三種高強(qiáng)鋁合金高溫組織實(shí)時(shí)觀察研究

袁建宇 王 影 逄錦程 謝國君 盧 鵡

（航天材料及工藝研究所，北京 100076）

文 摘 2219、2A14、2195 鋁合金是航天領(lǐng)域常用的三種結(jié)構(gòu)材料，特別是2195 合金，因其密度低、比強(qiáng)度和比剛度高等優(yōu)勢(shì)在航天的應(yīng)用越來越廣泛。本文基于高溫金相實(shí)時(shí)觀測(cè)系統(tǒng)，在50 K/min加熱速率下對(duì)強(qiáng)化態(tài)（固溶+時(shí)效）下的三種鋁合金常溫（約25 ℃）至軟化溫度（約600～660 ℃）下微觀組織及相組成的變化過程進(jìn)行了實(shí)時(shí)觀察。結(jié)果表明：強(qiáng)化態(tài)下的三種鋁合金均在高于其固相線的溫度下發(fā)生了熔化，高溫金相視場(chǎng)中的初始熔化位置位于圓形相（含有Al、Cu 元素）附近，而塊狀相（含有Al、Cu、Fe 等元素）則最后發(fā)生熔化。重新凝固后材料顯微硬度降低50%左右，表明基體中的增強(qiáng)相減少；先析α 相中Cu 含量降低，大部分Cu 元素均富集于晶界上形成接近共晶成分的網(wǎng)狀富Cu相；未溶塊狀相熔點(diǎn)較高，重新凝固后被推移到晶界。對(duì)三種鋁合金分析對(duì)比結(jié)果表明，2195 合金固液溫度區(qū)間最小，高溫下形成的網(wǎng)狀富Cu 液膜最容易被拉開，因此該材料熱裂紋敏感性最大。

0 引言

2219、2A14 以及2195 合金是航天工業(yè)常用的三種高強(qiáng)鋁合金結(jié)構(gòu)材料，在貯箱、閥體等結(jié)構(gòu)上得到了廣泛的應(yīng)用［1］。其中，2219 合金屬Al-Cu 系合金，2A14 合金屬Al-Cu-Mg-Si 系合金［2-3］，2195 合金屬Al-Cu-Li 系合金。從國外運(yùn)載火箭的應(yīng)用來看，貯箱結(jié)構(gòu)材料已經(jīng)從第一代鋁鎂合金，第二代鋁銅合金發(fā)展到第三代鋁鋰合金［4-5］。2195 合金可以在鋁銅合金的基礎(chǔ)上進(jìn)一步減低結(jié)構(gòu)質(zhì)量，提高運(yùn)載能力，其用量占比在運(yùn)載火箭中正在逐漸升高［6-8］。

三種鋁合金使用狀態(tài)均為固溶+時(shí)效態(tài)，其強(qiáng)化機(jī)理相似，均是使溶質(zhì)元素固溶于鋁基體組織，然后快速冷卻，從而得到過飽和固溶體，然后對(duì)固溶態(tài)的合金進(jìn)行時(shí)效處理，時(shí)效過程中使合金析出沉淀相，彌散分布在基體上，從而讓合金得到強(qiáng)化［9-12］。2219合金時(shí)效后合金內(nèi)部形成細(xì)小彌散的強(qiáng)化相θ″相及θ′相等，從而達(dá)到較高的強(qiáng)度［13-14］。2A14合金是在Al-Mg-Si系合金的基礎(chǔ)上加入Cu和少量Mn發(fā)展起來的，主要強(qiáng)化相為θ″相（Al2Cu）和β相（Mg2Si）等。2195合金添加Li元素可以使合金在時(shí)效過程中析出片狀T1相（Al2CuLi），從而得到比2219、2A14合金更高的時(shí)效強(qiáng)度。

