汽車車身用6000系鋁合金板材微觀組織與熱處理工藝的研究進展

賈志宏，丁立鵬，吳賽楠，王雪麗，劉 慶，陳昌云

（1重慶大學 材料科學與工程學院，重慶400044；2西南鋁業（集團）有限責任公司，重慶401326）

隨著現代社會能源與環境問題的日益嚴峻，推進汽車輕量化發展以降低能耗、減少廢氣排放、提高燃油效率成為當今汽車工業發展的關鍵，汽車質量每減輕10%，可降低燃油消耗6%～8%，排放量下降4%［1］。鋁合金由于密度低、比強度高、耐蝕性好、易加工成形且便于回收，是目前汽車輕量化的首選材料，采用鋁合金取代傳統鋼材，可使汽車質量減少30%～40%，從而有效降低能耗、減少污染［2］。其中汽車車身板材的制作是汽車工業的精髓，汽車車身質量約占汽車總質量的30%，降低車身質量對于當前汽車工業的輕量化發展至關重要，6000系鋁合金由于具有良好的綜合力學性能是目前汽車車身板材發展的重點［3］。目前，國內汽車工業正處在快速發展階段，2001～2011年10年間，我國汽車年銷售量從200萬量攀升至1800萬量，但是目前汽車的鋁化率比較低，在汽車車身用鋁合金板材的研發上同國外還存在相當的差距，因而促進6000系鋁合金的研發對我國汽車輕量化發展具有重要意義。

6000系鋁合金是可熱處理合金，其良好的綜合力學性能主要是通過相應的加工及熱處理工藝獲得特定的微觀組織結構實現的。近年來世界各國的科研工作者對6000系鋁合金的組織結構及熱處理工藝進行了廣泛的研究。例如，采用三維原子探針（3DAP）和高分辨透射電子顯微鏡（HRTEM）對該合金時效早期析出相及自然時效時形成的團簇進行了研究，并分析了這些團簇對后期時效強化的影響［4－6］；文獻［7－10］研究了Cu，Ag等合金元素的添加對6000系鋁合金時效過程中析出相演變規律的影響，為進一步優化合金成分奠定基礎；文獻［11－14］研究了6000系鋁合金固溶處理后進行的預時效及預變形工藝對合金性能的影響，為制定合理的預處理工藝提供指導。本文結合近年來的研究成果，系統地論述了汽車車身用6000系鋁合金的應用現狀、組織結構、性能特點、熱處理工藝及發展趨勢，為6000系鋁合金的進一步發展提供指導。

1 應用現狀和性能特點

汽車車身鋁合金板材的開發是目前汽車輕量化的關鍵，世界各國汽車生產商都在積極推動車身鋁合金的應用。Audi公司最早在20世紀80年代開始研究鋁合金車身，并于1995年推出第一代全鋁合金汽車Audi A8，其自重減輕了46.8%，剛度提高了14%［15］。美國Ford公司與加拿大Alcan公司合作開發的全鋁合金汽車P2000質量僅為910kg，與Ford公司的Taurus相比質量減輕了40%［1］，因此鋁合金在汽車車身板材上的應用具有巨大的潛力與發展前景。目前，應用在汽車車身板材上的鋁合金主要有2000系（Al－Cu－Mg）、5000 系（Al－Mg）和6000 系（Al－Mg－Si）。2000系鋁合金由于烘烤強度較低、耐蝕性不足，其應用僅限于車身內板；5000系鋁合金具有良好的成形性和耐蝕性，但其強度較低，表面質量難以控制，主要用于車身內板等形狀復雜的部位；而可熱處理強化的6000系鋁合金具有良好的綜合性能，目前主要用在車身外板上，該合金是目前汽車車身板材的主要研究方向。

6000系鋁合金具有中高等強度、良好的成形性和耐蝕性，且焊接性好，易著色，烘烤后表面質量良好，可進行熱處理強化，是目前汽車輕量化的關鍵材料。其在T4狀態（固溶淬火＋自然時效）下時，屈服強度較低，具有優良的沖壓成形性，在車身構件成形后進行涂裝烘烤時獲得時效強化，具有較高的抗凹陷性［16，17］。6000系鋁合金已經在汽車車身外板得到了廣泛的應用，如車頂蓋、后行李箱蓋、發動機蓋板及車門等。

