作者：靳军 蒋平 耿韶宁 舒乐时 邵新宇 韩楚 任亮元 李远泰 杨露 王祥琦

摘要

2000系列铝合金已具备广泛用于轻质结构的标准，但熔焊过程中的凝固裂纹一直是长期存在的问题。我们在此构建了锆（Zr）-芯铝（Al）-壳层（ZCASW）线材，并采用振荡激光-电弧混合焊接技术控制焊接过程中的凝固，最终实现2024铝合金的可靠且无裂纹焊接。我们根据晶体学信息选择晶格与铝理想匹配的Zr线，并用与母材化学成分相似的Al线缠绕。无裂纹、等轴（晶粒的长、宽、高大致相等）的细粒微观结构，从而显著提升了比传统熔焊接头的拉伸强度，甚至可与摩擦搅拌焊接头媲美。这项工作在高强度铝合金焊接中具有重要的工程应用价值。

介绍

如今，轻质材料已成为促进能源和环境可持续性的重要组成部分车辆重量每增加100公斤，CO含量就会下降₂排放量为每公里8.7克，油耗为每100公里0.4升因此，轻质结构部件组装成功能单元在航空航天、铁路、汽车和造船等多个行业中具有重要意义焊接是组装轻质材料的重要工艺。

铝合金是典型的轻质材料，近几十年来广泛应用于由于它们在低重量时拥有卓越的力量2xxx系列合金常用于航空航天和军事领域。研究最广泛的成员之一是Al alloy 2024（AA2024）。对于AA2024的焊接，大多数专家偏好摩擦搅拌焊（FSW）然而，FSW工艺通常受限于结构件的复杂形状，需要特殊的安装。虽然熔焊无疑更灵活高效，但许多学者已对AA2024的焊接进行研究，如电弧焊激光焊接电子束焊接以及混合焊接他们还强调，熔焊的主要问题之一是凝固裂纹，这大大阻碍了其广泛应用。

AA2024的温度范围较宽，导致液相和固相在凝固过程中共存的宽广糊状区域，熔焊过程中常以柱状树突的形式凝固，随着凝固过程的推进，液相比例逐渐减少。当凝固收缩产生的拉伸应力超过几乎完全固化的微观结构强度，且凝固过程中液体供给不足时，树突之间会发生固化裂纹。

为了扩大AA2024在航空航天和军事应用中的潜在应用，已采取多项措施解决凝固裂纹问题填充材料的发展提供了有效防止凝固裂纹的方法。众所周知，填充材料通常与基材相似，以保持其原始性能而不产生兼容性问题。基于此原则，ER2319填充材料——铝铜线应优先选择用于AA2024焊接。但由于存在凝固裂纹，这种策略并未被推荐。相反，ER4043或ER4047填充材料——一种二元Al-Si系统——被广泛建议连接这些材料。这是因为硅元素的加入可能促进形成大量低熔点共晶，能够迅速填满树突之间的通道，并通过愈合效果修复裂纹需要注意的是，Al-Si系统的填充材料可以减轻凝固裂纹，但焊缝通常表现出不理想的机械性能。例如，使用Al-Si线制造的焊接接头的抗拉强度约为280兆帕而AA2024在航空航天领域的发射功率超过400兆帕。因此，实现AA2024的高强度无裂纹焊接仍是一大障碍。

令人欣慰的是，细小等轴微结构在糊状区表现出更优异的应变容纳能力，通过缓解限制树突方向的相干性并促进裂纹¹⁹.与此同时，细小的等轴微观结构也表现出良好的性能该观点已被众多学者证明。然而，如何获得细小等轴微观结构一直是主要问题。令人鼓舞的是，引入成核颗粒以产生相同的超细等轴结构是一种有效的方法。它可以扩大热梯度-增长速度曲线的等轴区域这有助于生成等轴微观结构此外，成核粒子的出现可能加剧固液界面的缺冷，缩小临界核半径从而有效促进凝固过程中晶粒的精细。为了获得超细等轴微观结构，成核颗粒的晶格参数必须与α-Al相似因此，接种处理中常用元素如Zr、Ti和Sc被选用来形成Al。₃由于X（X = Zr、Ti或Sc）与α-Al存在小的晶格不匹配。Al 的晶格参数₃Zr，阿尔₃Sc和Al。₃Ti的Ǻ为4.08、4.103 Ǻ和3.967 Ǻ，与Al的4.049 Ǻ相近，与阿尔相比₃Sc或Al。₃Ti相位，即Al之间较低的不适配值（0.765%）。₃Zr相和α-Al相可以降低析出的成核障垒。此外，Al₃由于两相结构相似，Zr相可以作为α-Al的极佳异相成核位点。例如，L1之间存在两种立方体对立方体的定向关系（OR）₂-阿尔₃Zr和α-Al：Al（001）//L1₂-阿尔₃Zr（001）， Al[110]//L1₂-阿尔₃Zr[110] 和 Al（100）//L1₂-阿尔₃Zr（100）， Al[010]//L1₂-阿尔₃Zr[010]。