運(yùn)載火箭低溫貯箱等結(jié)構(gòu)正是利用了2195合金的高強(qiáng)度，更好實(shí)現(xiàn)了結(jié)構(gòu)減重、有效載荷增加的目的。貯箱生產(chǎn)過程涉及焊接工藝，焊接過程中鋁合金材料會(huì)經(jīng)歷高溫熔化和冷卻過程，其高溫組織和合金相組成的轉(zhuǎn)變過程對(duì)研究上述材料在焊接過程中的性能變化和缺陷產(chǎn)生的機(jī)理十分重要。研究人員通過XRD、SEM、TEM、DSC 等多種手段對(duì)上述問題進(jìn)行過研究［15-17］，然而上述方法均無法實(shí)現(xiàn)對(duì)高溫組織變化過程的原位實(shí)時(shí)觀察。實(shí)際上，研究高溫組織和相轉(zhuǎn)變的最簡(jiǎn)便方式是通過高溫金相系統(tǒng)，原位觀察不同溫度下試樣表面顯微組織變化。該技術(shù)不僅能夠像普通金相技術(shù)那樣觀察常溫、靜態(tài)下的組織，還能夠控制溫度變化，實(shí)時(shí)觀測(cè)組織及相的演變過程［18］，因此受到了研究人員的重視。

本文采用高溫金相系統(tǒng)，對(duì)航天工業(yè)中常用的三種鋁合金材料（2195、2219、2A14）的高溫組織進(jìn)行原位觀察與分析，從而深入了解上述材料在經(jīng)歷高溫后的組織和性能變化機(jī)理，擬為運(yùn)載火箭貯箱等結(jié)構(gòu)研制和焊接工藝提供借鑒。

1 試驗(yàn)

1.1 試驗(yàn)材料

材料為2195（T8態(tài)）、2219（T87態(tài)）以及2A14（T6態(tài)）鋁合金板材，上述熱處理狀態(tài)均為火箭低溫貯箱的常見使用狀態(tài)。三種鋁合金的名義化學(xué)成分及實(shí)測(cè)值見表1，主合金元素均為Cu，其中2195 合金Cu含量實(shí)測(cè)值為3.8%，其他合金元素包括Li、Mg 等；2219合金Cu含量實(shí)測(cè)值為5.8%，還含有少量Mn、Fe等元素；2A14 合金銅含量為4.3%，還包括Mg、Si、Mn、Fe等元素。

表1 三種鋁合金名義化學(xué)成分及實(shí)測(cè)值Tab.1 Nominal and actual chemical composition of three aluminum alloys%（w）

1.2 高溫金相系統(tǒng)

高溫金相系統(tǒng)包括5個(gè)不同的子系統(tǒng)，分別為成像系統(tǒng)、氣體保護(hù)系統(tǒng)、真空系統(tǒng)、加熱系統(tǒng)和冷卻系統(tǒng)。其中，成像系統(tǒng)包括光學(xué)顯微鏡、圖像處理軟件和圖像錄制軟件；氣體保護(hù)系統(tǒng)包括氬氣氣瓶、氣體流量計(jì)；加熱系統(tǒng)包括銠電阻絲、熱電偶以及溫度控制器；冷卻系統(tǒng)包括循環(huán)水及其流經(jīng)的管路，其核心部分如圖1所示［19］。

圖1 高溫金相系統(tǒng)組成Fig.1 The experimental setup of the high temperature metallography in-situ observation system

1.3 試驗(yàn)參數(shù)

將三種鋁合金材料加工成適合高溫金相觀察的小尺寸薄片狀試樣，將其水平放入陶瓷坩堝樣品腔內(nèi)。設(shè)置控溫程序從室溫（RT，約25 ℃）上升，升溫速度為50 K/min，逐漸升至材料發(fā)生軟化和坍塌的溫度（ZST，約660～700 ℃），隨后降溫，降溫過程中采用循環(huán)水冷卻，降至室溫后停止試驗(yàn)，加熱過程示意圖如圖2所示。在加熱過程中，實(shí)時(shí)觀察三種鋁合金材料表面組織和合金相組成的演變過程；材料軟化坍塌后，由于試樣表面較為粗糙且存在氧化膜，不再適合光學(xué)顯微鏡觀察，因此后續(xù)采用掃描電鏡進(jìn)行表面觀察與分析。