國際上使用較多的車身用6000系鋁合金板材主要有6009，6010，6016，6111和6022等合金，其中，美國汽車生產商主要采用高Cu的6111合金，而歐洲廣泛采用低Cu的6016合金［18］。6111合金具有良好的烘烤硬化性，其烤漆后強度較高，但存在成形性偏低，且對絲狀腐蝕較為敏感等問題；而6016合金具有較高的成形性和耐蝕性，但烤漆后強度偏低，抗凹陷性不足。針對6111合金的成形性和耐蝕性較低等問題，Alcoa公司降低了合金中Cu、Fe、Mn的含量，并適當降低Mg／Si比，開發出了6022合金，該合金不僅具有較高的成形性、耐蝕性和表面質量，且烘烤強化后能獲得較高的屈服強度，可用作車身外板和內板，其6022－T4E29（為Alcoa內部熱處理）已經專利化并投入工業化生產［19］。此外，新開發的6181A合金具有比6016更高的屈服強度，且能夠有效提高合金的回收性，可用于替代5182和5754合金用作車身內板［20］。表1為6000系汽車車身板鋁合金的化學成分［21］，表2為其力學性能［22］。

表1 車身板用6000系鋁合金的化學成分（質量分數／%）［21］Table1 Chemical composition of 6000series aluminum alloys for automotive sheets（mass fraction／%）［21］

表2 車身板用6000系鋁合金的力學性能［22］Table2 Mechanical properties of 6000series aluminum alloys for automotive sheet［22］

2 時效析出特征與微合金化

合金的性能主要取決于其微觀結構，控制合金的晶粒尺寸、形貌、取向，尤其是第二相顆粒等都會對其性能產生重要影響。6000系鋁合金主要通過熱處理過程中形成的納米析出相使合金得到強化，深入研究納米析出相的演變規律對于指導合理熱處理工藝的制定具有重要意義。

2.1 時效析出序列

6000系鋁合金屬 Al－Mg－Si基合金，Mg2Si是該合金的主要強化相，由于Mg2Si在鋁基體的固溶度隨溫度的下降而降低，使得該合金具有明顯的時效硬化效果，因此，6000系鋁合金可以通過熱處理操作調控彌散析出的第二相使合金得到強化。一般認為Al－Mg－Si合金的析出序列［23］為SSSS→ 團簇 → GP（Guinier－Preston）區→β″→β′，U1，U2，B′→β，Si。

由于時效早期析出相尺寸較小，且與基體完全共格，在透射電鏡下很難探測到，因此，目前對時效早期的析出相演化還沒有統一的認識。在時效最初期形成的是原子團簇，團簇是溶質原子與空位相互作用聚集形成的小區域，尺寸大約在1～2nm，與基體完全共格［8，24］。團簇一般可分為團簇1和團簇2，合金室溫停放時會形成團簇1，通常認為是該合金產生自然時效的根源，會對隨后的烘烤硬化產生抑制作用，導致合金強度降低；而在高溫下形成的團簇2在烤漆時能很容易轉化為β″，從而增加合金的烘烤強度［11］。Chang等［25］通過對合金進行低溫DSC測試提出，在自然時效最初1h內形成團簇0和團簇1，自然時效1h至2周內會形成團簇2，但室溫形成的團簇2不能充當β″形核的地點，這可能是由于它與高溫時形成的團簇2結構不同或其他因素的影響，如空位的密度和可移動性。目前，對團簇0還沒有清晰的認識，團簇0是否為團簇1的過渡階段還無法證實。GP區一般指時效早期形成的析出相，其在原子團簇上形核并經過有序化形成，根據合金成分的變化，其形狀可能呈球狀［26］、板狀［27］或針狀［28］。Chen等［29］對時效初期的GP區演化進行了深入的研究，認為時效早期主要的析出相為針狀的initial－β″，其鋁含量較高，與基體完全共格，最主要的特征是具有沿鋁基體〈100〉方向生長的Si2原子柱，在隨后轉變過程中該原子柱保持不變，而通過Mg／Si原子取代Al原子和原子的位移形成pre－β″，并最終轉化為β″。

