2219鋁合金鍛件TIG焊接頭的組織和腐蝕行為

徐道芬 陳康華 邢軍 陳送義 李曉謙

(1.中南大學 輕合金研究院，湖南 長沙 410083；2.桂林航天工業(yè)學院 機械工程學院，廣西 桂林 541004；3.桂林航天工業(yè)學院 廣西高校機器人與焊接重點實驗室，廣西 桂林 541004；4.中南大學 粉末冶金國家重點實驗室，湖南 長沙 410083)

2219鋁合金具有較好的高低溫力學性能、良好的耐蝕性能及焊接性能等優(yōu)點，已全面取代2014鋁合金成為運載火箭貯箱的主體材料[1- 3]。鎢極氬弧焊(TIG)因焊接工藝靈活、焊縫質(zhì)量高，是貯箱材料連接的主要方式。焊接接頭質(zhì)量的好壞直接影響著貯箱的使用壽命，關乎運載火箭整體性能。因此，焊接工藝優(yōu)化、質(zhì)量檢測手段、焊接缺陷修復等工程化問題得到了大量研究，以此為基礎的2219接頭性能研究亦得以開展[4- 7]。其中，關于2219鋁合金焊接接頭抗腐蝕性能的研究顯得至關重要。有研究表明[8- 11]，Al-Cu-Mn合金焊接接頭的腐蝕行為主要與粗大第二相有關，在腐蝕環(huán)境中第二相周圍的貧銅區(qū)將作為陽極優(yōu)先溶解，形成點蝕源。若第二相尺寸較大，微腐蝕電池電偶效應明顯，點蝕坑將逐步發(fā)展為剝落腐蝕，加劇腐蝕程度；反之，若第二相尺寸較小，電偶效應較弱，主要以獨立的點蝕坑為主。然而，這些研究主要集中在焊縫區(qū)和母材區(qū)腐蝕性能的對比研究，對焊接接頭其他區(qū)域并未深入研究，且忽略了時效析出行為對接頭腐蝕性能的影響。

對2219鋁合金TIG焊件而言，焊縫到基材因受熱不同可分為焊縫區(qū)、熔合區(qū)、熱影響區(qū)和母材區(qū)4個區(qū)域，其中熱影響區(qū)又可細分為淬火區(qū)和過時效區(qū)。以上各區(qū)域第二相的類型、大小、分布、數(shù)量直接影響著接頭的腐蝕性能。故本研究以時效態(tài)2219鋁合金鍛件為研究對象，通過對TIG焊焊接接頭各區(qū)域組織、腐蝕性能的分析，揭示了合金中粗大殘余結晶相、時效析出相、基體和無沉淀析出帶對接頭腐蝕行為的耦合影響。

1 實驗

實驗材料為某單位提供的2219鋁合金鍛件。熱處理狀態(tài)為T83，即535 ℃固溶4 h+3%冷壓變形，隨后于165 ℃人工時效24 h。隨后將鍛件加工成100 mm×100 mm×6 mm矩形板材。采用直徑為2.0 mm的H703焊絲在YC-500WX4HNE型焊機上進行TIG對焊試驗。其焊接工藝為：對焊接試樣開Y型90°坡口→去除焊接處表面氧化膜和雜質(zhì)→點焊固定→采用240～300 A焊接電流、300 mm/min焊接速率、15 L/min氬氣流量進行單面三層焊，其中打底焊、填充和蓋面焊電流分別為280、240、240 A。母材及焊絲成分(質(zhì)量分數(shù))如表1所示。

試樣經(jīng)磨平拋光后，用Keller試劑(0.5%HF+1.5%HCl+2.5%HNO3+95.5%H2O，體積分數(shù))腐蝕，以觀察顯微組織。將樣品用砂紙打磨至0.08 mm，利用MTP-1雙噴電解減薄儀對樣品進行沖孔減薄，電解液為30%硝酸和70%甲醇混合液，工作溫度控制在-25～-30 ℃，工作電壓為15～20 V。隨后在JEM-2100F型透射電鏡上進行TEM分析。

