尹玉環(huán)，曾才有，高焓，張鐵民，齊鉑金，從保強(qiáng)

(1.上海航天設(shè)備制造總廠有限公司,上海,200240；2.北京航空航天大學(xué),北京,100191；3.北京衛(wèi)星制造廠有限公司,北京,100190)

0 序言

2219 鋁合金作為重要的輕量化結(jié)構(gòu)材料廣泛應(yīng)用于運(yùn)載火箭貯箱等關(guān)鍵構(gòu)件.焊接是鋁合金航空航天構(gòu)件成形制造的必要工序，焊縫質(zhì)量直接關(guān)系到鋁合金構(gòu)件的服役可靠性.變極性鎢極氬弧焊 (variable polarity tungsten inert gas welding,VPTIG)因其工藝適應(yīng)性好等優(yōu)點(diǎn)，目前是2219 鋁合金焊接生產(chǎn)的主流工藝.隨著焊接電源技術(shù)的不斷發(fā)展，有研究人員在常規(guī)VPTIG 基礎(chǔ)上引入高頻(≥20 kHz)脈沖電流，創(chuàng)新性地提出了雙頻復(fù)合脈沖變極性氬弧焊接工藝(double-pulsed variable polarity tungsten inert gas welding,DP-VPTIG)[1].研究表明，20 kHz 以上高頻脈沖電流的引入可增強(qiáng)電弧力和挺度，增大焊縫熔深、增強(qiáng)熔池流動(dòng)，促進(jìn)焊縫組織細(xì)化，加速熔池氣體逸出，進(jìn)一步提升接頭性能[2-3].

盡管VPTIG 工藝已獲得顯著進(jìn)步，但2219 鋁合金熔化焊接頭強(qiáng)度系數(shù)和斷后伸長(zhǎng)率仍普遍較低，對(duì)接頭進(jìn)行強(qiáng)塑化處理具有重要的工程應(yīng)用價(jià)值.焊后熱處理是調(diào)控接頭顯微組織和力學(xué)性能的重要手段.目前針對(duì)2219 鋁合金電弧焊接頭熱處理優(yōu)化的研究報(bào)道相對(duì)較少.由于含有約6%Cu 元素，2219 鋁合金可通過不同的時(shí)效處理在Al 基體中引入多種沉淀析出相(GP，θ″，θ′，θ)，進(jìn)而獲得不同程度的析出強(qiáng)化效果[4].Ding 等人[5]研究發(fā)現(xiàn)固溶時(shí)效處理能對(duì)2219 鋁合金弧焊接頭抗拉強(qiáng)度和疲勞強(qiáng)度具有一定的提升作用，較焊態(tài)分別提高43%和18%.Zhu 等人[6]也報(bào)道了相似的研究結(jié)果，通過固溶時(shí)效處理可使得2219 鋁合金弧焊接頭的抗拉強(qiáng)度提高44%，同時(shí)也能提高接頭的耐腐蝕性能.Lü等人[7]研究了梯度失配對(duì)2219 鋁合金變極性TIG 對(duì)接焊接頭組織和性能的影響.隨著對(duì)接失配程度增加，接頭強(qiáng)度逐漸降低.攪拌摩擦焊接頭組織和性能的影響.隨時(shí)效時(shí)間延長(zhǎng)，接頭強(qiáng)度能顯著提高，但斷后伸長(zhǎng)率有一定降低.周政等人[8]研究了不同氣氛對(duì)2219 合金TIG 焊接頭組織與性能的影響，研究發(fā)現(xiàn)采用氮?dú)獗Ｗo(hù)TIG 焊可減小熱影響區(qū)面積，提高斷后伸長(zhǎng)率和焊縫硬度.綜合上述研究，各種焊后熱處理工藝對(duì)2219 鋁合金接頭性能都能產(chǎn)生顯著影響，但不同熱處理工藝對(duì)接頭性能調(diào)控的微觀組織層面機(jī)理并未詳細(xì)闡明.如何通過優(yōu)化焊后熱處理工藝發(fā)揮材料本征組織-性能特點(diǎn)，實(shí)現(xiàn)焊縫強(qiáng)韌化，對(duì)進(jìn)一步提升焊接質(zhì)量十分關(guān)鍵.

