导读：铝合金直接热成形和淬火工艺已被开发并应用于制造高强度面板组件，其中铝合金板加热到固溶热处理温度，快速转移到冷压模具，同时成形和淬火。然而，直接热成型和淬火发生在高温下，这导致模具摩擦和磨损，因此维护成本比较高。本研究提出了一种新型的铝合金间接热成型和淬火方法，为了比较间接热成型和淬火和直接热成型和淬火的效率高低，本文测量两种热成型和淬火处理后合金力学性能的差异。合金的微观结构也作为表征以解释这些差异。此外，两种热成型和淬火技术已被应用于形成b柱截面组件。对于间接热成型和淬火方法，当应变大于或等于10%时，合金单轴变形出现晶粒增大现象，晶粒增大程度随变形量的增加而减小。而与使用直接热成型和淬火处理的合金相比，间接热成型和淬火处理期间的晶粒增长导致了较低的屈服强度(高达约8%)和抗拉强度(高达约12%)。间接淬火过程中合金的延展性和成形性均低于直接淬火。

  钢板的热冲压具有许多优点，优点之一是可形成高达1500mpa的超高强度零件。此外，由于成形发生在高温下，钢在高温下比在低温下具有更高的成形性，因此能形成形状复杂的零件。还有别的优点包括无回弹，减径和部分固结等等。由于这些优点，热冲压已大范围的应用于所有的领域，特别是在汽车工业中。

  尽管上文描述了许多优点，但钢热冲压和铝合金的热成型和淬火还是存在缺点，这限制了其工业应用。缺点主要有：(1)冲压模具的设计和加工成本高;(2)成形工具磨损严重;(3)最终零件的强度高，导致剪切操作困难。为客服上述缺点，科学家们已经进行了许多实验来开发更具时间效率和成本效益的钢和铝合金成形技术。

  本研究提出了一种制造可热处理铝合金部件的新型间接热成型和淬火技术，该技术在室温下形成零回火的合金板材，然后加热进行固溶热处理，立即转移到冷模具中进行淬火和校准。为了比较间接淬火和直接淬火的结果，本文进行了两种淬火条件下的单轴拉伸试验，并对两种工艺下合金的单轴拉伸强度等力学性能进行了测量和量化。研究了间接和直接热成型和淬火过程中微观组织的演变，包括晶粒尺寸和位错。这两种热成型和淬火技术也被应用于形成b柱截面组件。

  图1所示。(a)直接热成型和淬火技术和(b)间接热成型和淬火技术制造铝合金板材部件的热循环示意图。符号“●”表示表征硬度和显微组织的时间，符号“⁕”表示在室温下进行单轴后拉伸试验测量机械性能的时间。

  图2所示。单轴拉伸试验的实验设置和相关的试样设计，(a)使用Gleeble做试验的设置和(b)试样设计I，(c)使用微机械拉伸阶段做试验的设置和(d)试样设计II。(d)中所示的样品是在HFQ条件下测试后从(b)中所示的样品中激光切割出来的，两者在长度和宽度方向上具有相同的中心线。(d)中所示的样品中间局部区域用于电子背散射衍射(EBSD)和硬度测试。

  图3(a)室温下不同回火状态下的AA6082、(c) 0.5 s−1 O回火状态下不一样的温度下的AA6082(使用Direct HFQ)、(d) 450°c O回火状态下不同应变速率下的AA6082(使用Direct HFQ)的工程应力-应变曲线，以及(b)高温下试件测量区域的相关应变场(使用Direct HFQ)。d后的值为变形时的温度和应变速率;例如，D-400&0.5表示试样在400°C的温度和0.5 s−1的应变速率下变形。(b)中50%和90%的值是压裂时间归一化的次数。

  图4在间接(in -D)和直接(D)热成型和淬火条件下，AA6082试样在单轴拉伸试验中拉伸到给定应变(a) 20%和(b) 10%时，使用数字图像相关(DIC)测量了主要应变场。d后的值为Direct HFQ热循环后试验中变形时的温度(°C)和应变速率(s−1)。黑色箭头表示发生相对均匀变形的长度至少为10mm。

  图5 AA6082在间接(in -D)和直接(D)热成型和淬火热循环下变形到20%和10%的单轴拉伸试验硬度演变，(a)间接热成型和淬火过程中的硬度演变和(b)给定应变变形到20%的试样。测量合金硬度的次数见图1。(b)中，黑色标记为固溶热处理(SHT)后的硬度，红色标记为人工时效后的硬度。误差条显示了与平均值的一个标准偏差(n = 8，其中n是测量次数)。