根據(jù)國標GB/T 22639—2008進行剝落腐蝕實驗，腐蝕介質(zhì)為234 g/L NaCl+50 g/L KNO3+6.5 ml/L HNO3(質(zhì)量分數(shù)，68%)，余量為蒸餾水。沿垂直焊縫方向取樣，試樣經(jīng)粗磨、精磨、拋光后置于溫度為(25±1)℃的恒溫水箱中，每隔一段時間觀測試樣腐蝕面的腐蝕情況，并拍照記錄。浸泡48 h后，用30%的硝酸溶液對試樣進行清洗，按照標準HB5455—90對腐蝕后的試樣進行評定，具體腐蝕等級如表2所示。

根據(jù)硬度測試結果，選取焊縫區(qū)、淬火區(qū)、過時效區(qū)和母材區(qū)試樣，試樣面積約為10mm×10mm。但由于淬火區(qū)寬度尺寸約為6mm，故在電化學測試時需要通過輔助內(nèi)圈來縮小腐蝕介質(zhì)與試樣之間的接觸面積(約5mm2)，以保證測試結果的準確性。合金試樣打磨拋光后用超聲清洗(依次為去離子水、乙醇和去離子水)，風吹干待用。

表2 剝落腐蝕等級

采用CHI660C型電化學工作站測量開路電位(OCP)、阻抗譜(EIS)以及陽極循環(huán)極化曲線(Tafel)。采取工作電極、對電極、參比電極分別為測試試樣電極、片狀鉑電極和飽和甘汞電極(SCE)的三電極體系。腐蝕介質(zhì)為3.5%NaCl溶液，實驗室溫度為室溫(25±3)℃。測試前將試樣置于溶液中浸泡30 min，按OCP→EIS→Tafel順序完成電化學測試。極化曲線測試電勢區(qū)間為-1.1～-0.3 V，掃描速度為0.005 V/s。

2 實驗結果

2.1 顯微組織

圖1示出了2219鋁合金鍛件及焊接接頭顯微組織。在本課題組的前期研究中[12]，已對接頭各區(qū)域第二相微觀形貌和成分進行了分析，因此本研究將直接引用其結果。由圖1(a)知，接頭焊縫區(qū)組織致密，呈樹枝狀，結合Al-Cu合金相圖知，析出相為αAl+Al2Cu共晶組織和少量雜質(zhì)相，主要沿晶分布，少許在晶內(nèi)析出；熔合區(qū)亦稱為過渡區(qū)，為焊接填充物與原始合金交混形成的組織，為等軸晶，但大小不均勻，靠近焊縫區(qū)一端屬于垂直于熔池壁、沿散熱方向生長的柱狀晶區(qū)，而靠近母材區(qū)一側(cè)屬于激冷區(qū)細等軸晶組織(見圖1(b))；熱影響區(qū)由于受到了焊接熱循環(huán)作用，晶粒發(fā)生了明顯的粗化，淬火區(qū)再結晶晶粒呈等軸狀，而靠近母材區(qū)的過時效區(qū)再結晶晶粒發(fā)生不均勻長大(見圖1(c))。母材中仍有大量白色Al2Cu相和少量黑色Al7Cu2Fe殘余結晶相存在，Al2Cu相主要在晶內(nèi)析出，而Al7Cu2Fe雜質(zhì)相橫穿結晶或在晶內(nèi)隨機分布(見圖1(d))。

(a)焊縫區(qū)

(b)熔合區(qū)

(c)熱影響區(qū)

(d)母材區(qū)