以4 mm 2219-T6 鋁合金雙頻復(fù)合脈沖VPTIG焊接接頭為研究對(duì)象，對(duì)比研究?jī)煞N典型焊后熱處理工藝(直接時(shí)效處理和固溶時(shí)效處理)對(duì)接頭顯微組織演變及力學(xué)性能的影響，探究不同熱處理狀態(tài)接頭變形行為的微觀機(jī)制，為2219 鋁合金電弧焊接接頭熱處理強(qiáng)化策略的優(yōu)化設(shè)計(jì)提供理論參考.

1 試驗(yàn)方法

焊接試件采用2219-T6 鋁合金板材，尺寸規(guī)格為240 mm × 120 mm × 4 mm.焊前對(duì)試件板材進(jìn)行表面油漬去除和酸堿洗表面氧化層去除，焊接方向垂直板材軋制方向.采用1.2 mm ER2319 焊絲作為填充金屬，不開坡口.通過北京航空航天大學(xué)自主研發(fā)的超音頻脈沖電弧焊接系統(tǒng)(HPVP550)完成焊接試驗(yàn)，采用雙頻復(fù)合變極性脈沖方波電流(圖1).具體焊接工藝參數(shù)如表1 所示.

圖1 焊接電流波形示意圖Fig.1 Schematic of welding current wave

表1 焊接工藝參數(shù)Table 1 Welding parameters

研究設(shè)計(jì)了兩組熱處理對(duì)比工藝.根據(jù)相關(guān)研究報(bào)道，2219 鋁合金的峰值時(shí)效溫度為175 ℃，保溫12 h 可獲得較好的析出強(qiáng)化效果[5-6].因此，第一組為直接時(shí)效處理，即將焊接接頭直接在175 ℃保溫12 h 后空冷至室溫.第二組為固溶時(shí)效處理，首先將接頭在535 ℃保溫1 h 后快速水冷至室溫，再將接頭在175 ℃保溫12 h 后空冷至室溫.同時(shí)，將未經(jīng)過熱處理的焊態(tài)接頭作為對(duì)照組.

采用線切割方法切取并制備金相試樣，觀察面磨拋后使用Keller 試劑對(duì)金相試樣進(jìn)行化學(xué)侵蝕，使用ZEISS Scope.A1 型光學(xué)顯微鏡對(duì)接頭進(jìn)行顯微組織表征.微觀組織表征樣品和力學(xué)性能測(cè)試取樣位置和拉伸試樣尺寸如圖2 所示.采用截線法對(duì)平均晶粒尺寸進(jìn)行統(tǒng)計(jì)測(cè)量，每組接頭晶粒測(cè)量數(shù)不少于200 個(gè).采用JEOL JSM 7100F 型場(chǎng)發(fā)射掃描電鏡(scanning electron microscopy,SEM)和FEI Tecnai G2 F20 型透射電鏡(transmission electron microscopy,TEM)對(duì)接頭微觀組織結(jié)構(gòu)進(jìn)行細(xì)致表征.通過Image pro plus(IPP)軟件對(duì)析出相特征尺寸進(jìn)行定量統(tǒng)計(jì)，每組接頭所統(tǒng)計(jì)的析出相粒子數(shù)量不少于100 個(gè).其中，析出相總面積/視域面積百分比即為析出相面積分?jǐn)?shù).使用INNOVATEST FALCON500 型硬度計(jì)對(duì)焊接接頭進(jìn)行顯微維氏硬度測(cè)試，加載載荷1.96 N，加載時(shí)間10 s.在不同熱處理狀態(tài)接頭不同區(qū)域測(cè)試至少10 個(gè)點(diǎn)，統(tǒng)計(jì)硬度平均值作為該區(qū)域硬度.根據(jù)GB/T 2651—2008《焊接接頭拉伸試驗(yàn)方法》標(biāo)準(zhǔn)采用INSTRON 5982 型萬能力學(xué)試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行室溫單軸拉伸試驗(yàn)，拉伸應(yīng)變速率為0.001 s?1.測(cè)試前，銑掉拉伸試樣焊縫處正反面余高.