亞穩相β″是合金峰值時效時最主要的強化相，呈針狀，沿〈100〉方向生長，與基體半共格，具有C心單斜結構，β″的成分最初認為是 Mg5Si6，而后期的研究結果證實β″中含有20%的Al，Mg／Si比為1.1，其成分應為Mg5Al2Si4［30，31］；β′在過時效時產生，會導致合金強度降低，其形狀呈棒狀，具有HCP結構，僅在c軸方向與基體共格［32］；合金中含有過剩Si時，過時效階段還會出現U1，U2，B′相，這三種相也被稱為type A，type B，type C。通常認為type B與β′首先析出，隨后type A形成，type B與β′逐漸消失，并有少量type C非均勻析出，當β和Si出現后，type A隨之消失［33］；β（Mg2Si）為平衡相，Mg／Si為1.73，呈圓片狀或塊狀，具有面心立方（CaF2型）結構，由于β尺寸已達到微米級，且與基體完全失去共格關系，因而，其強化能力最低［34］。這些析出相的共同特征是，都有沿鋁基體〈100〉方向生長的Si2原子柱，Si2原子柱構成穩定的骨架，而原子柱內合金元素的變化構成了不同的亞穩相［35］。目前，關于β′，U1，U2，B′和β等中后期相到底是由先驅相轉變而來還是從基體中形核還尚未認識清楚。表3為Al－Mg－Si合金中主要析出相的晶體結構數據。

表3 Al－Mg－Si合金中已知析出相的晶體結構Table3 Crystal structure of known precipitation phases in the Al－Mg－Si alloy

2.2 析出強化機制

合金時效過程中析出的彌散分布第二相與位錯相互作用產生的強化稱為析出強化，這些析出相本身及其引起的應變應力場都是位錯運動的有效障礙。根據位錯理論，當位錯與析出相發生相互作用時，因析出相的形貌、尺寸、體積分數以及與基體的錯配度、取向的不同，位錯可能以切過機制通過析出相，也可能以繞過機制通過。當析出相尺寸很小且與基體共格時，位錯主要以切過機制通過析出相。切過機制產生的強化主要有彈性共格強化、表面強化、層錯強化、有序強化和模量強化，其強化效應隨顆粒尺寸的增加而上升［36］。當析出相逐漸長大粗化到一定尺寸時，位錯將不能切過析出相，而采用繞過機制通過析出相，并形成包圍析出相的位錯環，這一過程顯然需要較大的外應力，該機制也稱為Orowan機制［37］。先前的析出強化理論主要針對球狀析出相，而6000系鋁合金中合金的強化相主要為針狀的β″和棒狀的β′。Nie等［38］對Orowan機制進行了修正，證實位錯不能切過的棒狀析出相將產生比相同體積的球狀析出相更大的強化作用。

一般認為，6000系鋁合金在過時效之前以切過機制強化，而合金過時效后主要以繞過機制強化。合金時效初期形成的團簇及GP區尺寸非常小，且與基體完全共格，位錯以切過機制強化合金；峰值時效形成的β″雖然僅在c軸方向與基體共格，但其尺寸較小，位錯仍然以切過機制強化合金［39］。Teichmann等［40］對過時效時出現的β′的強化機制進行了研究，認為β′在形成初期也主要以切過機制強化，隨著β′繼續長大，當其長度大于15nm時，其強化機制由切過機制轉變為繞過機制，導致合金的強度下降；Poole等［41］對6111合金的強化機理進行研究，發現Q′相（四元Q相的前驅相）尺寸達到2.5～3nm時，位錯強化由切過機制轉變為繞過機制；平衡相β由于與基體非共格，且其尺寸已經達到微米級，位錯以繞過機制強化，此時合金的強化作用最低。