2219鋁合金鍛件焊接接頭母材及熱影響區(qū)TEM形貌如圖2所示。圖2(c)、2(f)、2(i)所示衍射花樣均沿〈001〉晶帶軸入射得到。由圖2(a)-2(c)知，淬火區(qū)存在殘留有粗大未熔Al2Cu結晶相，部分區(qū)域有細小析出相析出，衍射花樣證實沿{200}Al晶面有θ"相引起的半連續(xù)芒線，但較微弱，說明θ″析出相并不多，且未見無沉淀析出帶(PFZ)。而由圖2(d)-2(f)知，過時效區(qū)除了有未熔殘余Al2Cu結晶相外，還有少量析出相存在，其尺寸約為100 nm。結合衍射花樣發(fā)現(xiàn){200}Al晶面的半連續(xù)芒線基本消失，但θ′相衍射斑在{110}Al位置清晰可見。可認為，焊接時因熱影響θ"已基本完全轉(zhuǎn)化為θ′。另外，晶界上的θ′相明顯粗大且呈斷續(xù)分布，出現(xiàn)一定寬度的PFZ。而由圖2(g)-2(i)知，合金母材中可以觀察到明顯的半連續(xù)芒線和十字花結構，即表明θ"相θ′相共同存在，且θ′相在晶界上連續(xù)析出。

2.2 剝落腐蝕行為

圖3為2219鋁合金鍛件焊接接頭剝落腐蝕液中浸泡48 h后的剝落腐蝕宏觀實物照片?？梢钥闯觯宇^焊縫區(qū)基本保持了腐蝕前的形貌，沒有剝蝕的跡象，剝落腐蝕等級為N級；熔合區(qū)可以觀察到許多不連續(xù)分布的點蝕坑，表面大部分區(qū)域保持著金屬光澤，剝落腐蝕等級為P級；熱影響區(qū)中，淬火區(qū)表面稍有鼓起和開裂，部分區(qū)域存在點蝕的跡象，仔細觀察可以發(fā)現(xiàn)有輕微剝蝕層，剝落腐蝕等級為EA級，而過時效區(qū)的剝落腐蝕程度較嚴重，大部分表層金屬產(chǎn)生剝蝕層，且已腐蝕至深層金屬，剝落腐蝕等級為EB級；母材區(qū)的剝落腐蝕程度略比過時效區(qū)嚴重，其表面大部分區(qū)域產(chǎn)生了剝蝕層，同樣已腐蝕至深層金屬，試樣表層殘余大量剝蝕產(chǎn)物，剝蝕等級為EC級。

2.3 電化學腐蝕行為

圖4示出了2219鋁合金鍛件焊接接頭各區(qū)域試樣分別在3.5%NaCl溶液中的開路電位。開路電位在一定程度上可以反映材料發(fā)生腐蝕的可能性，合金試樣完成開路電位測試后得出的電位數(shù)值越正，其發(fā)生腐蝕的傾向性就越??；同時，電位在測試時間范圍內(nèi)的上下波動越小，合金試樣對腐蝕的敏感性越弱小[13]。由圖可知，開路電位由焊縫區(qū)向母材區(qū)依次發(fā)生負移，表明接頭耐腐蝕性能從強到弱的順序為：焊縫區(qū)、淬火區(qū)、過時效區(qū)、母材區(qū)。

圖5示出了2219鋁合金鍛件焊接接頭各區(qū)域試樣分別在3.5%NaCl溶液中的電化學阻抗譜。其中，圖5(a)為以阻抗實部Z′為橫坐標，虛部Z″為縱坐標建立的Nyquist圖；圖5(b)為該電化學系統(tǒng)的等效電路圖，其中RL表示參比電極與被測電極之間的溶液電阻，Rt表示電化學電荷轉(zhuǎn)移電阻，Cd表示常相角元件；圖5(c)和圖5(d)為Bode圖，分別反映阻抗模Z、相位角θ與頻率ω對應關系。根據(jù)Al-Cu合金體系的特點，擬建立等效電路對阻抗進行擬合[14- 16]，可以確定電極阻抗Z為

(1)

(a)淬火區(qū)TEM明場圖

(b)淬火區(qū)晶界無沉淀析出區(qū)

(c)淬火區(qū)衍射斑

(d)過時效區(qū)TEM明場圖

(e)過時效區(qū)晶界無沉淀析出區(qū)

(f)過時效區(qū)衍射斑

(g)母材區(qū)TEM明場圖

(h)母材區(qū)晶界無沉淀析出區(qū)

