高強7000(Al-Zn-Mg-Cu)系鋁合金成形性研究進展

霍望圖，孫濤濤，雷誠心，吳 昊

(1.西北有色金屬研究院，陜西 西安 710016)

(2.西部新鋯核材料科技有限公司，陜西 西安 710299)

(3.西安科技大學材料科學與工程學院，陜西 西安 710054)

(4.東北大學材料科學與工程學院，遼寧 沈陽 110819)

1 前言

高速、節能、安全一直是汽車工業和航空航天領域的重要關注點，而輕量化是實現上述目標最有效、最簡單的途徑[1，2]。輕量化可以通過設計或選材實現，其中前者體現在新技術和新工藝上，而后者則是采用輕質高強的材料。通過大量對比研究，發現選用鋁合金材料制作交通工具比木材、塑料及鋼材等更具有科學性、經濟性及先進性[3]。2020 年歐洲每輛汽車用鋁總量比2016 年提高了7.6%～12.1%，預計2025 年將繼續增加18.3%～30.3%[4]，由此可見鋁合金越來越受到汽車領域的青睞。目前，在地面交通運輸領域廣泛應用的鋁合金有低強度5000(Al-Mg)系和6000(Al-Mg-Si)系[5-9]變形鋁合金，而中高強7000(Al-Zn-Mg-Cu)系鋁合金在汽車上應用極少。近年來，全鋁型轎車[8]的推出使得車身質量較同尺寸鋼車身減輕了約40%，剛性卻得到進一步提升，平均油耗降幅達12%[10]。然而，現有中高檔汽車的B柱內板、前橫梁及邊部防沖撞加強件等諸多結構件(圖1)仍采用鋼板(如硼鋼、TRIP 鋼等)作為基礎材料[11]。模擬研究表明，用2.5 mm 厚7075-T6 鋁合金板材代替1 mm 厚鋼板用于汽車保險杠加強板可使保險杠總重量降低約20%，碰撞實驗進一步表明7075-T6 鋁合金能夠實現能量吸收和分散[12]。因此，目前世界各國都加大了中高強鋁合金板材代替汽車鋼板用于汽車結構件的研究力度[13-15]。

圖1 鋼板在中高檔汽車結構件上的應用[11]Fig.1 Steel structures in a typical high-grade car[11]

目前，已在汽車上使用的7000 系鋁合金僅限于低強度合金棒材、擠壓材，如7003，7021，7029，7129 等，主要用于汽車座位軌道、減震器加強筋、散熱片、空氣袋充氣零件及懸掛件、裝飾件等對成形性要求較低的部位。7000 系高強鋁合金的成形性遠低于5000 系和6000系鋁合金，因此無法在汽車領域獲得廣泛應用[2，13，15]。圍繞如何提高高強7000 系鋁合金的成形性，國內外學者開展了一系列的嘗試和研究。

2 提高7000 系鋁合金成形性的途徑

Stevenson 等[16]基于一系列金屬板材成形性與塑性關系的研究獲得了經驗公式LDH(mm)=10.0+0.508δ，其中，LDH為極限成形高度，δ為板材的斷裂延伸率。此公式表明7000 系鋁合金板材成形性的改善可通過提高其塑性來實現。

與強度最高的峰時效(T6)狀態相比，7000 系鋁合金在軟化狀態(如退火態(O)、淬火態(W)、自然時效態(T4)、過時效態(T7/T8))條件下強度更低、塑性更好。表1 列出了部分7000 系鋁合金軟化狀態下的各向異性系數n值、應變硬化指數r值和斷裂延伸率δ[17-21]，與經典6016-T4 和6111-T4 鋁合金相比，7000 系鋁合金在軟化狀態下具有較好的塑性。軟化態7000 系鋁合金的室溫成形性研究已獲得一些進展，在這方面的研究重點關注了材料的本征特性(晶粒組織、織構等)對其成形性的影響。

大量研究表明[22-29]，7000 系鋁合金的變形主要分為4 個階段:彈性階段、均勻變形階段、擴散頸縮階段和局部頸縮階段。在鋁合金的變形過程中，變形溫度顯著影響這4 個階段，變形溫度較低時均勻變形占主導；而隨著變形溫度升高，鋁合金的擴散頸縮和局部頸縮特征逐漸明顯，同時流變應力降低，δ呈現升高的趨勢。變形溫度提高帶來的塑性改善必然有利于鋁合金板材成形性的提高。目前，關于高強鋁合金溫/熱成形的研究主要集中在成形工藝控制及工藝參數優化對板材最終性能的影響等方面。