2.3 微合金化

2.3.1 Mg，Si

Mg，Si是6000系鋁合金中最主要的合金元素，它們可構成強化相 Mg2Si，其 Mg／Si比為1.73，主要通過時效過程中析出Mg2Si的亞穩相產生強化作用，通過特定的熱處理工藝調控這些亞穩相的種類、尺寸、形貌和分布可有效控制合金的性能。平衡態合金中隨著Mg2Si含量的增加，時效時β″相密度增大且其分布更加均勻，使得合金的強度增加。但工業上使用的6000系鋁合金通常很難實現平衡的Mg／Si比，合金中含過剩Si時通常不會改變析出序列及亞穩相的結構和晶格參數，但能通過改變亞穩相的Mg／Si、尺寸、數密度、分布及穩定性影響合金的性能，Si過?？纱龠Mβ″的大量析出，且β″分布更加均勻，同時顯微組織得到細化，使合金具有較高的強度，但Si原子由于易在晶界上偏聚會增加合金晶間腐蝕的敏感性［42］。Mg過剩時會降低Mg2Si在基體中的固溶度，使Mg2Si從基體析出，這些析出相由于容易長大粗化，會導致合金時效強化能力不足，降低合金的烘烤強度與成形性，但過剩Mg能夠提高合金的耐蝕性和可焊性［43］。因此，合理調節合金中的Mg和Si含量對于控制6000系鋁合金性能至關重要。由于對強度要求較高，目前工業上使用的汽車車身板鋁合金通常含有過剩Si。

2.3.2 Cu

合金中添加少量的Cu時，不僅能夠產生一定的固溶強化作用，而且Cu可以通過改變合金的析出序列加速析出動力學，促進形核，產生更為細小彌散的析出相，從而增大合金烘烤后的屈服強度［17］。一般認為Al－Mg－Si－Cu合金的析出序列［44］為：SSSS→團簇→GP區→β″→L／S／C，QP，QC，β′，Q′→Q，Si。

Al－Mg－Si－Cu合金的析出相種類較多，且析出序列較為復雜，其析出相演化規律還沒有清楚的認識。Cu的加入使合金時效后期會出現Al－Mg－Si合金中不會出現的四元 Q相（AlxCu2Mg12－xSix），Cu含量較高時甚至還會出現θ（CuAl2）和S（Al2CuMg）相［15］。其中Q′是Q的亞穩相，呈典型的板條形貌，為HCP結構，在基體的（001）Al面上沿〈510〉Al方向生長［8］。Marioara等［7］對L，S，C進行了詳細的研究，認為這3種相在峰值時效析出，為Q′的先驅相，一般認為C相由L相粗化形成，C相再轉化為Q′和Q相。Cayron等［45］在Al－Cu－Mg－Ag復合材料中發現了Q，QP，QC等相，并將這一發現推廣到6000系鋁合金中。QP通常在峰值時效時出現，QC則出現在過時效階段，其演變序列認為是QP→QC→B′（Q′）→Q，但目前并沒有在鋁基體中發現均勻析出QP，QC的報道。Q為平衡相，具有HCP結構，常常在晶界處呈圓形或橢圓形析出，其化學成分可能是 Al5Cu2Mg8Si6，Al3Cu2Mg9Si7或Al4Cu2Mg8Si7等，Q相與Q′相的點陣參數相似，但Q′與基體錯配度更?。?6］。合金時效過程中析出的Q 相的亞穩相 L，S，C，Q′將與β″，β′等共同產生強化作用，使該合金具有較高的烘烤強度。由于Al－Mg－Si－Cu合金中的早期析出相 L，S等相內部晶格排列處于無序狀態，目前的微觀表征手段還無法對其原子排列和成分進行準確測定，因而，目前對含Cu合金的早期析出相研究還處于猜測階段。表4為Al－Mg－Si－Cu合金中已知的含Cu析出相的晶體結構。

表4 Al－Mg－Si－Cu合金中已知析出相的晶體結構Table4 Crystal structure of known precipitation phases in the Al－Mg－Si－Cu alloy