(i)母材區(qū)衍射斑

圖3 2219鋁合金接頭剝落腐蝕形貌

Fig.3 Macrographs of welding joint of 2219 aluminum alloy after immersion in EXCO solution

對式(1)進行整理可得

(2)

根據(jù)式(2)，建立阻抗的實部Z′和虛部Z″的對等關系式：

圖4 2219鋁合金鍛件焊接接頭在3.5%NaCl溶液中的開路電位

Fig.4 Open circuit potential of welding joint of 2219 aluminum alloy in 3.5%NaCl solution

(a)Nyquist圖

(b)模擬電路圖

(c)阻抗模值-頻率圖

(d)相位角-頻率圖

圖5 2219鋁合金鍛件焊接接頭在3.5%NaCl溶液中的電化學阻抗譜

Fig.5 Nyquist plot and Bode plot of welding joint of 2219 aluminum alloy in 3.5%NaCl solution

(3)

(4)

在小幅度測量信號條件下，RL、Rt和Cd均視為常數(shù)，且可以通過Nyquist圖直接求出，由式(3)、(4)知阻抗的實部Z′、虛部Z″僅為頻率ω的函數(shù)，隨頻率ω的變化而變化。其中，參數(shù)Rt在一定程度上反映試樣表面受腐蝕程度，可用于判斷合金腐蝕速率。故由圖5(a)可看出，焊接接頭各區(qū)域阻抗弧半徑由母材區(qū)至焊縫區(qū)依次變大，表明接頭由母材過渡到焊縫區(qū)的耐蝕性能有所提高。

同時，由式(3)、(4)可計算出阻抗模和相位角與頻率的關系，即：

lg|1+jωRtCd|

(5)

(6)

根據(jù)式(5)、(6)可繪制相應的Bode圖，如圖5(c)、5(d)所示。在Bode圖中，也可根據(jù)焊接接頭各區(qū)域?qū)淖杩鼓Ｖ档膶?shù)數(shù)值大小及其相位角曲線的高低來反映合金的耐腐蝕性能[17- 18]。從圖5(c)、5(d)中可以看出，合金焊接接頭不同區(qū)域阻抗模值對數(shù)值由焊縫區(qū)至母材區(qū)依次遞減、相位角由焊縫區(qū)至母材區(qū)逐漸變低。也可以證實合金焊后接頭各區(qū)域的抗腐蝕性能從強到弱的順序為：焊縫區(qū)、淬火區(qū)、過時效區(qū)、母材區(qū)。

圖6示出了2219鋁合金鍛件焊接接頭各區(qū)域試樣分別在3.5%NaCl溶液中的循環(huán)極化曲線。通過極化曲線可獲得自腐蝕電流密度(Jcorr)、自腐蝕電位處線性極化電阻(Rcorr)、自腐蝕電位(Ecorr)、保護電位(Erep)等一些重要參數(shù)，將其列于表3中。結合圖6和表3可知，合金接頭各區(qū)域自腐蝕電流密度Jcorr由焊縫區(qū)至母材區(qū)逐漸變大，從 4.623×10-6A/cm2減小為1.119×10-5A/cm2；單位面積極化電阻Rcorr由焊縫區(qū)至母材區(qū)依次減少，從4 743.9 Ω·cm2減小為1 009.6 Ω·cm2。這表明接頭由焊縫區(qū)逐漸過渡到母材區(qū)，腐蝕速率增加，耐蝕性能降低。自腐蝕電位(Ecorr)是混合型電位，其值由陰極、陽極腐蝕反應共同確定；保護電位(Erep)指的是回掃電流密度回復到鈍態(tài)穩(wěn)定區(qū)時所對應的電位。自腐蝕電位與保護電位之間的差值(Ecorr-Erep)可以反映出材料發(fā)生局部腐蝕的程度。Ecorr-Erep的差值越大，表明合金再鈍化能力越差，在腐蝕反應初期局部腐蝕的發(fā)展程度越大。合金接頭各區(qū)域Ecorr-Erep值由焊縫區(qū)至母材區(qū)逐漸增加，從0.185V增至0.256V，腐蝕傾向增加，進一步證實了合金焊接接頭耐腐蝕從強到弱的性能排序為：焊縫區(qū)、淬火區(qū)、過時效區(qū)、母材區(qū)。