表1 軟化狀態下7000 系和6000 系鋁合金的力學性能[17-21]Table 1 Mechanical properties of 7000 series and 6000 series aluminum alloys under softening state[17-21]

3 7000 系鋁合金的成形工藝

7000 系鋁合金的熱處理狀態決定了其成形時所需的溫度，軟化狀態的板材采用冷成形即室溫成形，高強度狀態下需采用溫成形或熱成形。一般情況下，溫成形的成形溫度高于室溫但低于材料再結晶溫度，而在高于再結晶溫度下成形則稱為熱成形[30]。溫成形一般采用等溫成形工藝，即成形時板材和模具均需預熱，成形溫度一般不超過400 ℃，目的是避免析出相過度粗化而導致成形件力學性能急劇衰減。7000 系鋁合金的成形性可通過溫成形顯著提高，因而其溫成形行為引起了人們的關注。關于7000 系鋁合金熱成形的研究，英國帝國理工學院的林建國教授開發的熱成形-淬火(hot form quench，HFQ)一體化技術[31]是目前的研究熱點。圖2 為HFQ 工藝過程示意圖[15]，首先將板材加熱至固溶溫度并保溫獲得過飽和固溶體，隨后將板材迅速轉移至通水冷模中沖壓成形，短時內成形、淬火并保壓，最后對成形件進行人工時效處理提高其力學性能。HFQ 技術首先是對材料進行充分固溶，因此對材料的熱處理狀態并無要求。下文將具體講述7000 系鋁合金在室溫成形、溫成形及熱成形(尤其是HFQ)方面的最新進展。

圖2 熱成形-淬火一體化工藝及組織演變示意圖[15]Fig.2 Schematic diagram of processe route and microstructural evolution during hot form quenching[15]

3.1 室溫成形工藝

W 態7000 系鋁合金強度低、塑性好，Shabadi 等[17]發現W 態7020 鋁合金的室溫成形性與T6 態相比有顯著提升，且不同規格板材的織構組分顯著影響其成形性，具有強變形織構的板材r值明顯低于再結晶程度高、織構組分弱化的板材。Lee 等[18，19]研究了W 態(7075-WT)和T6 態7075(7075-T6)鋁合金的室溫力學性能及成形性。力學性能測試表明，7075-T6 鋁合金的均勻延伸率為10%左右，而7075-WT 鋁合金的均勻延伸率高于20%；在平面應變狀態下，7075-T6 和7075-WT 鋁合金板材成形極限圖的最低點分別為0.091 和0.154(圖3a 和3b)，表明7075-WT 鋁合金板材的室溫變形能力更強，LDH測試結果也表明7075-WT 鋁合金板材具有優異的成形性(圖3c 和3d)。

7000 系鋁合金經冷變形和合適的退火處理獲得細小等軸組織后，其塑韌性改善顯著，室溫成形性也明顯提高。Tajally 等研究了退火溫度對冷軋7075 鋁合金板材r值、n值、LDH及LDR(極限拉深比)的影響[23]。7075 鋁合金冷軋板的n值、r值均隨退火溫度的提高而增大，且當退火溫度為400 ℃左右時達到最大值，溫度進一步提高卻使二者都降低(圖4a 和4b)。7075 鋁合金冷軋板成形性隨退火溫度的變化與n值、r值變化保持一致，在400 ℃退火時達到最好，退火溫度進一步升高會使晶粒尺寸出現不同程度的長大，板材的塑性降低、成形性隨之變差(圖4c 和4d)。Lademo 等[32]也發現晶粒組織強烈影響7030 和7108 鋁合金板材的室溫成形性，當退火溫度較低時板材不能完全再結晶，此時材料具有明顯的各向異性且加工硬化能力、成形性均較差；而完全再結晶退火的等軸組織呈現各向同性，此時的板材具有優異的室溫成形性。

圖3 7075-T6(a)和7075-WT(b)的成形極限圖(FLD)；不同加載路徑變形后的試樣照片(c)及其極限成形高度(LDH)(d)[19]Fig.3 FLD of 7075-T6 (a) and 7075-WT (b) aluminum alloy sheets；photos (c) and limit dome height (LDH) (d) of deformed specimen with different loading paths[19]