在这项工作中，我们制造了锆（Zr）-芯铝（Al）-壳层（ZCASW），并采用振荡激光-电弧混合焊接技术控制焊接过程中的凝固，从而实现了细粒（约4微米）、无裂纹的AA2024焊缝。焊接处展现出令人惊讶的高极拉伸强度，达到349兆帕，甚至可与FSW媲美。这表明ZCASW的引入有望使AA2024在航空航天行业结构设计中实现熔焊。填充材料克服了在高性能合金应用中强度与开裂性之间的权衡，这一悬而未决的问题。这种焊接技术为广泛的工业应用奠定了基础，因为它能够满足自动化焊接对效率的要求。

选举结果

焊接接头的宏观外观

图1a展示了AA2024的振荡激光-电弧混合焊接工艺，其中填充材料被电弧热源熔化，振荡激光束施加于电弧后方，以促进合金元素均匀分布。创新的ZCASW是通过组装7根直径0.6毫米的细丝制成的。Zr线作为中心线，围绕其缠绕六根铝线（见方法）。图1b展示了ZCASW填充材料的示意图和产品。这种配置的一个关键优势在于晶粒精炼元素如何融入熔池。焊接过程中，元素间的第一个冶金键发生在液滴形成中，随后每个液滴逐渐变大，直到进入熔池，在那里可以混合搅拌，以获得由振荡梁驱动的第二个冶金键。这导致合金元素的转变更有效且均匀。此外，ZCASW填充材料的简单制备方法仅依赖物理绞线机制，而非传统铸造工艺，后者准备时间更短，关键原料成本也较低。在使用方面，我们还证明ZCASW填充材料符合自动化焊接的效率要求，就像传统焊接丝材一样。因此，我们认为这种焊接丝在工业制造中具有显著潜力。为了获得细小的等轴微观结构以抵抗凝固裂纹，选择Zr作为晶粒精炼剂，从而形成有利的铝₃Zr成核阶段。根据经典成核理论，该相有望显著提升晶粒精炼效率，并为α-Al提供低能成核屏障。图1c显示了α铝和L1的晶体学数据₂-阿尔₃Zr 及其晶格匹配关系。

焊接过程示意图。b ZCASW填充器的纵向和横截面示意图及乘积。c α-Al和L1晶体学数据的示意表示₂-阿尔₃Zr，说明了晶格匹配 Al 的过程₃Zr相可能诱导α-Al的低能量势垒外延生长（OR1代表取向关系1，OR2代表取向关系2）。

我们使用ZCASW填充剂进行激光焊接实验，将尺寸为150毫米×100毫米×8毫米的AA2024板材进行熔合。同时，我们使用标准ER2319（Al-Cu）填充剂和ER4043（Al-Si）填充剂进行对照实验。图2a展示了用ZCASW填料制造的焊接接缝表面地形，并实现了完美的成型。图2b和图。2c 分别展示了焊接缝的纵向和横截面形态。光学显微镜下无法观察到裂纹。为了可视化焊缝表面形态，我们使用三维景深光学显微镜测量焊接接缝顶表面高度，以实现良好的均匀性，如图所示。2d 为了进一步直观内部缺陷的三维特性，切除2毫米×2毫米×5毫米微体积，用X射线显微计算机断层扫描技术进行检查。图2e，f，g分别展示了使用ER2319填充剂、ER4043填充剂和ZCASW填充剂对焊接缝内缺陷的三维重建体积。值得一提的是，裂纹（以黄色绘制）出现在无花果中2e。图2f显示预期效果，且未出现裂纹。图2g也没有出现裂纹，表明这种填充材料非常有效。

a 用ZCASW填料制造的焊接接缝表面地形。b 焊接缝的纵截面形态。c 焊接接缝的横截面形态。d 焊缝表面的形态和高度测量（颜色条表示焊接接缝表面的高度）。例如，焊接缝内缺陷的三维重建体积，分别使用ER2319、ER4043和ZCASW填充剂制造（颜色条表示孔径）。