圖2 三種鋁合金加熱過程示意圖Fig.2 Illustration of the heating process for three aluminum alloys

1.4 試驗(yàn)方法

采用Quanta FEG 650場(chǎng)發(fā)射掃描電鏡進(jìn)行微觀觀察，加速電壓為20 kV，采用牛津X-Max能譜儀進(jìn)行成分分析。采用ATM Saphir 560設(shè)備對(duì)試樣進(jìn)行自動(dòng)研磨、拋光，采用凱勒試劑進(jìn)行試樣腐蝕，采用Leica DM 4000M光學(xué)顯微鏡對(duì)腐蝕后的試樣進(jìn)行金相組織觀察。采用島津1600-5122VD維氏硬度計(jì)對(duì)金相試樣進(jìn)行顯微硬度測(cè)試，加載載荷為200 g，加載時(shí)間為15 s。

2 試驗(yàn)結(jié)果

2.1 金相組織

2195、2219、2A14三種鋁合金原狀態(tài)（分別為T8態(tài)、T87態(tài)以及T6態(tài)）金相組織見圖3。從圖中可以看到，三種鋁合金組織均為α相+質(zhì)點(diǎn)相。參照GB/T 6394—2017，對(duì)三種鋁合金組織晶粒度進(jìn)行評(píng)定，2195合金晶粒尺寸最大，晶粒度為3級(jí)，2219合金晶粒度為4級(jí)，2A14合金晶粒度為6級(jí)。上述晶粒度的區(qū)別與該合金經(jīng)歷的軋制過程有關(guān)。除了晶粒之外，在三種鋁合金內(nèi)部還可以看到大量的未溶質(zhì)點(diǎn)相，這些未溶質(zhì)點(diǎn)相既有可能分布在晶界，也有可能分布在晶內(nèi)，形狀不規(guī)則，尺寸均在30 μm以下。

圖3 三種鋁合金顯微組織Fig.3 Microstructure of three alloys

2.2 合金相組成

為了對(duì)上述三種合金相組成進(jìn)行進(jìn)一步分析，分別在背散射模式下進(jìn)行觀察，微觀形貌見圖4。從圖中可以看到，三種合金基體（A1、B1、C1）上均彌散分布大量質(zhì)點(diǎn)相，按照形狀劃分，上述質(zhì)點(diǎn)相包括2類：分別為圓形相（A2、B2、C2）和塊狀相（A3、B3、C3）。分別對(duì)三種合金的基體和質(zhì)點(diǎn)相進(jìn)行成分分析和對(duì)比，并對(duì)其尺寸進(jìn)行匯總，結(jié)果如表2所示。從表2中可以發(fā)現(xiàn)：（1）基體中（A1、B1、C1處）Cu含量均低于實(shí)際Cu含量，這是由于大量的Cu進(jìn)入到了未溶質(zhì)點(diǎn)相之中所致；（2）三種合金均含有圓形Al-Cu相，雖然尺寸有區(qū)別，但Cu含量均較高（20%～40%），接近共晶成分（33%）；（3）三種合金中均含有塊狀相，且該相的組成差別很大，在2195合金當(dāng)中為Al-Cu-Fe相，在2219合金中為Al-Cu-Fe-Mn相，在2A14合金中為Al-Cu-Fe-Mn-Si相，上述不規(guī)則塊狀相能起到的強(qiáng)化效果非常有限，并且易于形成疲勞裂紋和局部腐蝕失效的源區(qū)。

圖4 三種鋁合金背散射模式下的合金相組成Fig.4 Constituent phases of three aluminum alloys in backscattered electron detector mode