添加Cu不僅可以加速烘烤硬化速率，還可以通過提高室溫時原子團簇形成的激活能，抑制團簇1的形成，降低自然時效的有害作用［47］。但是Cu含量較高時，會導致合金T4態屈服強度過高，降低合金的成形性。此外，烘烤過程中形成Q相的亞穩相由于易在晶界上偏聚，會對合金耐蝕性和焊接性造成不利影響。因此，6000系鋁合金需要合理地控制含Cu量以使其獲得最佳的性能。

2.3.3 Mn，Cr

合金中含有微量的Mn，Cr等過渡元素時會在均勻化退火過程中形成Al12Mn3Si及Al12Mg2Cr等彌散相。這些彌散相呈球狀或棒狀，尺寸大約為100～200nm，具有較高的密度和熱穩定性，能夠有效提高合金的再結晶溫度，抑制合金固溶過程中的回復、再結晶和晶粒長大過程，其不僅能為強化相的析出提供形核點，還能起到細化晶粒、均勻變形的作用，因而彌散相能同時提高合金的強度和塑性［48，49］。但是，Mn和Cr含量過高時會形成粗大且硬脆的第二相Al6Mn及Al7Cr，其不僅會降低合金的成形性，而且會對合金的表面質量造成損害。

2.3.4 Fe

鋁合金在冶煉過程中不可避免會殘留一定量的Fe，由于Fe在鋁基體中的固溶度非常低，會與基體中Al，Si，Mn等反應形成多種金屬間化合物。這些含Fe相對合金性能的影響主要取決于其種類、尺寸和密度。α－AlFeSi和β－AlFeSi是6000系合金中存在的兩種主要的含Fe相。片層狀的β－AlFeSi容易在塑性變形時引發局部裂紋，降低合金的強度和塑性，并且會損害合金的表面質量；而球狀的α－AlFeSi對合金性能影響較小。因此，促進合金中α－AlFeSi相的形成有利于提高合金的性能［50］。合金中添加一定量的Mn能夠促進均勻化退火過程中β－AlFeSi相轉化為α－AlFeMnSi相，從而降低Fe的有害作用［51］。

2.3.5 Ag

Ag由于能有效提高6000系鋁合金的屈服強度、硬度和伸長率而受到人們的廣泛關注。與Cu相似，Ag能在時效過程中溶入到析出相中，降低β″形核的激活能，從而促進β″的析出，加速合金烘烤速率與峰值強度［9］。此外，還能形成與Q′相似的四元析出相Q［52］Ag。與Cu相比，Ag與Al的原子半徑差很小，固溶在鋁基體中的Ag產生的晶格畸變小，對合金T4態的成形性影響不大［53］，因此，添加微量的Ag對于6000系鋁合金性能的提高具有非常積極的意義。

2.4 固溶后再結晶織構

6000系鑄態鋁合金均勻化退火后需要經過熱軋和冷軋操作得到板材，板材在隨后的固溶處理過程中合金內的第二相逐漸溶解，形成過飽和固溶體，同時變形晶粒發生再結晶，形成等軸、無畸變的再結晶晶粒。合金再結晶后，冷軋板的形變織構β－fiber（包括copper，S和brass織構）開始轉化為再結晶織構，主要包括cube｛001｝〈100〉，cubeND｛001｝〈310〉以及一定量的R｛124｝〈211〉和P｛011｝〈122〉織構［21］，其中cube織構占主導，具有明顯的散漫和旋轉傾向，其形成主要與塑性應變區內的cube帶有關，cube帶中的cube晶核可形核長大形成cube晶粒，此外，非cube晶核內的cube亞晶粒也能形核長大成為cube晶粒［54］，cube織構由于與周圍的β－fiber織構滿足近似40°〈111〉關系，因而其生長得到極大促進。R｛124｝〈211〉在6000系鋁合金通常很難觀察到，其與軋制織構S比較相似，一般是在晶界處通過應變誘發界面遷移（Strain－Induced Boundary Migration，SIBM）機制或原位再結晶形成［55］。