微观结构的改造

固体初级树突/晶体的形状已知会影响凝固过程中的裂纹敏感性。一般来说，具有粗树突的固化微观结构的凝固裂纹敏感性（SCS）高于细树突的显形结构 为进一步验证这些结果，我们从树突形态和用不同填充物制备的熔点间树突区形态角度进行微观结构分析。

这里，我们首先详细讨论树突形态的影响。图3a展示了用ER2319填充材料制备的熔点。由于宽阔的糊状区以及高强度铝合金固体分数与温度之间的非线性关系熔点会凝固成大型树突。图3b显示了熔点的反极点数（IPF）。为了量化树突大小，我们计数并从熔点区得到平均36微米（图3c）。需要注意的是，较大的树突在凝固过程中可能导致长长的树突间液通道。随着温度和液体体积分数的降低，长液体通道可能会被正在发育的树突状固体网络困住或阻碍。当液体进给不足以补偿凝固收缩和热收缩时，就会发生固化裂纹图3d显示了用ER4043填充材料制造的熔点。熔点区树突的平均尺寸为38微米（见图）。3f），其厚度接近ER2319填充剂（36微米）。熔点区内未发现凝固裂纹。然而，在采用这种方法时，必须做出若干妥协。熔融填充合金局部稀释熔融AA2024基合金，从而降低强化合金的浓度⁴.这通常导致焊接接头强度降低。

a、d、g 超景深显微镜对使用ER2319、ER4043和ZCASW填充材料制造的焊缝进行表征。b、e、h 熔点的IPF由ER2319、ER4043和ZCASW填充材料制成。c、f、i 用ER2319、ER4043和ZCASW填充材料制造的熔点晶粒尺寸统计。j STEM-HAADF图像，位于一个等轴树突区域，以及对主要元素（Al、Zr、Cu和Mg）的EDX映射，见（k）。L 1 的衍射图样₂-阿尔₃Zr 沉淀方向为 [0\（1（\_）\）\（1（\_）\）]。m Al矩阵与L1界面的衍射图样₂-阿尔₃Zr 方向为 [0\（1（\_）\）1]n HRSTEM-HAADF图像，拍摄于α-Al/L1₂-阿尔₃Zr界面沿[0\（1（\_）\）1]方向_阿尔（[0\（1（\_）\）1]_L12-Al3Zr）区域轴，内嵌显示对应的FFT模式。o 放大视图显示（n）中标记的黄色区域，显示了这两种晶体界面上的原子重合。