表2 三種鋁合金相組成能譜分析定量結(jié)果Tab.2 Quantitative EDS analysis results for constituent phases of three aluminum alloys%（w）

2.3 高溫金相實(shí)時(shí)觀察

圖5顯示了2195、2219、2A14三種合金高溫組織實(shí)時(shí)觀察，組織變化過程相同點(diǎn)如下：（1）三種材料均在高于其固相線的溫度下發(fā)現(xiàn)了熔化現(xiàn)象。上述現(xiàn)象主要是加熱速率較快，在共晶溫度（約548 ℃）下各相來不及達(dá)到平衡，因此固相線向相圖的上方移動(dòng)；（2）三種材料初始熔化位置均為圓形的未溶質(zhì)點(diǎn)相附近，這種相既可能分布在晶內(nèi)，也可能分布在晶界，由于該相中的Cu 含量較高，在該成分下的液相線溫度較低，從而導(dǎo)致在圓形相附近首先發(fā)生熔化；（3）三種材料內(nèi)部不規(guī)則的塊狀相熔點(diǎn)較高，在整個(gè)熔化過程中最后發(fā)生熔化，冷卻后組織還存在少量殘余，且大多分布于晶界處。

對(duì)三種合金熔化過程中的特點(diǎn)進(jìn)行分析，2195合金在約650 ℃開始發(fā)生熔化，升溫過程中隨機(jī)出現(xiàn)“池塘狀”熔體，同時(shí)表面顏色發(fā)生明顯變化。該變化與兩方面原因有關(guān)：一是試樣表面的氧化，二是試樣溫度升高發(fā)生的光學(xué)作用。試樣表面氧化嚴(yán)重，形成一層氧化膜，在加熱過程中氧化膜不能約束熔體流動(dòng)發(fā)生破裂，因此在組織中隨機(jī)出現(xiàn)“池塘狀”熔體，如圖5（a）、（b）所示。2219合金初始熔化位置位于Al-Cu相附近，且初始熔化溫度最低，約為612 ℃，這與該合金中Cu元素含量最高，接近共晶成分的Al-Cu相熔點(diǎn)較低，在共晶溫度（約548 ℃）下即可發(fā)生熔化有關(guān)。值得注意的是，在50 K/min的加熱速率下，系統(tǒng)處于不平衡狀態(tài)，金相組織觀察發(fā)現(xiàn)，直到612 ℃才發(fā)生明顯的Al-Cu相的液化，如圖5（c）、（d）所示。對(duì)2A14合金而言，除圓形質(zhì)點(diǎn)相周圍出現(xiàn)熔體外，晶界上也可見明顯的粗化。上述晶界的粗化應(yīng)與2A14溶質(zhì)元素的含量、種類均較多，晶界熔點(diǎn)較低，因此在升溫過程中優(yōu)先發(fā)生熔化有關(guān)，如圖5（e）、（f）所示。

圖5 三種鋁合金高溫組織實(shí)時(shí)觀察結(jié)果Fig.5 High temperature metallography in-situ observation results of three aluminum alloys

2.4 合金相組成的變化

連續(xù)加熱至材料剛發(fā)生軟化和坍塌的溫度（660～700 ℃），并采用循環(huán)水冷卻后，對(duì)三種鋁合金材料的相組成進(jìn)行分析，其背散射圖像如圖6所示。從圖中可以看到，三種鋁合金晶界上存在大量的網(wǎng)狀析出相，盡管在加熱前三種鋁合金的晶粒度存在明顯差異，但是在凝固后，三種鋁合金的晶粒尺寸較為相似，表明最終凝固組織的晶粒尺寸是由凝固過程參數(shù)（冷卻速度）決定的。

圖6 三種合金連續(xù)升溫并冷卻凝固后形成的組織Fig.6 Microstructure of three alloys after the continuous heating and cycled-water cooling process