圖4 退火溫度對冷軋7075 鋁合金r 值(a)、 n 值(b)、極限成形高度(LDH)(c)和極限拉深比(LDR)(d)的影響[23]Fig.4 Influence of annealing temperatures on r-value (a)，n-value (b)，limit dome height (LDH) (c) and limit drawing ratio (LDR) (d)of cold-rolled 7075 aluminum alloy[23]

雖然軟化狀態7000 系鋁合金的室溫成形性有所改善，但是對W 態或O 態板材直接進行室溫成形還面臨一些問題，如U 型拉彎回彈試驗及有限元模擬結果均證實W 態7000 系鋁合金室溫成形后存在回彈現象[19]，意味著室溫成形工藝較難得到形狀復雜、外形精度較高的零件。此外，W 態7000 系鋁合金不可避免地會發生自然時效，研究表明，W 態7050 鋁合金在室溫下放置100 h，其維式硬度值從1000 提高到1400 MPa[33]；隨著自然時效的進行，其強度提高、塑性惡化、成形性也隨之降低。Shabadi 等[17]發現與W 態相比，70 ℃時效2 h 后7020 鋁合金的成形性明顯下降；Kumar 等[26]也發現自然時效或預時效會導致AW-7921 鋁合金的LDH從64 mm 劇烈下降至18 mm，這意味著固溶淬火處理工序和沖壓成形工序之間的時間間隔越短越好，對操作工序要求較為苛刻。此外，W 態7000 系鋁合金成形后再進行烤漆硬化會面臨強度降低的問題，原因在于成形過程中在W 態合金中引入的大量位錯促進了位錯析出相的快速形核和粗化[34]，使合金很快進入過時效狀態。因此，W 態合金經冷成形、烤漆后的強度可能明顯低于該合金的峰時效強度，強度降低意味著要通過增加鋁合金板厚來實現能量的吸收和分散，這與用鋁合金板材代替鋼板實現減重的設計理念相沖突。退火態鋁合金的低強度也很難滿足汽車結構件對材料強度的要求，成形后的工件還要進行重新固溶、時效處理，工藝相對復雜而且也不能保證成形件的尺寸精度。

T7 或T8 態7000 系鋁合金的塑韌性好于T6 態，Krajewski[35]報道了一種7000 系鋁合金的室溫成形工藝，即鋁合金過時效后進行冷成形，成形后固溶淬火，再對固溶淬火態合金進行變形量比較小的最后成形和尺寸校正，最后再進行時效或烤漆硬化。這種方法能顯著提高7000 系鋁合金的成形性，但工藝步驟過于繁雜，相關研究報道較少。

3.2 溫成形工藝

黃華等[36]率先研究了7075-T6 鋁合金板材在室溫至250 ℃的成形性，發現7075-T6 鋁合金板材的成形極限隨成形溫度的升高明顯提高。隨后，王輝等[37，38]采用LDR和LDH試驗研究了7075-T6 鋁合金板材在室溫至300 ℃之間的成形性(圖5a 和5b)，發現7075-T6 鋁合金板材在180～220 ℃溫度區間內具有較好的成形性；180 ℃時7075-T6 鋁合金板材的LDR甚至能達到AA5182-O 鋁合金板材的室溫成形性，然而繼續提高成形溫度(＞200 ℃)并不利于其溫成形性能的提高。Sotirov 等[39，40]研究了7075-T6 和7020-T6 兩種鋁合金的成形性(圖5c～5e)，兩種合金成形件在室溫成形時開裂嚴重，室溫成形性很差，而在高于200 ℃下成形時均可獲得良好的十字花成形件。作者團隊[41]采用等溫Erichsen 杯突試驗研究了7075-T6 鋁合金板材在室溫至250 ℃下的成形性(圖5f)，室溫時該板材的杯突值僅為3.3 mm，200 ℃時其杯突值最高(10.7 mm)，而超過200 ℃后板材的成形性略微降低。值得注意的是，7075-T6 鋁合金板材在200 ℃的杯突值甚至稍高于6016-T4 鋁合金板材[20]的室溫杯突值，進一步表明溫成形能極大提高7000 系鋁合金的成形性。

對汽車結構材料而言，成形、烤漆后的性能是決定7000 系鋁合金能否代替鋼板用于汽車結構件的關鍵因素，因此溫成形以及烤漆對7000 系鋁合金最終組織和性能的影響引起了國內外學者的極大關注。

