熱機影響區下降程度并不明顯，兩側的母材的硬度均僅次于焊核區，顯微硬度曲線如圖32[90]所示。首先討論焊核區的組織與性能，焊核區高硬度的原因可以同爆炸焊波狀界面高硬度的機理來解釋，Imani等學者[92]和Shokri等學者[93]認為：焊核區的高硬度來源于較小的晶粒度，在強烈塑性變形所主導的動態再結晶下，焊核區的晶粒組織更細，晶界的密度也更高，強度滿足Hall-Petch公式。

圖32 焊縫截面下1 mm處的顯微硬度分布[90]

對于銅側的力學性能與組織特點，在Wang等學者[90]和Imani等學者[92]的研究中，均在TMAZ區發現了破碎的鋼顆粒，其被認為發揮了增強顆粒的作用，提升TMAZ區硬度。同時，Shen等學者[94]發現：銅的熱力影響區晶粒度是小于母材的，但是其強度更低，這一現象并不能用上述的強度機制來解釋。對于銅側TMAZ的這一硬度特點，Sun等學者[95]指出：在TMAZ區再結晶是不完全的，回復退火效應比細晶強化的影響更大；TMAZ內小角度晶界的密度上升，其推測這是TMAZ發生回復所導致的，回復過程中部分位錯胞變為亞晶，使得晶界角度減小。這一區域觀察到的高密度孿晶也與Islamgaliev等學者[96]和Wang等學者[97]的研究相符合。高密度孿晶作為回復的產物，更容易在其附近形成低位錯密度區，位錯的纏結都發生于非孿晶結構的晶粒中，如圖33[95]所示，這將導致材料屈服強度的降低。同時，銅側晶粒受塑性應變的影響，配合應變發生彎曲，與爆炸焊銅側近界面處的特征一致，彎曲的晶粒進一步降低了屈服強度[98]，即使是在近焊核區銅晶粒被細化到納米級別，其尺寸也只是略低于母材，不會明顯提升力學性能[99]。

圖33 TMAZ的TEM圖像[95]

進一步討論鋼側的組織與性能，Wang等學者[90]與Shen等學者[94]的研究中都表明：銅側晶粒比鋼側更粗，如圖34[90]所示，這一點同樣與爆炸焊接接頭的晶粒特征相同，但攪拌摩擦焊鋼側的結晶行為更為復雜。首先，多項研究普遍認為鋼中晶粒的大小與σ相的產生有關，σ相是一種脆性的富Cr相，其阻礙了鋼晶粒的長大，同時降低鋼的耐蝕性與斷裂強度[100 - 101]。Chen等學者[102]與Duprez等學者[103]解釋了σ相的產生原理，Cr元素的擴散速度在奧氏體中更大，在共析反應過程中相先于鐵素體中析出。Shokri等學者[104]進行了銅/鋼焊接過程中的熱力學計算，也證明了σ相層在鋼側的產生，其通過抑制鐵素體長大來阻礙鋼側晶粒的生長。除了σ相產生的阻礙作用，Jafari等學者[105]從能量的角度解釋了銅、鋼晶粒尺寸差異的原因，認為晶粒度依賴于Zener-Hollomon參數，在應變速率、溫度、反應時間等參數相同的情況下，活化能決定了晶粒尺寸，銅的活化能更大，因此銅側晶粒長大速率更大。

圖34 鋼和銅母材OM圖及鋼/銅界面EBSD圖[90]

總的來看，攪拌摩擦焊與爆炸焊、摩擦焊相似，同樣依靠塑性變形實現銅/鋼連接，其接頭力學性能同樣為軟化與硬化競爭的結果，不同于爆炸焊的接頭性能特征，攪拌摩擦焊接頭銅側的熱機影響區晶粒度小于母材且強度更低，其回復退火效應更為明顯。而鋼側的結晶行為也更為復雜，為σ相與活化能的共同作用結果；而與摩擦焊相比其也不存在反應層。在實際的銅/鋼攪拌摩擦焊中，考慮到銅的高導熱率，需要增大熱輸入，可以采用高轉速、低焊接速度的工藝[106]。但在工藝參數的選擇上，為了得到更細的晶粒組織，可以根據待焊工件的實際情況適當降低轉速，但要防止低轉速帶來的焊接缺陷[107 - 108]。

6 結束語

（1）對于熔化焊，傳統電弧焊即使可以通過控制填絲金屬的成分防止偏析與缺陷，但其接頭力學性能仍然不好，未來可以通過開發新工藝、新填絲材料的方式進一步提升銅/鋼傳統熔化焊接頭的性能；激光焊接應用于銅/鋼焊接起步較晚，對于激光偏移量的研究尚不完善，多數研究只能大體確定最佳偏移量所在的范圍，未來應作更深入研究；電子束焊接的接頭成形機理與激光焊十分相似，可以通過振蕩電子束的方式得到更為均勻的接頭，同樣需要對電子束的偏移量與振蕩半徑作進一步的研究。

（2）對于釬焊，銅/鋼釬焊可通過不同釬料的選擇得到可靠的釬焊接頭，但由于銅合金較低的熔點，實際釬料的選擇空間較小，大多采用高成本的銀、金基釬料，未來可以探索其他釬料，降低銅/鋼釬焊的成本。

（3）對于熔釬焊，其接頭同時具備了熔化與釬焊的特性，選擇銅側熔化可以得到更為均勻的接頭，但目前的研究中接頭均出現了明顯的晶粒粗化，未來可以嘗試新方法細化接頭組織。選擇鋼側熔化界面表現粗糙形貌，存在局部的冶金結合，但目前對于熔釬焊的冶金結合研究較少，大多數研究只觀察到了元素擴散現象，未來可以作進一步的研究。

（4）對于固相焊，銅/鋼擴散焊同釬焊需要中間層輔助，除了常用的Ni合金中間層，部分已有多種中間層的選擇（如高熵合金、Cu-Mn合金等），但研究內容較少，關于其如何減少金屬間化合物生成的機理尚不明確，未來可以進一步深入討論；爆炸焊接頭的薄弱處為近銅側，但目前關于銅側彎曲粗晶的控制研究仍然較少，需要進一步對銅層的應用厚度作更多討論，波狀界面附近存在的過渡區域研究也尚處空白，未來可以繼續探討過渡區的組織與性能影響，進而控制爆炸焊的界面缺陷；摩擦焊接頭存在含有大量的脆性金屬間化合物的反應層，其對接頭的力學性能產生了很大的負面影響，目前的研究大多通過控制摩擦時間減小反應層厚度，但不能完全克服，未來可探索其他方式以控制反應層的對接頭的性能影響；對于攪拌摩擦焊，目前對于銅/鋼攪拌摩擦焊的研究大多討論工藝參數的影響，且得到的工藝窗口狹窄，對于其結晶行為的研究相對較少，未來應對結晶行為作進一度研究，擴大工藝窗口。