6000系鋁合金中存在的第二相顆粒會對再結晶織構產生強烈影響，顆粒尺寸大于1μm的第二相能夠為再結晶提供形核地點，通過粒子激發形核（Particle Stimulated Nucleation，PSN）促進再結晶，產生非常弱甚至任意的織構，同時形成一定量的cubeND｛001｝〈310〉和P｛011｝〈122〉織構；而顆粒尺寸小于1μm 的彌散相會對晶界移動產生很強的Zener釘扎，強烈抑制PSN形核機制。由于cube晶粒相對于其他晶粒具有較大的尺寸和低的界面能，受釘扎影響小，因而，再結晶后cube織構明顯增強，而其他織構則相對減弱［56］。一般來說，6000系鋁合金的再結晶織構是由cube帶形核晶粒和PSN形核晶粒相互作用決定，通過合理調節合金中彌散相的尺寸、體積分數和分布能夠影響PSN形核，從而有效控制合金的再結晶織構。合金固溶處理后的再結晶晶粒尺寸、形貌、分布以及織構都會對T4態合金的成形性產生重要影響，若板材中出現強烈織構，會使合金出現各向異性，導致板材的強度和成形性降低，且烘烤后板材表面易形成明顯的刷漆線，嚴重損害板材的表面質量［57］。通過優化合金的成分、加工及熱處理工藝能夠有效調節合金的再結晶織構，使合金獲得較高的成形性和表面質量。

3 熱處理工藝

為滿足工業上的需求，需要對6000系合金進行一系列的熱處理操作以提高合金的性能。通常，首先將軋制后板材加熱至高溫進行固溶處理，并淬火到室溫得到過飽和固溶體，即T4態合金。T4態合金在室溫下儲存一段時間后運輸到汽車裝配廠進行沖壓成形，再經過組裝、焊接、膠結等操作，得到汽車車身構件。最后，對其進行涂裝烘烤產生時效強化，使車身獲得良好的抗凹陷性。

3.1 固溶

鋁合金的固溶加熱溫度原則上根據相圖中低熔點共晶溫度和合金溶解度曲線溫度來確定，加熱溫度高于合金溶解度曲線溫度時，合金內的第二相才能充分溶解，但加熱溫度又必須低于合金的共晶溫度（即過燒溫度），否則合金內部將開始熔化，即出現過燒現象。6000系鋁合金的固溶處理溫度一般為500～570℃，且隨著合金元素含量的增加，溶質完全固溶所需的溫度上升，但合金過燒溫度降低，使可供選擇的溫度范圍變窄［58］。合金的固溶時間應該保證強化相能夠充分溶解到基體中，其具體時間的選擇與合金的組織狀態、斷面尺寸、加熱條件、介質及裝爐量有關。合金固溶處理后，晶內粗大的Mg2Si以及部分Q相溶解到基體中，同時，變形晶粒發生再結晶，形成等軸狀晶粒，因而固溶處理后合金不僅得到了較強的固溶強化，而且保持了較高的塑性，使合金淬火后具有較高的成形性［59］。

合金固溶處理后必須立即進行淬火形成過飽和固溶體，以防止強化相的析出，其中淬火速率的選擇會對T4態合金性能產生重要影響。若淬火速率過慢，淬火過程中會有一定量的團簇從基體中析出，導致固溶體的過飽和度降低，從而對T4態合金成形性造成不利影響，并且會導致合金時效過程中在晶界和彌散相處形成粗大的第二相，甚至出現晶間無析出帶（Precipitate－Free Zone，PFZ），從而嚴重影響合金的斷裂韌性及耐蝕性［60］；但淬火速率過快時，會增大合金的殘余應力和殘余變形。影響合金的強度和韌性，因而選擇合理的淬火速率對于鋁合金熱處理工藝非常關鍵［61］。對于6000系鋁合金一般可以采用快速的水淬，以最大限度的提高合金的時效強化能力，淬火后可以通過預拉伸處理降低殘余應力。