圖2 取樣位置及樣品尺寸示意圖Fig.2 Schematic of sampling position and sizes of tensile samples.(a) schematic of sampling position;(b) illustration of tensile sample dimension

2 試驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 焊后熱處理對(duì)晶粒形貌的影響

圖3 為不同熱處理狀態(tài)接頭不同區(qū)域的光學(xué)金相組織.從圖3a～圖3c 可以發(fā)現(xiàn)，不同熱處理狀態(tài)2219 鋁合金接頭熱影響區(qū)內(nèi)的α-Al 晶粒皆以等軸晶形態(tài)為主.焊態(tài)α-Al 等軸晶平均直徑為41.7 μm，直接時(shí)效態(tài)平均晶粒尺寸未發(fā)生明顯增大，達(dá)到60.2 μm.與前兩者相比，固溶時(shí)效態(tài)熱影響區(qū)等軸晶更加粗大，平均晶粒尺寸增大至96.4 μm.受熔池凝固界面前沿元素偏聚促進(jìn)異質(zhì)形核的影響，氬弧焊可導(dǎo)致具有細(xì)晶特征的帶狀熔合區(qū)形成，位于熱影響區(qū)和焊縫區(qū)之間，如圖3d～圖3f 所示.直接時(shí)效處理對(duì)熔合區(qū)附近的α-Al 晶粒形態(tài)未造成顯著影響，即熱影響區(qū)為粗等軸晶，熔合區(qū)為細(xì)等軸晶，焊接區(qū)為粗大等軸枝晶且熔合區(qū)細(xì)晶尺寸未發(fā)生明顯變化.但從圖3f 可觀察到，固溶時(shí)效態(tài)接頭熔合區(qū)附近各區(qū)域內(nèi)的α-Al 晶粒都發(fā)生了一定程度的粗化，熔合區(qū)細(xì)晶組織特征未能得到保留.如圖3g 所示，2219 鋁合金氬弧焊接頭焊縫區(qū)主要以粗大的α-Al 等軸枝晶為主，大量的α+θ 共晶組織(圖中黑色相)分布于初生α-Al 枝晶臂之間.直接時(shí)效處理未改變焊縫區(qū)的枝晶形貌特征(圖3h)，但固溶時(shí)效處理導(dǎo)致焊縫區(qū)共晶組織顯著減少，枝晶形態(tài)轉(zhuǎn)變?yōu)榇执笾鶢罹卣?圖3i).由于焊前母材經(jīng)過軋制+T6(固溶+人工時(shí)效)熱處理，因此，母材α-Al 晶粒由大量沿軋制方向排列的拉長(zhǎng)變形晶粒+少量細(xì)小等軸晶構(gòu)成(圖3j)，平均晶粒尺寸為13.4 μm.經(jīng)過直接時(shí)效處理后，拉長(zhǎng)晶粒形貌特征基本保留，晶粒尺寸未發(fā)生顯著變化，平均晶粒尺寸為22.6 μm.但經(jīng)過固溶時(shí)效處理后，母材區(qū)α-Al 晶粒全部轉(zhuǎn)變?yōu)榇执蟮容S晶，平均晶粒尺寸增大至70.1 μm.從晶粒形態(tài)的演變可以推斷，較低的時(shí)效溫度(175 ℃)只能使母材變形晶粒發(fā)生輕微的粗化，而較高的固溶處理溫度(535 ℃)，可顯著促進(jìn)母材晶粒發(fā)生再結(jié)晶和粗化，使得變形晶粒轉(zhuǎn)變?yōu)榇执蟮牡容S晶.

圖3 不同熱處理狀態(tài)接頭不同區(qū)域金相組織Fig.3 Metallography of different regions of the joints under different heat treatment conditions.(a) as-welded HAZ;(b)directly aging-treated HAZ;(c) solution and aging treated HAZ;(d) FZ line of the as-welded joint;(e) FZ line of the directly aging-treated joint;(f) FZ line of the solution and aging treated joint;(g) WS of the as-welded joint;(h) WS of the directly aging-treated joint;(i) WS of the solution and aging treated joint;(j) BM of the as-welded joint;(k) BM of the directly aging-treated joint;(l) BM of the solution and aging treated joint

2.2 焊后熱處理對(duì)第二相的影響

2219 鋁合金主要有兩類常見第二相：一種是在凝固過程中產(chǎn)生的微米尺度共晶組織，由次生α-Al 和θ-Al2Cu 相構(gòu)成[9]，主要呈長(zhǎng)條狀沿初生α-Al 晶界分布，少量分布于初生α-Al 晶粒內(nèi)部；第二種為時(shí)效處理導(dǎo)致的納米尺度富Cu 析出相，如GP，θ″和θ′等亞穩(wěn)時(shí)效析出相，主要分布于α-Al 基體中.通過SEM 可表征不同熱處理狀態(tài)2219 鋁合金接頭焊縫區(qū)共晶組織形貌，如圖4 所示.從圖4a可以看出，焊態(tài)焊縫區(qū)內(nèi)存在大量共晶組織，由次生α-Al(暗色)和θ-Al2Cu 相(亮色)層狀交替構(gòu)成.直接時(shí)效態(tài)焊縫區(qū)內(nèi)的共晶組織相對(duì)焊態(tài)更加分散，單個(gè)共晶組織平均尺寸略微降低，如圖4b 所示.經(jīng)過固溶時(shí)效處理后，焊縫區(qū)內(nèi)共晶組織進(jìn)一步分散，長(zhǎng)條狀共晶組織消失，且共晶組織內(nèi)的θ-Al2Cu 相由層狀轉(zhuǎn)變?yōu)楦?xì)小的短棒狀或球狀，如圖4c 所示.