使用ZCASW填充材料成功改变了AA2024焊接过程中的凝固机制。焊缝无裂纹，旨在确保良好成型。图3g展示了用ZCASW填充剂制备的熔点区均匀微观结构，这与ER2319和ER4043填充材料所得到的结构有显著区别。树突表现出高度等轴形态，平均尺寸为4.0微米（见图）。3i），且树突间区域是光滑的。一般来说，熔融池在焊接过程中以大型树突为主，因为初级凝固条件有利于外延生长，除非在固液前缘之前发生剧烈成核事件StJohn 等人。报告指出，等轴和细微结构更受高密度强核成核颗粒及生长限制因子（Q）大值的青睐，该因子可表示为Q = m。_lC₀(K-1）给你，m_l表示液相线C的梯度₀表示合金的初始组成，k 表示分配系数。Zr的引入不仅提高了Q值，还提供了强效的Al成核颗粒₃Zr因此，更大的晶粒限制因子和更强效的核晶体可能促成我们焊缝中高度等轴且细微的微观结构（图）3g）。为进一步揭示高等轴树突因Zr添加而生长的行为，典型的等轴区含有颗粒内沉淀物，通过聚焦离子束（FIB）切除，进行透射电子显微镜（TEM）分析。图3j展示了在一个等轴树突区域以高角度环形暗场（STEM-HAADF）模式拍摄的扫描TEM图像。此外，根据能量色散X射线光谱（EDX）成像（图）。3k）。为进一步识别等轴树突区域富铯析出物的晶体结构，进行了选区电子衍射（SAED）。与Zr析出相关的衍射点在SAED图样上用黄色圈圈表示（图。3l）。多个Zr立方析出的衍射图样显示出一个L1₂面心立方结构（FCC），支持L1的形成₂-阿尔₃Zr沉淀。图3m显示了Al矩阵在[0\（1（\_）\）1]方向的SAED图案，衍射点以黄色标示。与L1相关的衍射点₂-阿尔₃Zr以蓝色标示。母语之间的方向关系（OR）₂-阿尔₃Zr 和 α-Al 的分布遵循 [0\（1（\_）\）1]_阿尔[0\（1（\_）\）1]_L12-Al3Zr.该手术展示了这两个相之间典型的立方体对立方体关系图3n显示了在α-Al/L1上拍摄的高分辨率STEM-HAADF图像₂-阿尔₃Zr界面，入射电子束与L1的[0\（1（\_）\）1]区轴平行₂-阿尔₃Zr（上部）和相邻的铝晶粒（下部）。对应的快速傅里叶变换（FFT）图样通过图中的插入物显示。3n 界面原子的重合在图中可以清楚地看到。3o，展示了这两种晶体之间完全相干的界面。这种完全的一致性归因于这两个阶段之间较小的位面间错配。平面距离为 （200） Al₃Zr 和 （200） α-Al，分别为0.2084 nm和0.2064 nm。因此，Al的格格不入者₃Zr-α-Al界面约为0.96%，表明界面高度相干，为α-Al提供低能成核屏垒。

接下来需要考虑的是树突间相形态的变异。扫描电子显微镜（SEM）用于研究由ER2319和ZCASW填充材料制备的熔点层树突间相形态。图4a展示了用ER2319填充剂制备的熔点中典型的树突间相分布。树突间相呈层状，沿树突间区域连续分布，通常导致连续的分离。这种树突的生长很意外，因为它通常会导致熔点的拉伸强度降低，即使应力或应变较小，也会导致裂纹缺陷。

a，b 熔点层间晶相，使用ER2319和ZCASW填充材料制备。 c 来自不同熔点获得的树叶间相面积分数比较（误差条表示标准差）。d EPMA图，显示由ZCASW填充剂制备的熔点层中树突相和铝基质的化学组成。e 由 TEM-EDX 观察到的树突间相，显示出 STEM-HAADF 图像。f型树突间期的SAED模式。g EDX 映射主要元素（Al、Cu、Mg 和 Zr）。h α-铝与Mg界面的HRTEM图像₂Cu相位，内嵌显示了Mg的FFT模式₂Cu相。

图4b显示了用ZCASW填充剂制造的熔点区典型的树突间相分布。此处，树突间相被分段，其碎片方向随机，比用ER2319填充剂制成的片段短。同时，通过SEM图像在背散射电子（BSE）绕射模式中，通过不同熔点获得的树叶间晶体相面积分数进一步分析。用ER2319填充剂制备的熔点区树突间相面积分数为11.5%（见图。4c），在用ZCASW填充剂制造的熔点区，其含量增加到15.95%。树突间相越多，表明在凝固末期树突中存在更多液体，可以充分补偿凝固收缩和热收缩。另一方面，较短且随机方向的树突间相，加上高度等轴且圆形的树突，表明凝固过程中剩余熔体流动性较高。目前的结果与熔点更不易开裂的特性相符。

为了进一步明确熔点区的成分分布，选择一个典型区域进行电子探针微分析（EPMA）分析（补充图）。6）。图4d显示了代表性结果。树突间相富含镁和铜元素，而Zr在树突内部占主导地位。为了进一步识别树突间相的晶体学信息，FIB会切除一个典型区域进行透射电磁分析（见图）。4e）。典型的颗粒间相区域被置于STEM-HAADF模式，并结合SAED和EDX映射分析进行识别。图4f、g显示了代表性结果，与Mg相符₂Cu相。图4h显示了α-Al与Mg界面的HRTEM图像₂Cu相位，内嵌展示了Mg的FFT₂Cu相。