表3 2219鋁合金鍛件焊接接頭在3.5%NaCl溶液中的循環(huán)極化曲線參數(shù)

(a)焊縫區(qū)

(b)淬火區(qū)

(c)過時效區(qū)

(d)母材區(qū)

圖6 2219鋁合金鍛件焊接接頭在3.5%NaCl溶液中的循環(huán)極化曲線

Fig.6 Cyclic polarization curves of welding joint of 2219 aluminum alloy in 3.5%NaCl solution

圖7示出了2219鋁合金鍛件焊接接頭完成電化學試驗后的微觀腐蝕形貌。可知，2219鋁合金接頭各區(qū)域的腐蝕程度有所不同，但均以點蝕為主。焊縫區(qū)存在較多細小腐蝕坑，如圖7(a)所示。而熔合區(qū)腐蝕形貌比較復雜，可以看出腐蝕形貌以熔合線為分界線，兩側(cè)腐蝕形貌不同，熔合線左側(cè)為焊縫區(qū)腐蝕形貌呈雪花狀，右側(cè)淬火區(qū)出現(xiàn)明顯的腐蝕凹坑，如圖7(b)所示。相比淬火區(qū)，過時效區(qū)發(fā)生了嚴重的腐蝕，表面可以觀察到許多尺寸較大的腐蝕坑，如圖7(c)所示。母材區(qū)發(fā)生了更為嚴重的腐蝕，表面可以觀察到大量連續(xù)分布的腐蝕坑，如圖7(d)所示。

3 分析與討論

3.1 焊接過程中第二相的演變

由Al-Cu二元合金相圖知(見圖8)，在平衡凝固條件下，Cu在Al中的最大固溶度為5.6%，隨著Cu含量的增加會導致Al2Cu共晶相明顯增多。本實驗條件下，合金中Cu含量遠高于其在Al中的固溶度，故合金鑄態(tài)組織中會有大量Al2Cu共晶相生成，同時由于雜質(zhì)元素Fe的存在，也會存在高熔點Al7Cu2(FeMn)雜質(zhì)相。多向鍛變形處理對粗大Al2Cu、Al7Cu2(FeMn)共晶相有一定的破碎作用，并使之隨機分布在晶內(nèi)或晶界上。在固溶處理過程中，部分尺寸較小的Al2Cu相回溶，尺寸較大的Al2Cu相則繼續(xù)殘留在鋁基體中，而針狀或短棒狀雜質(zhì)相Al7Cu2(FeMn)難以溶解，故在焊件母材區(qū)可看到大量殘余相(如圖1(d)所示)。焊縫組織主要取決于焊絲化學成分和結晶過程，且結晶過程對組織形貌的影響遠大于焊絲化學成分對組織形貌的影響。焊絲隨熔隨冷，屬于快速凝固結晶，形核過冷度較大，晶體生成速度較快，故容易在晶界和枝晶間形成αAl+Al2Cu共晶組織，晶內(nèi)僅有少許Al2Cu質(zhì)點析出(如圖1(a)所示)。由于焊接熱的作用，使焊絲與基材重熔冷卻形成的一種交混合金，即熔合區(qū)。根據(jù)熔池溫度場分布特征，熔池邊緣溫度稍高于母材溫度，導致與基材接觸部分金屬液迅速冷卻，再加上基材與熔池之間所形成的低速附面層中含有大量未熔Al3(Zr、Ti)沉淀粒子，都能起到非均勻形核的作用，使靠近基材一側(cè)生成細小等軸晶。隨著冷卻的繼續(xù)，散熱的方向性增強，導致靠近焊縫一側(cè)晶粒優(yōu)先長大，形成粗大的柱狀晶(見圖1(b))。

(a)焊縫區(qū)

(b)熔合區(qū)

(c)過時效區(qū)

(d)母材區(qū)