圖4 不同熱處理狀態(tài)2219 鋁合金接頭焊縫區(qū)掃描電鏡表征結(jié)果Fig.4 SEM characterization of welding seam of the 2219 aluminum alloy joints under different heat treatment conditions.(a) as welded;(b) directly aging treated;(c) solution and aging treated

通過TEM 對(duì)直接時(shí)效態(tài)和固溶時(shí)效態(tài)焊縫區(qū)內(nèi)納米尺度的析出相進(jìn)行觀察，表征結(jié)果如圖5 所示.從圖5a 可以發(fā)現(xiàn)，直接時(shí)效態(tài)焊縫基體中存在低密度粗大θ′-Al2Cu 析出相，并且析出相顆粒分布不均勻.而固溶時(shí)效處理態(tài)焊縫區(qū)內(nèi)存在大量彌散分布的細(xì)小θ″-Al3Cu 析出相，如圖5b 所示.對(duì)兩種不同熱處理接頭焊縫區(qū)內(nèi)共晶組織和時(shí)效析出相顆粒的特征尺寸進(jìn)行定量統(tǒng)計(jì)，結(jié)果如表2 所示.從定量結(jié)果可以發(fā)現(xiàn)，固溶時(shí)效熱處理可導(dǎo)致共晶組織減少和細(xì)化，同時(shí)導(dǎo)致基體內(nèi)析出相尺寸減小且密度增大.

表2 不同熱處理焊縫區(qū)第二相特征尺寸定量統(tǒng)計(jì)結(jié)果Table 2 Characteristic sizes of second phases in the welding seams under different heat treatment conditions

圖5 不同熱處理狀態(tài)焊縫區(qū)透射電鏡表征結(jié)果Fig.5 TEM characterization results of welding seams under different heat treatment conditions.(a)directly aging treated;(b) solution and aging treated

不同熱處理工藝導(dǎo)致的焊縫區(qū)第二相組織演變差異與合金元素?cái)U(kuò)散行為有密切關(guān)系.由于焊縫金屬經(jīng)歷了非平衡快速凝固過程，合金元素未得到充分?jǐn)U散，不僅導(dǎo)致基體存在一定程度的合金元素過飽和，同時(shí)也易造成局部元素偏聚和偏析.在一定高溫下，伴隨著合金元素重新溶于基體，焊縫共晶組織會(huì)發(fā)生回溶；而在較低的溫度下保溫，α-Al 基體中過飽和合金元素將以第二相的形式析出，以上兩個(gè)過程皆需要通過原子的長(zhǎng)程擴(kuò)散來實(shí)現(xiàn).在175 ℃直接時(shí)效過程中，較低的保溫溫度使得原子擴(kuò)散能力有限，富Cu 共晶組織相對(duì)穩(wěn)定，經(jīng)過長(zhǎng)時(shí)間時(shí)效后共晶組織回溶程度較低，焊縫基體元素過飽和程度未得到顯著提升.在時(shí)效過程中，較低的元素過飽和度使得析出形核率和形核密度較低，同時(shí)元素偏聚和偏析相可為析出提供異質(zhì)形核點(diǎn)，導(dǎo)致不均勻析出產(chǎn)生，即處于優(yōu)勢(shì)能態(tài)的第二相晶核將優(yōu)先吸收周圍過飽和原子，進(jìn)而持續(xù)長(zhǎng)大熟化.另外，由于碟盤狀θ′/θ″第二相顆?？梢敫飨虍愋缘墓哺駪?yīng)力場(chǎng)，由于析出相粒子之間的共格應(yīng)力場(chǎng)交互作用，易造成析出相偏聚長(zhǎng)大行為[10-11]，如圖5a 中左側(cè)粗大θ′-Al2Cu 析出相偏聚形貌.綜合以上因素，直接時(shí)效處理最終易造成低密度且分布不均勻的粗大析出相形貌.