圖5 T6 態7000 系鋁合金的成形性:(a，b)成形溫度對7075-T6 鋁合金LDH[37]和LDR[38]的影響，(c，d)7020-T6[39]和7075-T6[40]鋁合金成形件，(e)成形溫度對7020-T6 鋁合金LDR 的影響[39]，(f)成形溫度對7075-T6 鋁合金杯突值的影響[41]Fig.5 Formabilities of 7000 series aluminum alloys:(a，b) influence of forming temperature on LDH[37]and LDR[38]of 7075-T6 aluminum alloy，(c，d) deep drawn components of 7020-T6[39]and 7075-T6[40]aluminum alloy，(e) influence of forming temperature on LDR of 7020-T6 aluminum alloy[39]，(f) influence of forming temperature on Erichsen values of 7075-T6 aluminum alloy[41]

圖6 200(a)和250 ℃(b)下成形的7020-T6 鋁合金的力學性能[39]；成形溫度(c)和烤漆處理(d)對7075-T6 鋁合金力學性能的影響[37，41]Fig.6 Mechanical properties of 7020-T6 aluminum alloys after warm forming at 200 (a) and 250 ℃ (b)[39]；influence of forming temperature (c) and painting baking (d) on mechanical properties of 7075-T6 aluminum alloy[37，41]

Kumar 等[39]發現200 ℃溫成形后7020-T6 鋁合金的抗拉強度下降約60 MPa，烤漆后強度進一步下降，但降幅較小；而250 ℃溫成形導致合金的抗拉強度急劇下降，烤漆后強度進一步惡化(圖6a 和6b)。王輝等[37]對7075-T6 鋁合金溫成形杯形件頂部進行力學性能測試后也發現，180 ℃以下的溫成形不會對合金的力學性能產生較大影響，而超過200 ℃的溫成形會造成合金強度的急劇下降(圖6c)。作者團隊[41]重點研究了溫成形和烤漆對7075-T6 鋁合金板材力學性能(圖6d)、微觀組織(圖7)的影響，研究表明200 和250 ℃溫成形樣品中的主要析出相分別為彌散分布的亞穩η′相和粗大的η相。200 ℃溫成形后，基體沉淀相發生有限粗化導致沉淀強化效果稍微降低，而溫成形過程在鋁合金基體中引入了位錯會造成位錯強化，在二者共同作用下，7075-T6 鋁合金固有的高強度得以完美保留。當溫度超過200 ℃時，基體沉淀相急劇粗化，成形后硬度大大降低。烤漆處理對基體沉淀相、晶界沉淀相和晶界無析出帶的影響很小，因此烤漆引起的鋁合金硬度損失不明顯。

圖7 7075-T6 鋁合金在[110]晶帯軸的高分辨率透射電鏡(HRTEM)照片，a1、a2、a3、a4 分別為鋁基體、亞穩η′相、GP 區的FFT 圖譜(a)；200 ℃溫成形合金在[110]晶帯軸的HRTEM照片，b1、b2 分別為鋁基體和亞穩η′相的FFT 圖譜，b3 為b2 的IFFT 圖譜(b)；250 ℃溫成形合金在[110]晶帯軸的TEM 照片，c1 為η 相在[]晶帶軸的選區衍射(SADP)圖譜(c)[41]Fig.7 HRTEM image of 7075-T6 aluminum alloy along [110]Aland FFT patterns of a1，a2，a3 and a4 indicating Al matrix，metastable η′phase and GP zones (a)；HRTEM image of 200 ℃ warm formed alloy along [110]Al，b1 and b2 representing FFT patterns of Al matrix and η′ phase，b3 indicating IFFT pattern of b2 (b)；TEM image of 250 ℃ warm formed alloy along [110]Al，and SADP patterns showing in c1 indicating η phase in []axis (c)[41]

以上關于溫成形的研究均采用小尺寸實驗樣品。Zhang 等[42]采用溫成形工藝對7075-T6 鋁合金板材進行加工，試制了大尺寸汽車B 柱結構件，重點關注了成形溫度對結構件微觀組織和綜合力學性能的影響(圖8)。室溫成形時，制成的B 柱結構件出現開裂，而在200～400 ℃成形時均能成功獲得復雜形狀的B 柱結構件(圖8a)。在成形件上切取拉伸樣進行力學性能測試后發現，200 ℃溫成形結構件的屈服強度能保留峰時效強度的93%，而成形溫度進一步提升會導致其力學強度的急劇降低(圖8b)，研究結論與小尺寸實驗結果吻合。

圖8 不同溫度下溫成形加工的B 柱結構件(a)，成形溫度對B 柱結構件力學性能的影響(b)[42]Fig.8 Warm formed B-pillar components under different forming temperatures (a)，effect of forming temperatures on mechanical properties of B-pillar components (b)[42]