分別對(duì)重新凝固后三種鋁合金基體（A1’、B1’、C1’）、晶界網(wǎng)狀相（A2’、B2’、C2’）以及2A14合金塊狀相（C3’）進(jìn)行成分分析，能譜定量分析結(jié)果見表3。分析結(jié)果表明，三種鋁合金基體中的Cu元素含量大大降低，遠(yuǎn)低于原始狀態(tài)基體中的Cu含量；晶界網(wǎng)狀相主要含有Cu元素，還含有Fe、Mn等元素，其中Cu元素的含量與共晶成分相近，表明該相是在先析α相形成后大部分Cu元素富集于晶界上所致；2A14合金中的塊狀相主要為Al-Cu-Fe-Mn-Si相，該相與T6態(tài)下的相組成元素組成和含量較為相似，表明組織內(nèi)部尚存少量塊狀相未完全熔化，在重新凝固過程中逐漸被推移到晶界，因此該相主要在晶界上分布。

表3 三種鋁合金凝固組織能譜分析定量結(jié)果Tab.3 Quantitative EDS analysis results for solidified microstructure of three aluminum alloys%（w）

2.5 顯微硬度

對(duì)三種合金原狀態(tài)及試驗(yàn)后的顯微硬度進(jìn)行測(cè)試（HV0.2），顯微硬度的對(duì)比如表4所示。橫向比較，2195 合金T8 態(tài)下硬度最高，在試驗(yàn)后也能保持最高的硬度；而2219和2A14兩種材料在原狀態(tài)下硬度相似，試驗(yàn)后得到的硬度也相似，均小于2195合金試驗(yàn)后的硬度。與合金原狀態(tài)比較，試驗(yàn)后材料的顯微硬度均降至原狀態(tài)的50%左右，表明本試驗(yàn)條件對(duì)三種合金顯微硬度造成的削弱效果相似。上述顯微硬度的下降，與以下兩方面因素有關(guān)：一是基體當(dāng)中的Cu 元素減少，固溶強(qiáng)化效果減弱；二是基體當(dāng)中的強(qiáng)化相溶解，強(qiáng)化作用減弱，因此試驗(yàn)后三種鋁合金材料的顯微硬度明顯降低。

表4 三類鋁合金顯微硬度測(cè)試結(jié)果（HV0.2）Tab.4 Micro-hardness testing results （HV0.2） of three alloys

3 分析討論

3.1 Cu含量分析

對(duì)三種鋁合金的Cu 含量進(jìn)行對(duì)比，共討論三種Cu 含量：第一種是原材料化學(xué)成分分析得到的Cu 含量；第二種是對(duì)原狀態(tài)下（T8、T87 及T6 態(tài)）下基體能譜分析得到的Cu 含量；第三種是試驗(yàn)后對(duì)基體能譜分析得到的Cu 含量。三種鋁合金三種狀態(tài)下的Cu含量對(duì)比見圖7。從圖中可以看到，橫向比較，2219合金中的Cu 含量最高，2A14 其次，2195 合金中的Cu含量最低?？v向比較，原材料基體當(dāng)中的Cu 含量低于整體Cu 含量，而試驗(yàn)后，基體中的Cu 元素進(jìn)一步降低。

圖7 三種鋁合金三種狀態(tài)下Cu含量Fig.7 Cu content of three aluminum alloys in three different situations

對(duì)上述結(jié)果進(jìn)行分析，第一種Cu 含量可以認(rèn)為是原材料平均Cu含量，而第二種Cu含量可以視為固溶在基體當(dāng)中以及θ″等強(qiáng)化相當(dāng)中Cu 含量之和，而不包括質(zhì)點(diǎn)相當(dāng)中的Cu，因此第二種Cu 含量較第一種Cu含量稍低。而試驗(yàn)后，大部分Cu元素分布于晶界網(wǎng)狀相當(dāng)中，第三種Cu 含量?jī)H僅包含固溶在基體中的Cu，因此試驗(yàn)后基體Cu 含量最低。值得注意的是，2195 合金盡管Cu 含量最低，但通過添加Li、Ag、Zr 等元素增加了Al3Li、Al3Zr 以及LiAg 等相的析出，從而保證了材料較高的強(qiáng)度［20］。