凝固开裂抑制机制

为了进一步揭示晶粒精细如何影响凝固裂纹，我们提出了结合相场（PF）模拟和Kou裂纹准则的方法。PF模拟旨在研究显著影响凝固裂纹的微观结构演变。口的破裂标准主要考虑因拉伸变形导致的晶粒分离、晶粒结合的生长速率以及填充晶界的液体进料，用于研究SCS。在此准则下，最大|dT/d（f_s)^1/2|其中T表示温度，f表示_s表示立体分数，被提出作为评估SCS的简单指标该指标与 T-（f 相关_s)^1/2曲线，以及更精确的T-（f_s)^1/2关系可以更准确地预测SCS。

图5a模拟了用ER2319（上方）和ZCASW（下方）填充剂制造的熔点凝固过程中树突和液态通道形态的变化。当树突平均尺寸为36微米，对应ER2319填充剂时，显微结构表现出树突状生长，发达的侧枝伴随主臂。当树突大小减小至4.0微米，对应ZCASW填充剂时，显微结构呈现为非树突状等轴结构，且不形成侧枝。这些模拟结果与之前的实验结果一致。另一个关注点是终端凝固阶段的液态通道形态。与ER2319填充剂一样，残留液体首先形成连续的细长液体通道，随后由于侧枝的出现，液体通道变得起伏不定。然而，树脂突之间的液体通道明显较ZCASW填充物短，且凝固路径通常更曲折，这对抵抗开裂起到了重要作用。此外，图5a还展示了用ER2319和ZCASW填充剂制备的熔点中的溶质分布。在树突状生长过程中，溶质被固体网络结构排斥到残留液体中。随着温度下降，液体中溶质Cu的浓度大幅增加。至于ER2319填充剂，显然溶质分离不仅发生在初级树突之间，也发生在次级树突之间。然而，溶质分离行为仅发生在非树突状等轴结构之间，如ZCASW填充物。

这是用ER2319（上层）和ZCASW（下侧）填充剂制造的液态通道形态，模拟了熔点树枝状生长期间的液态通道形态。每排的六块面板对应不同的温度。b， c 用ER2319填充剂和ZCASW填充剂制造的熔点溶质分布模拟为882 K。溶质分布沿AA线（b）和BB’线（c）分布。e T-（f_s)^1/2曲线和裂纹易感指数，基于使用ZCASW（蓝色）和ER2319（橙色）填充剂制造的熔点层PF模拟计算得出（CSI代表裂纹易感指数）。

为了更好地理解溶质分离行为，图中 AA’ 线上的铜浓度分布。图中5b和BB线。5c如图所示。5d注意溶质分布图是在相同温度下获得的。残余液体中这两种条件下的铜浓度都远高于固体网络结构中的铜浓度，且铜浓度的峰值几乎相同。然而，随着树突尺寸的增大，最近邻树突的液态通道平均宽度显著增加。这意味着液体通道中积累的溶质更多，表明在相同温度下，树突体积越大，分离度越高。值得注意的是，液态通道中的强烈分离行为会削弱树突的广泛聚合，从而使树突易发生凝固裂纹。

为了实现使用Kou指数T-（f）对SCS的定量描述_s)^1/2曲线来自PF模拟数据（图）。5e）。图5e对比了T-（f）_s)^1/2熔点曲线由ER2319和ZCASW填充剂制成。在高f的末端凝固阶段_s，T-（f_s)^1/2ER2319填充器的曲线比ZCASW填充曲线更陡峭。Kou 提出的 SCS 指数，即最大|dT/d（f_s)^1/2|近（f_s)^1/2= 1，在图中得到了证明。5e注意 T-（f 的斜率更陡）_s)^1/2近曲线（F）_s)^1/2= 1 表示裂纹敏感度较高，此外，我们绘制 |dT/d（f 的曲线）_s^1/2)|与图中最终凝固阶段的T相比。5e 显然，ER2319材料对应的裂纹敏感指数高于ZCASW填充剂。因此，使用ER2319填充剂制造的熔点具有比ZCASW填充剂更高的SCS。