與之不同的是，固溶處理溫度(535 ℃)已達(dá)到完全α-Al 單相區(qū)，較高的保溫溫度使得原子擴(kuò)散能力顯著增強(qiáng)，共晶組織中的合金元素回溶于基體中，α-Al 晶內(nèi)基體中合金元素過飽和度顯著增加.固溶處理不僅減少了α-Al 晶界附近共晶組織，同時(shí)能有效消除基體中的元素偏聚和偏析結(jié)構(gòu)，有助于成分均勻化.在相同的時(shí)效條件下，基體中較高的元素過飽和度和較均勻的元素分布導(dǎo)致較大的析出均勻形核率和形核密度，最終獲得較細(xì)小和均勻的第二相析出形貌.

2.3 焊后熱處理對(duì)力學(xué)性能的影響

對(duì)不同焊后熱處理2219 鋁合金接頭各區(qū)域的顯微硬度進(jìn)行測(cè)定，結(jié)果如表3 所示.結(jié)果表明，焊后接頭較母材(base metal,BM)發(fā)生了顯著軟化，熔合區(qū)為接頭強(qiáng)度最大區(qū)域，而熱影響區(qū)(heat affected zone,HAZ)和焊縫區(qū)(weld metal,WM)硬度分別僅為母材硬度的78%和56%.經(jīng)過直接時(shí)效處理后，接頭和母材硬度較焊態(tài)對(duì)應(yīng)區(qū)域硬度略微升高，尤其是熔合區(qū)硬度升高顯著，與母材硬度相當(dāng).但是，熱影響區(qū)和焊縫區(qū)硬度仍然較低，僅能達(dá)到母材硬度的83%和64%，接頭軟化現(xiàn)象依舊突出.相比焊態(tài)和直接時(shí)效態(tài)，固溶時(shí)效處理使得接頭各區(qū)域硬度得到了顯著提升.焊縫區(qū)硬度能達(dá)到母材硬度的93%，熱影響區(qū)為接頭強(qiáng)度最弱區(qū)域.同時(shí)，接頭各區(qū)域硬度分布更加均衡，接頭軟化現(xiàn)象得到明顯改善，接頭達(dá)到近似等強(qiáng)匹配.但需要注意的是，固溶時(shí)效處理同時(shí)也導(dǎo)致母材硬度較焊態(tài)升高了16%.

表3 不同熱處理狀態(tài)2219 鋁合金接頭顯微硬度(HV0.2)Table 3 Microhardness of 2219 aluminum alloy joints under different heat treatment conditions

不同熱處理狀態(tài)2219 鋁合金接頭拉伸性能如表4 所示.焊態(tài)接頭強(qiáng)度和斷后伸長(zhǎng)率相比母材發(fā)生了顯著降低，分別僅為母材的57%和45%.焊態(tài)接頭強(qiáng)塑性顯著惡化與接頭軟化密切相關(guān).由于接頭焊縫區(qū)強(qiáng)度較母材區(qū)顯著降低，在拉伸過程中，焊縫區(qū)首先發(fā)生屈服，導(dǎo)致后續(xù)塑性變形局限在焊縫區(qū)內(nèi)發(fā)生，而母材區(qū)幾乎不發(fā)生塑性變形，即發(fā)生顯著的應(yīng)變局域化，最終導(dǎo)致試樣整體強(qiáng)度和斷后伸長(zhǎng)率降低.經(jīng)過直接時(shí)效處理后，接頭整體強(qiáng)度較焊態(tài)略微升高，強(qiáng)度系數(shù)達(dá)到0.60，但斷后伸長(zhǎng)率卻進(jìn)一步降低至2.0%.經(jīng)過固溶時(shí)效處理后，接頭強(qiáng)度較焊態(tài)接頭發(fā)生顯著升高，強(qiáng)度系數(shù)達(dá)到0.84，并且接頭斷后伸長(zhǎng)率升高至7.0%，達(dá)到母材斷后伸長(zhǎng)率的56%.