圖7 2219鋁合金鍛件焊接接頭電化學腐蝕后的腐蝕形貌

Fig.7 Macrographs of welding joint of 2219 aluminum alloy after cyclic polarization curve test

圖8 Al-Cu合金相圖(富Al角)[19]

已知Al-Cu合金的典型時效析出序列為：過飽和固溶體→淬火團簇GP→θ″→θ′→θ(Al2Cu)，且隨著時效時間的延長或時效溫度的升高，時效析出序列中各階段析出相脫溶和回復同時，并逐漸長大粗化。對于本實驗中所采用母材為固溶時效處理后合金，故其第二相組織中除了粗大的Al2Cu和Al7Cu2(FeMn)殘余結晶相，還有θ″和θ′時效析出相，且在晶界上呈連續(xù)分布(見圖2(g)-2(i))。對于靠近焊縫的淬火區(qū)將發(fā)生再次固溶，使部分強化相溶解，形成含Cu過飽和固溶體，并發(fā)生自然時效，其強化相以GP區(qū)為主，并含有少量θ″；又因為Cu原子擴散速度慢，致使晶界上未出現(xiàn)析出相(見圖2(a)-2(c))。由于電弧熱作用的減弱，遠離焊縫的區(qū)域?qū)l(fā)生過時效使θ″相快速轉(zhuǎn)換為θ′相，并粗化，同時晶界上的析出相長大并呈不連續(xù)分布(見圖2(d)-2(f))。

2219鋁合金在焊接過程中，由焊縫區(qū)至母材區(qū)受到了不同溫度的焊接熱循環(huán)作用，使基材中的第二相粒子發(fā)生重熔、固溶、析出和長大過程，使得接頭各區(qū)域晶內(nèi)析出相的形狀、大小及分布不同，且晶界結構形態(tài)也不同，從而使接頭各區(qū)域耐腐蝕性能不同。故認為接頭各區(qū)域微觀組織的不同是造成其腐蝕性能存在差異的根本原因。

3.2 腐蝕機理分析

結合前期研究成果表明，Al2Cu殘余結晶相主要在晶內(nèi)析出，少數(shù)沿晶界析出，導致在該相周圍出現(xiàn)貧銅區(qū)。眾所周知，Cu、Al元素標準電位分別為+0.34V、-1.67 V，致使Al2Cu相與周圍貧銅區(qū)電學性質(zhì)差異較大，對腐蝕極為敏感?？梢?，殘余Al2Cu共晶相是誘導2219鋁合金發(fā)生腐蝕的最主要原因。文獻[20]通過模擬實驗得出，Al-4%Cu合金中粗大Al2Cu相腐蝕電位高于周圍貧銅區(qū)，在腐蝕介質(zhì)中Al2Cu相與周圍基體貧銅區(qū)形成腐蝕微電池，Al2Cu相為陰極，貧銅區(qū)為陽極，由于貧銅區(qū)面積很小，故形成一個“小陽極-大陰極”的原電池，發(fā)生陽極溶解，腐蝕過程緩慢。隨著時間的延長，貧銅區(qū)腐蝕加劇，直至Al2Cu相與周圍基體剝離而脫落，形成腐蝕坑。

另外，時效處理會有納米級析出相在晶內(nèi)或晶界生成，因此晶界析出相是否連續(xù)粗化、有無無沉淀析出帶(PFZ)、晶內(nèi)析出相粗化與否都是在腐蝕環(huán)境中需要考慮的問題。文獻[21- 22]通過采用鑄態(tài)Al2Cu模擬晶界析出相θ，純鋁模擬PFZ，淬火態(tài)合金模擬基體，已證實合金基體、晶界析出相與PFZ之間必存在電位差，其自腐蝕電位關系為：Ematrix>Eθ>EPFZ。其中，無沉淀析出帶電位最負，在電化學腐蝕中作為陽極，最先腐蝕。合金在時效過程中，隨著晶界析出相的形核和長大，PFZ因Cu溶質(zhì)原子不斷減少，電位明顯負移，與基體電位差增大，導致合金耐蝕性能下降。由此可知，不同時效態(tài)Al-Cu-Mg-Ag合金抗腐蝕能力從大到小依次為：欠時效態(tài)、峰時效態(tài)、過時效態(tài)。當然，晶內(nèi)析出相(θ″/θ′)與周圍基體也存在電位差，但晶內(nèi)析出相與晶界析出相相比細小得多，使晶內(nèi)析出相附近基體仍有大量Cu溶質(zhì)原子，故晶內(nèi)析出相與基體電位差較小，所以θ″/θ′相腐蝕敏感性最小。可見，晶界析出相、PFZ和基體存在電位差是影響Al-Cu合金耐蝕性能的另一因素。