為進一步提高7000 系鋁合金的溫成形性能并優化成形件最終力學性能，有學者研究了預時效態鋁合金板材的溫成形行為。Kumar 等[26]發現AW-7921 鋁合金預時效態的溫成形性能稍高于T6 態的；?sterreicher 等[43]針對7075 鋁合金進一步優化了預時效工藝，通過對比T6 態和預時效態合金的力學性能發現在室溫至250 ℃之間預時效態合金的n值均遠高于T6 態，180～250 ℃溫成形測試結果也表明預時效態合金的成形性明顯高于T6 態。更重要的是，預時效處理的合金經溫成形和烤漆處理后，其力學強度達到T6 態的95%。相比于對T6 態合金進行溫成形處理，此工藝更具有經濟性和實用性。

溫成形整體工藝簡單，初始料可采用欠時效或峰時效態，溫成形后強度衰減不明顯，不需要二次固溶和人工時效，具有一定的可操作性。但是，溫成形也面臨一些問題，比如溫成形一般采用等溫成形方式[39，41，44，45]，工模具加熱需消耗能源導致生產成本高、效率低；另一方面，溫成形結構件也存在回彈現象，不能保證尺寸精度。

3.3 HFQ 技術

HFQ 技術是將沖壓成形與淬火有機結合的非等溫成形過程，該技術被提出后，國內外學者圍繞2000，5000，6000 及7000 等多個系列鋁合金開展了相關研究[14，46，47]，主要集中于工藝路線、數值模擬等方面。

福特公司采用HFQ 技術成功制備了7075 鋁合金B柱外板，并對熱成形件進行了簡化的等溫有限元模擬，證實了熱沖壓部件回彈較小、尺寸精度高[48]。該公司測量了熱成形B 柱零件不同部位的厚度及應變，結合其測得的7075 鋁合金熱傳導系數及熱成形摩擦系數進行了等溫及熱力耦合熱成形模擬，發現熱力耦合模型與實驗結果更為接近，同時還分析了成形前后合金的力學性能和微觀結構，模擬及實驗結果均證明了HFQ 技術加工高強鋁合金的可行性[49]。

從圖2 可以看出，HFQ 工藝過程涉及多個步驟，每個具體步驟的參數都會對7000 系鋁合金的成形性及成形件最終力學性能產生顯著影響。Keci 等[50]測試了7075鋁合金在水淬、模具壓力冷卻及通水模具冷卻下的淬火降溫曲線，并對采用3 種不同冷卻方式的合金進行人工時效處理以獲得最高強度，發現模具壓力冷卻及水淬具有較高的冷卻速度，經這兩種冷卻方式處理的合金具有優異的力學性能及耐蝕性，而通水模具冷卻由于冷卻速率較低導致合金的屈服強度明顯惡化。

Zheng 等[51]采用Gleeble 熱模擬機詳細分析了HFQ工藝及傳統熱成形(HF)工藝過程中多種參數對7075 和6082 鋁合金變形行為及成形件最終力學性能的影響，發現HFQ 工藝條件下合金的延展性更高、成形件強度更高，而HF 工藝導致成形件強度明顯衰減。結合HFQ、HF 工藝路線圖及合金的TTP 曲線(圖9)，合金經HFQ工藝成形后仍保持過飽和固溶狀態，因而人工時效后可獲得高強度；而HF 工藝使合金不可避免地形成了粗大沉淀相，導致成形件的強度出現不同程度的降低，若想使其恢復峰時效強度，需進行二次固溶和時效處理[52]。他們還發現HFQ 工藝過程中合金從熱處理爐到沖壓模具之間的轉移時間顯著影響成形件最終力學性能。在轉移過程中，隨著7075 鋁合金板材溫度的不斷降低，粗大的S相、η相依次析出，板材的過飽和度降低，人工時效后η′納米沉淀相的數量減少，從而導致成形件強度降低[53]。結合7075 鋁合金的TTP 曲線發現成形件強度降低程度與合金本身淬火敏感性密切相關，材料淬火敏感性越高，強度衰減越明顯。

圖9 不同熱成形工藝過程中7075 鋁合金的微觀組織演變示意圖[51]:(a)熱成形-淬火一體化(HFQ)工藝，(b)傳統熱成形(HF)工藝(圖中紅線和藍線為7075 鋁合金的溫度-時間-性能(TTP)曲線)Fig.9 Schematic illustrations of microstructural evolution for 7075 aluminum alloy with different hot forming processes[51]:(a) HFQ process，(b) HF process(Red and blue lines in fig.9 representing TTP curves of 7075 aluminum alloy)