表4 不同熱處理狀態(tài)2219 鋁合金接頭拉伸性能Table 4 Tensile properties of 2219 aluminum alloy joints under different heat treatment conditions

直接時(shí)效處理后，焊縫區(qū)為低密度不均勻分布的粗大θ′-Al2Cu 析出相，其與基體保持半共格關(guān)系，只能引入較弱的共格應(yīng)力場(chǎng)，且與位錯(cuò)的交互方式主要為繞過機(jī)制.此種析出相組織析出強(qiáng)化效果較弱，對(duì)焊縫強(qiáng)化效果有限[12].焊態(tài)和直接時(shí)效態(tài)接頭各區(qū)域的強(qiáng)度差異較大，導(dǎo)致拉伸過程中塑性應(yīng)變主要集中在顯著軟化的焊縫區(qū)內(nèi)，進(jìn)而導(dǎo)致接頭整體拉伸性能顯著變差.相比而言，固溶時(shí)效處理雖然導(dǎo)致α-Al 晶粒發(fā)生粗化，但焊縫區(qū)高密度納米θ″-Al3Cu 析出相可引入較強(qiáng)的共格應(yīng)力場(chǎng).同時(shí)，其與位錯(cuò)交互方式主要為切過機(jī)制，可產(chǎn)生更顯著的析出強(qiáng)化效應(yīng)[13-14].另外，接頭各區(qū)域強(qiáng)度匹配更加均衡，促進(jìn)接頭整體塑性均勻變形，可獲得較大的均勻斷后伸長(zhǎng)率，伴隨顯著的應(yīng)變硬化可獲得較高的抗拉強(qiáng)度.

2.4 斷裂行為

為研究焊后熱處理對(duì)拉伸斷裂行為的影響，對(duì)拉伸樣品斷口附近區(qū)域進(jìn)行截面金相組織觀察，結(jié)果如圖6 所示.焊態(tài)和直接時(shí)效態(tài)接頭拉伸斷裂位置位于熔合區(qū)附近1～ 2 mm 距離范圍的焊縫區(qū)內(nèi)，且斷裂裂紋與拉伸方向呈約45°.通過高倍數(shù)金相照片(圖6 中插圖)可以觀察到，焊態(tài)和直接時(shí)效態(tài)接頭斷裂裂紋傾向于沿長(zhǎng)條狀共晶組織擴(kuò)展.

造成以上現(xiàn)象主要是由于焊縫區(qū)顯著軟化，拉伸過程中主要的塑性應(yīng)變將被局限在焊縫區(qū)，即發(fā)生顯著的應(yīng)變局域化現(xiàn)象.沿晶界分布的長(zhǎng)條共晶組織與基體之間的相界面易存在應(yīng)力集中，可以為拉伸裂紋提供低能擴(kuò)展通道.而經(jīng)過固溶時(shí)效處理后，接頭拉伸斷裂位于緊挨著熔合區(qū)的熱影響區(qū)內(nèi)，且裂紋擴(kuò)展方向與拉伸方向幾乎呈90°.從硬度測(cè)試結(jié)果(表3)可知，固溶時(shí)效態(tài)接頭熱影響區(qū)為硬度最低的區(qū)域，拉伸過程中應(yīng)變易集中于此區(qū)域，造成斷裂在此區(qū)域萌生和擴(kuò)展.

3 結(jié)論

(1) 與2219 鋁合金雙頻復(fù)合脈沖TIG 焊態(tài)組織相比，直接時(shí)效處理(175 ℃/12 h-空冷)對(duì)α-Al 晶粒和共晶組織形貌影響較小，并導(dǎo)致焊縫區(qū)形成低密度不均勻分布的粗大θ′-Al2Cu 析出相；固溶時(shí)效處理(535 ℃/1 h-水淬+175 ℃/12 h-空冷)使得α-Al 晶粒發(fā)生粗化，同時(shí)共晶組織減少且細(xì)化，在焊縫區(qū)引入高密度均勻細(xì)小的θ″-Al3Cu 相析出相.

(2) 直接時(shí)效處理對(duì)2219 鋁合金雙頻復(fù)合脈沖TIG 焊接頭強(qiáng)化作用有限，焊縫區(qū)硬度僅為89 HV0.2 (母材硬度64%)，強(qiáng)度系數(shù)僅達(dá)到0.60，斷后伸長(zhǎng)率降低至2.0%；固溶時(shí)效處理可顯著改善接頭軟化問題，接頭各區(qū)域硬度接近母材硬度，強(qiáng)度系數(shù)升高至0.84，斷后伸長(zhǎng)率達(dá)到7.0%.

(3) 直接時(shí)效態(tài)接頭拉伸斷裂于焊縫區(qū)，顯著的接頭軟化和不均衡的強(qiáng)度匹配導(dǎo)致接頭均勻塑性變形減小和整體強(qiáng)度顯著降低；固溶時(shí)效處理可獲得顯著的接頭析出強(qiáng)化效應(yīng)，接頭均勻塑性變形能力得到提升，拉伸斷裂于熱影響區(qū).