研究焊接接頭腐蝕機理，其關鍵是要弄清楚焊接時由于受到了不同溫度的焊接熱循環(huán)作用而致使接頭各區(qū)域微觀組織的變化情況。焊縫區(qū)可以理解為合金發(fā)生了重熔快冷，使Cu在Al基體中的固溶度增加，晶粒均勻致密，Al2Cu共晶相較為細小，無論是沿晶分布還是在晶內(nèi)析出，這些第二相與基體之間的電化學差異較小，耐蝕性能最好。而對淬火區(qū)、過時效區(qū)和母材進行分析，發(fā)現(xiàn)3個區(qū)域所含有的殘余結晶相基本差不多，主要區(qū)別在于淬火區(qū)基本不見時效析出相，處于峰時效態(tài)的母材晶內(nèi)有θ″+θ′，晶界也有連續(xù)的θ′析出，而過時效區(qū)域第二相體積分數(shù)與母材基本保持不變，但晶界析出相卻呈斷續(xù)分布，如圖2所示。當晶界析出相呈連續(xù)分布時，晶界析出相電位相對于基體更低，在腐蝕時將作為腐蝕通道加速陽極溶解速率；當晶界析出相呈斷續(xù)分布時，晶界電位會正移，腐蝕敏感性降低，這與Proton、Lin等[23- 24]的研究結果一致；而殘余結晶相與基體電位差是引起淬火區(qū)發(fā)生腐蝕的唯一原因。故焊接接頭耐蝕性能從強到弱依次為：焊縫區(qū)、淬火區(qū)、過時效區(qū)、母材區(qū)，與圖4、圖5和圖6實驗結果一致。由前面分析知，2219鋁合金焊接接頭發(fā)生電偶腐蝕的影響因素依次為：粗大殘余結晶相與周圍貧銅區(qū)之間產(chǎn)生的電偶效應最大，晶界析出相、PFZ和基體之間產(chǎn)生的電偶效應次之，晶內(nèi)析出相與基體金屬之間產(chǎn)生的電偶效應最弱。

4 結論

(1)2219鋁合金鍛件母材中殘余結晶相Al2Cu主要在晶內(nèi)析出，時效析出相在晶界上連續(xù)分布或晶內(nèi)析出；焊縫區(qū)為典型鑄態(tài)組織，αAl+Al2Cu共晶組織主要沿晶分布，少量在晶內(nèi)析出；熔合區(qū)靠近焊縫一側(cè)為柱狀晶，而靠近母材一側(cè)為細小等軸晶；淬火區(qū)中部分細小殘余結晶相重熔，僅有少量θ″時效強化相；過時效區(qū)析出相粗化，在晶界上呈斷續(xù)分布。

(2)不同尺度第二相與基體之間都存在電位差異，誘導合金發(fā)生一定程度的腐蝕。粗大殘余結晶相與周圍貧銅區(qū)之間產(chǎn)生的電偶效應最大，晶界析出相、PFZ和基體之間產(chǎn)生的電偶效應次之，晶內(nèi)析出相與基體金屬之間產(chǎn)生的電偶效應最弱。

(3)2219鋁合金焊接接頭的腐蝕行為是由殘余結晶相、合金基體、析出相和晶界結構共同引起的，導致焊接接頭不同區(qū)域存在電位差，發(fā)生電化學腐蝕。焊縫區(qū)抗腐蝕性能最優(yōu)，淬火區(qū)次之，過時效區(qū)繼續(xù)變差，母材最差。