  图6 AA6082在室温下进行单轴拉伸试验，在直接(D)和间接(in -D)条件下使用Gleeble单轴拉伸至(a) 20%和(b) 10%的应变，并进行人工老化，(c)后试验中断裂的试样，(D)直接(D)后试验时间，(e)间接(D)后试验时间。

  图7在直接(D)和间接(In-D)热成型和淬火条件下，单轴拉伸至(a) 20%和(b) 10%应变的AA6082的屈服强度(黑色符号)和UTS(红色符号)。误差条显示了与平均值的一个标准偏差(n = 4，其中n是测量次数)。

  图8接收到的AA6082和合金在直接(450°C和0.5 s−1成形)和间接HFQ条件下(室温成形)的单轴拉伸试验中变形到给定应变20%的EBSD IPF-Z图，(a)初始显微组织，(b)直接热成型和淬火固溶热处理(SHT)和变形后，(C)直接热成型和淬火时效后，(d)间接热成型和淬火变形后，(e)间接热成型和淬火时效后，(f)间接热成型和淬火时效后，(g)直接热成型和淬火的EBSD表征次数，(h)间接热成型和淬火的EBSD表征次数。图中黑线为晶界，取向偏差不小于15°，灰线°之间。

  图9在直接(450°C和0.5 s−1成形)和间接(室温成形)HFQ条件下，接收到的AA6082和合金在单轴拉伸试验中变形到给定应变20%的GND图，(a)初始显微组织，(b)直接热成型和淬火固溶热处理(SHT)和变形后，(C)直接热成型和淬火时效后，(d)间接热成型和淬火变形后，(e)间接HFQ SHT后，(f)间接HFQ时效后。这些与图8所示的EBSD IPF图相关。ρ (m−2)是GND密度。

  图10在直接(450°C和0.5 s−1成形)和间接(室温成形)HFQ条件下的单轴拉伸试验中，收到的AA6082的等效晶粒直径和相关GND密度，以及合金变形到给定应变的20%，(a)等效晶粒直径和(b) GND密度。

  图12.在直接(在450°C和0.5 s−1下成形)和间接(在室温下成形)条件下进行的单轴拉伸试验中，接收合金的等效晶粒直径和相关GND密度，以及合金在给定应变10%下的变形，(a)等效晶粒直径和(b) GND密度。

  图15在间接高强度条件下，固溶热处理(SHT)前后，合金在不同给定应变下变形的等效晶粒直径和相关GND密度，(a)等效晶粒直径和(b) GND密度，显示了SHT后合金组织与SHT前变形水平的依赖关系。

  图16使用间接和直接热成型和淬火技术形成b柱截面部件的实验设置和相关工件设计，(a) b柱成形测试设置和(b) b柱测试工件设计。

  图17采用间接HFQ和直接热成型和淬火制成的b柱截面部件，(a)采用室温间接热成型和淬火制成，(b)采用450℃直接热成型和淬火制成，(C)采用400℃直接HFQ制成。对于直接热成型和淬火，采用了两种不同的成形温度。每个图有四个子图像，显示所形成的组件凸起矩形特征的局部视图。标记了210毫米的尺寸。

  图18采用间接(In-D) HFQ和直接(D) HFQ形成的b柱截面组件沿截面的厚度分布，以便接收到的AA6082的初始厚度归一化。

  综上所述，本文提出了一种新的间接热成形淬火技术，并与传统的直接热成形淬火技术进行了比较。采用间接和直接热成型和淬火热循环法进行了单轴拉伸试验，以表征AA6082板材在两种热循环过程中力学性能和微观结构的演变。采用这两种技术也形成了b柱截面构件。通过对实验数据的分析，能得出以下结论:

  虽然AA6082板材具有初始O型回火，但其在间接热成型和淬火(在室温下成形)过程中的延展性/成形性远低于直接热成型和淬火(在400 ~ 500℃的高温下成形)过程中的延展性/成形性。

  在给定应变条件下，采用间接高频淬火的合金屈服强度和极限抗拉强度均低于直接高频淬火的合金。例如，当合金变形至10%时，使用间接热成型和淬火的合金的屈服强度和极限抗拉强度分别比使用直接热成型和淬火的合金低8%和12%。有必要注意一下的是，当变形量从10%增加到20%时，屈服强度或极限抗拉强度的差异会变小。

  变形量为10%或20%时，固溶热处理和变形后的合金晶粒尺寸与初始状态基本一致。而对于间接热成型和淬火，晶粒尺寸明显增大。

  间接热成型和淬火过程中晶粒长大的发生与变形程度有关，当合金单轴应变不小于10%时发生晶粒长大。随着变形量的增大，晶粒长大程度减小。

  直接和间接热成型和淬火在180℃下人工时效9 h，合金的晶粒尺寸变化不大。