3.2 時效

6000系鋁合金一般在車身構件成形后通過涂裝烘烤過程產生時效強化，使合金獲得較高的屈服強度。汽車車身板材的涂裝烘烤包括一系列油漆固化過程，主要有180～190℃、10～20min的電泳涂裝，160～170℃、15～20min的中涂層烘烤和130～140℃、15～25min的面漆烘烤，其大致相當于170～180℃、20～30min的人工時效處理［62］。但這種低溫短時烤漆工藝難以充分發揮鋁合金的時效硬化潛力，如6111合金在175℃時效時至少需要保溫8h才能達到峰值強度；6111－T4板材在這一烘烤工藝下，屈服強度僅能提高20MPa［63］，難以滿足工業上的需求，因而提高烘烤硬化速率對于合金的熱處理強化至關重要。

該系合金板材固溶處理后通常需要在室溫下儲存一段時間才能進行加工成形。在此階段，過飽和固溶體中的Mg，Si原子會聚集形成團簇產生自然時效，使T4態屈服強度提高，從而降低合金的成形性［64］。目前，對自然時效機理尚未認識清楚，其過程遠比人們預想的復雜，Banhart等［65］采用正電子湮沒壽命譜（Positron Annihilation Lifetime Spectroscopy，PALS）技術對6000系鋁合金的自然時效進行研究，認為自然時效至少可分為5個階段，包括空位的擴散、Mg和Si原子的聚集及有序化等一系列過程。一般認為，室溫時形成的團簇1是導致自然時效的根源，團簇1具有較高的穩定性，且它的形成會降低基體中溶質原子和空位的濃度，使合金在烤漆強化時β″難以析出，降低了合金的烘烤強化效應，從而對合金的性能產生不良影響［66］。因此，降低合金自然時效的有害作用也是目前亟待解決的問題。

目前工業上有多種方法可以抑制自然時效的有害作用，如添加Cu不僅能夠加速時效硬化速率，而且能夠有效地抑制自然時效，但Cu含量增大會降低合金的成形性和耐蝕性。此外，合金淬火后采用預時效或預變形等預處理工藝可以抑制或緩解自然時效，目前該工藝在工業生產中受到了極大的關注。

3.2.1 預時效

對淬火后合金進行預時效處理是目前廣泛采用的降低合金自然時效和提高烘烤硬化速率的有效方法。相關實驗證實［67］，對合金進行高于100℃預時效時，合金中Mg和Si原子會聚集形成團簇2，團簇2與自然時效形成的團簇1相比，強化作用較弱，但其 Mg／Si接近于1，與β″相似，可以充當β″的形核點。此外，預時效形成的團簇2能降低基體的過飽和度，抑制室溫停放時團簇1的形成，從而減輕自然時效產生的有害影響，使合金獲得相對低的屈服強度，而在后續烘烤硬化時團簇2能夠很容易地轉化為β″，促進β″大量析出，使合金獲得較高的烘烤強度［68］。但較高溫度下長時間預時效會增大T4態合金的屈服強度，對合金的成形性不利，因此固溶后進行140～180℃、小于10min預時效對于6000系鋁合金性能的提高較為有利［69］。當對合金進行70～90℃低溫預時效時，需要進行6～8h的預時效處理才能達到相似的效果，由于該溫度下預時效工藝更容易控制，且成卷的板材需要長時間處理以保證內外溫度均勻，因而，低溫預時效目前更受工業生產的親睞。目前，6016合金的T4P工藝（固溶淬火＋預時效＋自然時效）已經在汽車工業上獲得廣泛應用，其不僅能獲得相對低的T4態屈服強度，而且能較大限度地提高合金的烘烤強度。