3.2 固液溫度區(qū)間對(duì)比

將2195、2219 以及2A14 三種鋁合金簡(jiǎn)單視為Al-3.8%Cu、Al-5.8%Cu 以及Al-4.3%Cu 二元合金，得到與三種鋁合金對(duì)應(yīng)的Al-Cu相圖如圖8所示。

圖8 Al-Cu合金相圖Fig.8 Al-Cu alloy phase diagram

根據(jù)Al-Cu 相圖及杠桿定律計(jì)算固液溫度區(qū)間。假設(shè)純Al熔點(diǎn)為Tm，Cu在Al中的最大溶解度為ωs，Al-Cu 共晶成分為ωE，Al-Cu 共晶溫度為TE，則其固相線溫度Ts和液相線溫度TL分別為：

根據(jù)式（1）、（2）計(jì)算得到三種牌號(hào)鋁合金對(duì)應(yīng)的二元合金體系固相線溫度、液相線溫度以及固液溫度區(qū)間如表5所示。

表5 三種鋁合金對(duì)應(yīng)的固液溫度區(qū)間Tab.5 Solid-liquid temperature interval corresponding to three aluminum alloys

結(jié)合相圖，對(duì)鋁合金熔化、凝固過程進(jìn)行分析。從圖8中可以看到，在Al-Cu 二元合金體系中，Cu 含量超過5.65%時(shí)，固相線溫度即為共晶溫度，約為548 ℃。在三種鋁合金中均存在圓形的未溶質(zhì)點(diǎn)相，根據(jù)表2中的測(cè)試結(jié)果，圓形相的Cu 含量約為21.25%～36.67%。由于該相中的Cu 含量較高，在該成分下的液相線溫度較低，從而導(dǎo)致在圓形相附近首先發(fā)生熔化。

在熔化過程中，通過合金高溫組織實(shí)時(shí)觀察可以看到，2195 合金在約650 ℃開始發(fā)生熔化，2219 合金在約612 ℃開始發(fā)生熔化。根據(jù)杠桿定律計(jì)算得到的固液溫度區(qū)間，可知Al-3.8%Cu（對(duì)應(yīng)2195 合金）的固相線溫度為585 ℃，液相線溫度為647 ℃；而Al-5.8%Cu（對(duì)應(yīng)2219 合金）的固相線溫度為548 ℃，液相線溫度為641 ℃?？紤]到由于升溫速率較快，約為50 K/min，在共晶溫度（約548 ℃）下各相來不及達(dá)到平衡，固相線向相圖的上方移動(dòng)。若移動(dòng)量為64～65 ℃，則利用相圖計(jì)算得到的熔化溫度加上由于升溫速率導(dǎo)致的偏移恰好與實(shí)際熔化溫度相吻合，且2195 合金初始熔化溫度最高，2219 合金初始熔化溫度最低，實(shí)際觀察結(jié)果與相圖預(yù)測(cè)結(jié)果一致。

在凝固過程中，鋁合金首先析出α 相，隨著α 相的長(zhǎng)大，在晶界上逐漸富集Cu 等溶質(zhì)元素，形成富Cu 的液膜。從表3中可以看到，晶界上網(wǎng)狀富Cu 相的Cu 含量約為32.33%～36.11%，非常接近共晶成分（約33%）。根據(jù)相圖計(jì)算可以得到，Al-3.8%Cu（對(duì)應(yīng)2195 合金）的固液溫度區(qū)間為62 ℃，而Al-5.8%Cu（對(duì)應(yīng)2219 合金）的固液溫度區(qū)間為93 ℃?？梢钥吹剑?195 合金對(duì)應(yīng)的二元合金體系的固液溫度區(qū)間最小。在凝固過程中，2195 合金在材料晶界處熔點(diǎn)較低的、接近共晶成分的富Cu 液膜最后凝固，凝固過程中沒有其他熔體補(bǔ)縮，容易被拉開。而2219 合金固液溫度區(qū)間較寬，因此在凝固過程中富Cu 液膜不容易產(chǎn)生開裂。綜合上述分析，可知盡管2195 合金在材料性能方面極具優(yōu)勢(shì)，但是其對(duì)應(yīng)的二元合金體系的固液溫度區(qū)間最小，高溫下形成的網(wǎng)狀富Cu 液膜最容易被拉開，因此在焊接工藝控制方面，熱裂紋敏感性最大。