焊接接头的机械性质

为了揭示ZCASW填充剂对焊接接头机械性能的影响，我们进行了微硬度和拉伸测试。图6a比较了使用ER2319、ER4043和ZCASW填充剂制造的焊缝的横截面微硬度。使用ZCASW填料制造的焊缝微硬度明显优于传统填料。这可以归因于化学成分的变化以及常见的强化机制，如霍尔-佩奇效应。

a ER2319、ER4043和ZCASW填料所制造焊缝的微硬度。b ER2319焊接件的工程应力-应变曲线，ER4043
以及ZCASW填充曲。c 采用各种填料材料制造的焊缝抗拉强度总结。d 降水强化（Δσ 估计的增强贡献
_PPT）、晶粒尺寸强化（Δσ_英国固溶增强（Δσ_SS）和位错强化（Δσ_迪斯).σ₀代表纯铝的基线强度，σ_0.2表示屈服强度的实验值。

图6b显示，使用ER2319和ER4043填料制造的焊缝平均拉伸强度为318兆帕和290兆帕，分别为母材的72%和66%。使用ZCASW填料制造的焊缝平均抗拉强度达到349 MPa，远高于前两种填料制造的强度，即母材的79%~σ
_b= 442 MPa）。ZCASW焊缝与ER2319、ER4043及其他填料焊接件的极限抗拉强度总结可见图中。6c. 用ZCASW制造的焊缝表现出最佳强度，超过文献中大多数报告的数值
⁸.此外，使用ZCASW填充剂制造的焊接处（未经过后热处理）的拉伸强度甚至可与FSW焊接焊接（σ
_b= 360 MPa）
³⁸.为了解焊缝强度增加的起因，我们对使用ZCASW填充剂制造的焊缝进行了定量分析，采用广泛认可的强度机制，包括晶粒增强（Δσ
_英国固溶增强（Δσ
_SS）、位错强化（Δσ
_迪斯），以及降水强化（Δσ
_PPT).表1显示了其特征（半径r和体积分数f）、晶粒尺寸（d）、溶质浓度（c）
_Cu以及 c
_MG），以及熔点的位错密度（ρ）。根据这些特征值（见方法），可以计算上述增强贡献（见方法）。考虑到这些强化机制在室温下有效存在，合理推测每个强度贡献都可以线性叠加相对贡献见表2。此外，纯铝的内在屈服强度（σ₀= 10 MPa必须考虑。因此，屈服强度的整体增量可总结为：

图6d显示了焊接后整体屈服强度增量的线性叠加，理论计算与实验结果一致。晶粒强度对熔点贡献最显著，占47.2%，而沉淀强化相对较小。熔点区中固溶体强化占主导，贡献25.4%，其余为位错强化，占熔点贡献21.2%。

方法

填充材料制造

考虑到Zr对AA2024焊缝的影响，将六根直径0.6毫米的ER2319线和一根直径0.6毫米的R60702线绞成直径1.8毫米的ZCASW填充剂。R60702线被用作中心线，六根ER2319线被扭转并绕绕在中心线上。ER2319线是ZCASW填充剂的关键组成部分，因为它们与母材化学成分相似。R60702线材的主要化学成分是Zr，容易与α-Al反应形成铝₃Zr. 实验研究已经证明了阿尔₃Zr相可作为异质核，大幅精炼α铝晶粒。基材和焊丝的名义化学成分列于表3，补充表3列出了使用ZCASW填充剂制造的焊缝成分，测试使用感应耦合等离子体光学发射光谱仪（ICP-OES）进行。

焊接工艺与样品制备

采用了混合振荡激光-电弧焊接方法，用于熔合2024铝合金板材。实验中使用直径1.2毫米的ER2319和ER4043填充剂（化学成分见表3）以及直径1.8毫米的ZCASW填充剂。表4显示了焊接优化参数。图1a展示了焊接过程的示意图。

之后，所有样品均通过电放电加工（EDM）加工。拉伸试样使用EDM切割至3毫米厚度，表面用240、400、800目砂纸抛光，为机械测试做准备。微观结构样品也用EDM切割，并安装在环氧树脂中进行抛光。研磨使用240、400、800和1200目砂纸进行。样品的最终抛光使用1微米金刚石和50纳米铝₂O₃抛光化合物。部分抛光样品用凯勒蚀刻法蚀刻15秒进行SEM分析。额外样品用于EBSD分析。用于TEM表征，使用FIB显微镜从熔点区切割约30纳米厚的样品。