3.2.2 預變形

對淬火后合金進行預變形也是提高合金析出動力學的重要手段之一。預變形后合金中會產生大量位錯，這些位錯不僅能通過產生加工硬化提高合金T4態屈服強度，而且會對合金的時效析出產生重要影響［70］。首先，位錯會吸收淬火后合金中的過飽和空位，而過飽和空位對于團簇的形成是非常重要的，因此，基體內過飽和空位的減少能夠抑制T4態合金中團簇1的析出，降低合金的自然時效，同時促進烘烤強化時β″的析出［12］。此外，位錯還能為GP區的形成提供非均勻形核位置，并通過為Mg和Si原子提供通道擴散加速烘烤過程中GP區向β″的轉變，從而有效提高合金的烘烤硬化速率，增加合金的烘烤強度，且隨著預變形的增大，合金烘烤強度提高［71］。但是預變形會增大T4態合金的屈服強度，對合金的成形性產生不利影響［72］，因而提高T4態合金的成形性是預變形工藝需要解決的重要問題。

目前單純采用預變形或預時效工藝在提高合金的烘烤強度上還存在一定限制。研究表明［73］，將預變形和預時效結合起來，即對固溶后的合金先進行預變形，然后預時效處理，能夠更加顯著的提高合金的烘烤強度。預時效前的預變形可以進一步抑制自然時效，而預時效可以降低預變形引起的加工硬化，因而，合金在室溫的自然時效明顯降低，同時，合金的烘烤硬化性得到進一步增強，使合金獲得了比單純進行預變形或預時效更高的烘烤強度［74］。實驗證明［12］，6022合金進行2%的預變形＋70℃／60min預時效后，T4態屈服強度為140MPa，烘烤后屈服強度可達到230MPa，能夠很好地滿足合金成形性和抗凹陷性的要求。

4 結束語

近年來，人們結合三維原子探針、球差校正透射電鏡等先進顯微表征技術與第一性原理、分子動力學等計算方法，對時效早期析出相與自然時效時的原子團簇進行了深入研究，將6000系鋁合金微觀析出相的研究推向了納米尺度和原子尺度。同時，人們對合金淬火后的預時效及預變形等工藝進行了廣泛的研究，進一步提高了合金的成形性及烘烤硬化性。但是該系合金在汽車工業上依然難以獲得大規模應用，其根本原因在于人們對該合金析出相的結構演變規律及其與合金性能的本征關系認識不清。目前，人們對時效早期析出相及團簇還沒有統一的認識，自然時效的根源并未解釋清楚，且當前的熱處理工藝依然難以使合金同時獲得良好的成形性及烘烤硬化性，相對于鋼板，該系合金的成形性較低，沖壓時易產生裂紋和褶皺，此外，鋁合金板材的高成本也限制了其大規模應用［75］。

針對鋁合金存在的以上問題，首先，可以考慮改進熔鑄技術，優化板材的制備工藝，提高鋁合金的可回收性，使鋁合金板材的成本降低。為了進一步提高6000系鋁合金的性能，需要從四個方面開展研究：（1）結合先進的顯微表征手段及第一性原理等計算方法，研究6000系鋁合金時效過程中的析出相結構特點及其動態演化規律，揭示析出相與合金性能的本征關系，研究合金在加工成形和熱處理過程中的織構演化及其對合金性能的影響，為設計合理的熱處理工藝奠定基礎；（2）分析各個合金元素在熱處理過程中的相互作用及其對合金強化作用的影響，研究Mg，Si原子比和Cu含量的最佳組合，合理調節合金中Mn，Cr等過渡族元素含量，并考慮向合金中添加微量的Ag及稀土元素，使合金獲得盡可能多的有利析出相，同時抑制不利析出相，實現更加理想的強化效果；（3）結合6000系鋁合金在不同條件下的析出特點，改進合金的熱處理工藝，進一步深入研究對合金淬火后各種預處理對合金析出行為的影響，從而有效提高合金的成形性和烘烤硬化性；（4）改進加工成形工藝。

目前，國外產6000系鋁合金板材在汽車上已有一定規模應用，并且用量逐漸增加。我國一些先進汽車企業也在嘗試自制汽車覆蓋件的鋁合金化，但由于沒有成熟的國產鋁合金板材，從國外購買的鋁合金板材成本較高，限制了國產汽車對鋁合金板材的規?；瘧谩Ｒ虼耍铀匍_發具有我國自主知識產權的車身板鋁合金，促進國產汽車的輕量化發展，是推進我國從汽車大國跨越到汽車強國的必由之路。

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