經HFQ 工藝加工的成形件需要通過人工時效來提升其強度，想要獲得峰時效強度需進行24 h 時效處理。有文獻報道HFQ 工藝過程中熱沖壓成形-冷卻工步的時間少于20 s，成形與時效工序巨大的時間差使得它們無法同步進行，需要使用大規模、高能耗的連續熱處理爐，從而導致生產成本提高[14]。因此，研究快速時效強化技術成為HFQ 技術大規模應用于鋁合金板材成形的當務之急。Lee 等[54]對W 態7075 鋁合金在90～120 ℃之間進行預時效處理，獲得了穩定的GP 區，隨后進行烤漆處理時預時效時形成的GP 區快速轉變為η′相使合金的力學性能迅速提升，提高了烤漆硬化效應。Omer 等[55]對模壓淬火的7075 鋁合金進行預時效(120 ℃/3.0 h)和烤漆(177 ℃/0.5 h)處理后，合金的強度接近峰時效強度。Jiang 等[56]進一步對HFQ 成形7075 鋁合金的時效工藝進行優化，經短時預時效(180 ℃/5 min)和烤漆(180 ℃/30 min)處理后，成形件的屈服強度達到峰時效強度的90%以上，進一步縮短了時效時間。

HFQ 技術是在高溫下對板材進行熱成形，降低了板材沖壓成形時的流動應力，因此比室溫成形甚至溫成形更能提升板材的成形性能，可直接成形出復雜形狀的零件，成形后的保壓淬火可有效減少回彈，從而保證成形件尺寸精度。同時，相較于溫成形采用的等溫熱成形工藝，HFQ 工藝不需要加熱模具，節能的同時減少了零件生產中的模具升溫、保溫過程，有效提高了零件生產效率。2015 年10 月，AP&T 成功交付了全球第一條HFQ鋁板熱成形生產線；HFQ 技術的專利擁有者英國帝國理工學院也成立了公司，主要從事鋁合金HFQ 技術的推廣與應用工作[14]。目前，HFQ 技術面臨的主要問題是現有熱沖壓技術中沖壓節奏與固溶時間、時效時間嚴重不匹配，難以保持生產的同步性，影響生產效率。

4 結語

汽車鋁化是現代汽車輕量化的主導方向和未來汽車制造業不可阻擋的大趨勢，以高強7000 系鋁合金代替鋼材用于汽車結構件對汽車輕量化具有重要意義。目前，報道的高強7000 系鋁合金的成形工藝及技術尚處于初步研究階段，未來研究可從以下幾個方向進行:

(1)溫成形加工的成形件不需要二次固溶和時效處理，具有一定的應用前景，但溫成形目前普遍采用等溫成形工藝，耗時耗能，仿照HFQ 工藝開發針對溫成形的非等溫成形工藝有望克服以上缺點并擴大其應用。

(2)進一步發掘適用于7000 系鋁合金成形的新技術和新工藝。如與室溫或高溫相比，7075-T6 鋁合金板材在低于室溫時反而具有更高的均勻延伸率和加工硬化能力，板材超低溫成形后也能保留峰時效強度[57]，因而開發適用于7000 系鋁合金的超低溫成形技術是值得研究的方向。

(3)提高7000 系鋁合金的成形性，除了改善成形工藝，成分設計也是一條途徑。經HFQ 工藝加工的成形件最終峰時效處理后的力學性能與材料本身的淬火敏感性息息相關，設計成分時應重點關注合金元素對其淬透性的影響。此外，HFQ 成形件的時效處理耗時耗能，設計開發具有快速時效響應的合金體系對HFQ 技術的推廣也具有重要意義。

(4)HFQ 工藝過程是溫度場、應力場以及微觀組織變化交互作用的過程。固溶處理的板材與空氣、板材與模具、模具與冷卻水流之間同時發生熱輻射、熱傳導和熱對流等過程，而且沖壓成形時的變形功及摩擦功都會影響板材的溫度場。溫度變化后，板材的流變行為也隨之而變，溫度和形變又同時決定最終成形件的微觀組織及力學性能，因此應在建立溫度場、應力場和微觀組織間多場耦合模型的基礎上開展針對HFQ 工藝的數值模擬，準確預測成形件的應力分布和力學性能，加快HFQ工藝從實驗研究走向工業應用。