X射线微型计算机断层扫描技术与材料表征

为了表征凝固裂纹缺陷的空间分布，采用了蔡司Xradia 620的X射线微计算机断层扫描技术。切割2毫米×2毫米×5毫米微体积样本用于X射线断层扫描。为了识别扫描过程中典型的最小可检测缺陷，选择了3微米×3微米×3微米体素⁴³.可视化工作使用Avizo软件完成。

在微观结构分析中，抛光样品使用光学显微镜和扫描电子显微镜观察。至于EBSD分析，研磨后样品用10%高氯酸和酒精溶液抛光，然后用GeminiSEM300观察。EBSD分析样本进一步利用EPMA-8050G分析，确定树突和树突间区域的元素分布。在TEM分析中，Spectra 300对30纳米厚样品的沉淀物成分和树突间相进行了分析。

机械测试

微硬度测试在距焊缝上表面2毫米处进行，机器设定为100克力和15秒的滞留时间。

使用INSTRON-8801进行的单调拉伸测试针对ER2319制造的三种焊接件进行，分别是ER4043和ZCASW填充件，最小宽度为12毫米，测量条长40毫米，厚度为3毫米（补充图）。7）。标称应变率为2.0毫米/分钟。载荷方向与焊接方向垂直。

相位场（PF）建模

由高木和大野开发的相场（PF）模型被本研究采纳。该模型的一个重要优势是支持溶质在固相和液相中的扩散。值得注意的是，侧支通过引入高斯随机数的波动电流J表示，方差为\（2{D}_{l}{F}_{u}^{o}q（\phi ）（1+（1-k）u）/（\varDelta t\varDelta {x}^{d}）\）\）其中\（{F}_{u}^{o}\）表示根据界面厚度的恒定噪声幅度，∆t为时间步长，∆x为晶格大小。

选定了Al-4.5 wt%铜合金，其物理性质列于补充表1，PF模型的控制方程通过普通有限微分法离散化。时间演化通过一阶欧拉方案离散化。时间步长的选择是根据 \（\varDelta t\le {（\varDelta x）}^{2}/5.0{D}_{l}\） 选择的。采用了均匀的网格间距，分别为\（\varDelta x\） = 0.8\（{W}_{0}\） = 0.025微米，其中\（{W}_{0}\）表示界面厚度。计算域大小设定为75微米×75.4微米（3000 ×30¹6单元），满足实际需求。本研究的冷却速率使用了2400 K·秒⁻¹，这些数据是根据实际测量得出的（补充图）。1）通过多次CPU并行计算，使用消息传递接口库来加速模拟。

估算增强贡献

根据经典的Hall-Petcch方程，晶界引起的增强贡献可由以下方程给出：

其中k是每种材料特有的强度系数，k=0.12（铝合金），d是根据EBSD分析得出的晶粒尺寸（图）3h，l）。

根据著名的弗莱舍方程，溶质强化产生的增强贡献可以用以下方程估算:

其中 Δσ_我表示每个元素的理论强化效率（Δσ_MG= 18.6 MPa/wt.% 和 Δσ_Cu= 13.8 MPa/wt.%).c_我是溶质元素的浓度（按重量百分比计），该浓度在研究中通过SEM-EDS测量（补充表2）。

位错强化引起的增强贡献是利用贝利-赫希方程估算的:

其中α表示一个常数，对于面心立方合金（fcc）设为0.2。ρ_GND是GND密度，通过EBSD分析确定（补充图）4）。

Orowan 绕过机制产生的强度提升可评估如下:

其中 M = 3.06 表示 fcc 合金系统的泰勒因子，G = 27 GPa 是铝合金的剪切模量，υ = 0.33 是铝合金的泊松比，b = 0.286 nm 是铝合金的伯格斯矢量值，r 是平均析出半径。\（{L}_{p}=r（\sqrt{\frac{2\pi }{3f}}-\frac{\pi }{2}）\）\）表示析出物间距离，其中f是析出物体积分数。在我们的案例中，r和f是通过图像处理软件从SEM图像中提取出来的（补充图）6）。