3.3 熱裂紋敏感性

熱裂紋敏感性是2195鋁鋰合金焊接性研究的主要內(nèi)容，一直受到各國焊接工作者的重視。圖9顯示了2195 合金在焊縫熔合線附近液化裂紋形貌特征。從圖中可以看到，裂紋呈沿晶分布，形狀較為曲折，并且能夠貫穿較多晶界，晶界上可見明顯的富Cu相，富Cu 相的微觀形貌、分布與本文原位觀察試驗(yàn)中得到的結(jié)果一致。

圖9 2195合金焊縫熔合線附近焊接液化裂紋形貌Fig.9 Morphology of liquation cracks near the fusion line of welding joints of 2195 alloy

通過對(duì)三種鋁合金材料高溫組織進(jìn)行原位觀察與分析，模擬了接近共晶成分的富Cu 液膜的形成過程。而在實(shí)際焊接過程中，受到焊接熱作用，焊縫熱影響區(qū)組織發(fā)生軟化，材料內(nèi)部強(qiáng)化相減少；在高溫下材料中的強(qiáng)化相和未溶質(zhì)點(diǎn)相中的溶質(zhì)元素（主要為Cu）進(jìn)入基體中，冷卻過程中材料晶界形成熔點(diǎn)較低、接近共晶成分的富Cu 液膜，在焊接熱應(yīng)力的作用下，液膜容易被拉開，并且無其他熔體補(bǔ)縮，因此產(chǎn)生了熱裂紋。對(duì)比實(shí)際過程和試驗(yàn)結(jié)果發(fā)現(xiàn)，焊接熱裂紋形成過程中富Cu 液膜的形成機(jī)理與本文試驗(yàn)中富Cu 液膜的形成機(jī)理一致。因此，本文的觀察結(jié)果有助于深入了解鋁合金在經(jīng)歷高溫后的組織變化機(jī)理，從而為運(yùn)載火箭貯箱等結(jié)構(gòu)研制和焊接工藝提供借鑒。

4 結(jié)論

（1）固溶時(shí)效態(tài)的鋁合金組織中存在強(qiáng)化相和未溶質(zhì)點(diǎn)相（包括圓形相及塊狀相），隨著溫度從常溫升至軟化溫度，三種材料均在高于其固相線的溫度下發(fā)生了熔化，初始熔化位置均為接近共晶成分、熔點(diǎn)較低的圓形Al-Cu 相附近；而塊狀相（含有Al、Cu、Fe等）則最后發(fā)生熔化。

（2）循環(huán)水冷卻后三種鋁合金材料顯微硬度均降低50%左右，表明基體中的增強(qiáng)相減少；先析α 相中的Cu含量降低，大部分Cu元素富集于晶界上形成接近共晶成分的網(wǎng)狀富Cu 相；未溶塊狀相熔點(diǎn)較高，重新凝固后被推移到晶界。

（3）通過對(duì)三種鋁合金材料高溫組織進(jìn)行原位觀察與分析，模擬了接近共晶成分的富Cu 液膜的形成過程，2195合金固液溫度區(qū)間最小，高溫下形成的網(wǎng)狀富Cu 液膜最容易被拉開，因此該材料熱裂紋敏感性最大。