6181H18铝合金同步冷却热成形工艺研究华南理工大学学报

6181H18铝合金同步冷却热成形工艺研究曹园园1陈明和1陈伟2王小芳1李琳琳1（1.南京航空航天大学机电学院，南京210016；2.苏州有色金属研究院，苏州215026)摘要：利用Gleeble3500热/力模拟试验机模拟6181H18铝合金同步冷却热成形工艺，采用正交试验研究工艺参数：变形温度T，保温时间t，冷却速度v对成形性的影响，同时对其显微组织进行了研究。结果表明：同步冷却热成形工艺使6181H18铝合金的成形性能得到明显改善，同时使其成形时效后得到很高的强度，达到了变形和强化同步实现的目的，此工艺可以应用于该铝合金。工艺参数合适的组合为：T=500℃，v=60℃/s，t=324s。成形后基体中析出大量强化相，但较T4状态，强化相略粗大，弥散均匀度略差。关键词：6181H18铝合金；同步冷却热成形；正交试验；显微组织中图分类号：TG146.2文献标识码:A同步冷却热成形工艺是国内外板料成形技术的研究热点之一。该工艺利用金属在高温状态下，塑性和延展性迅速增加，屈服强度迅速下降的特点使板料成形。它是将板料加热到再结晶温度以上的某个温度进行成形。在成形过程中，为防止板料强度降低，同时进行淬火处理。此工艺使板料成形时的流动应力降低、提高了板料的成形性、削弱了成形件的回弹，并且降低了所需设备的吨位[1-6]。目前，国内外对高强钢的同步冷却热成形工艺的研究已经取得了很大的进展。瑞典律勒欧理工大学对超高强度钢板22MnB5进行同步冷却过程中圆柱压缩的数值模拟[7-8]；意大利帕多瓦大学对22MnB5进行了同步冷却单向拉伸试验，研究在非等温条件下不同初始温度和不同应变速率下材料的流动应力[9]；同济大学林建平等人使用该工艺已成形出车用超强钢板覆盖件样件，其各项性能指标均达到规定要求[10-12]。高强钢应用此工艺是将板料加热到奥氏体化的温度，保温一段时间，随后同时进行成形和淬火。冷却速度足够大时，室温获得的组织为马氏体，成形制件具有很高的强度。铝合金因其具有密度小、强度高等较优异的特点，对减轻汽车自重具有重要的意义，其应用该技术也是发展趋势之一。铝合金强化与高强钢的不同之处在于淬火之后需要时效，均匀的析出强化相，才能使板料强化。铝制车体大型材用铝合金主要采用6系[13]，该系铝合金可热处理强化，具有强度和塑性的良好组合，综合性能良好，于是本文的研究主要集中在6181H18态铝合金。该铝合金室温成形性较差，直接进行热成形，虽能精确成形制件，但成形后需要增加淬火和时效工序以提高其强度。如果能使H18态铝合金板料的成形和淬火在同一工序中完成，随后进行时效，将扩大其成形范围，改善其成形性，使其既能精确的成形出制件，又获得淬火时效所能达到的高强度，那么将减少生产工序，大大降低汽车工业的生产成本。但国内外对铝合金的同步冷却热成形工艺的研究还很少。本文主要对6181H18态铝合金同步冷却热成形工艺进行初步研究，以探索该工艺对于铝合金的适用性，并寻求合适的工艺参数组合，使成形和淬火同步完成，提高板料的成形性，并且时效后具有很高的强度。收稿日期：基金项目：Ford-UniversityAllianceProject(1005-268913)作者简介：曹园园（1985-），女，在读硕士生，主要从事钣金成形工艺研究。E-mail：[e-mail]。1试样制备与实验方法1.1试样制备试验用材料6181H18态的铝合金板料的主要成分如表1所示。沿轧制方向将厚度为1.2mm的板料加工成标距长度为38.1mm、宽度为12.7mm的Gleeble3500推荐试样，试样尺寸如图1所示。6181铝合金H18态和T4态的室温力学性能和成形性如表2所示。表1试验合金的主要化学成分Table1Majorchemicalcompositionofexperimentalalloy(massfraction,%)SiFeCuMnMgAl0.8-1.20.450.20.150.6-1.0Bal.12.74xR12.7038.1图1热模拟试验试样Fig.1Sampleofthermalsimulationexperiment表2H18态和T4态下合金的室温力学性能和成形性Table2MechanicalpropertiesandformabilityofalloysontheH18andT4statesatroomtemperatureσb/MPaσs/MPaδ/%nrH1819317560.021.18T4286183260.240.781.2实验方法试验在苏州有色金属研究院的Gleeble3500型热/力模拟试验机上进行。试验装置如图2所示。采用正交试验方案，选取变形温度、保温时间和冷却速度三个参数，每个参数取3个水平。将试样加热到淬火温度（550℃），按设定的时间保温，然后以规定的冷却速度分别冷却至设定温度（550，500，450℃）。在此设定温度同时进行拉伸和冷却，设定变形量为15%，变形速率为0.1s-1。成形后按上述冷却速度继续冷却，直至冷却至室温。热模拟试验后进行自然时效。到达时效时间后进行室温单向拉伸试验，以测试其成形时效后的强度。结果见表3。金相组织的观察是在EPIPHOT200型光学显微镜上进行，用于金相组织观察的试样利用混合酸腐蚀液（其成分为HF:2ml,HCl:3ml,HNO3:5ml,H2O:190ml）腐蚀，腐蚀时间为10~20s。图2热/力模拟试验装置Fig.2Thetestdeviceofthermal-mechanicalsimulator2实验结果与分析2.1同步冷却热成形工艺对成形性能的影响6181H18态和T4态铝合金的室温力学性能如表2所示。由表2可见，6181H18态铝合金屈强比大，板料由屈服到破裂的塑性变形阶段短，抗破裂性和定形性均较差；延伸率仅为6%，其扩孔成形性能和弯曲成形性能均较差；应变硬化指数n值很小、各向异性指数r值也较小，其胀形成形性能和拉深成形性能均不理想。综上所述，6181H18态铝合金室温成形性较差。因此对其进行同步冷却热成形。试验所获部分典型工艺样品的同步冷却热成形过程中的屈服强度和成形时效后室温抗拉强度如表3所示。由表3可以看出，同步冷却热成形过程中，所有工艺样品的屈服强度都很低，最高仅为44MPa，大大降低了成形时的流变应力，材料容易屈服，有利于成形，成形后回弹小，贴模性和定形性均较好。成形时效后室温抗拉强度最高达到259MPa，虽未完全达到T4状态的室温强度(如表2所示)，但较H18状态室温抗拉强度得到明显提高，最大增幅达34%。为了降低实验成本，只分别取工艺样品中抗拉强度最大和最小的两种参数组合条件，做同样条件下的同步冷却热成形拉伸试验，其结果如表4所示。由表4可以看出，此时的高温断后延伸率分别为82%和87%，大大超过了H18态的延伸率，其塑性成形范围得到明显提高；n值分别提高到0.29和0.22，其胀形性能亦得到很大改善。同步冷却热成形工艺改善了合金的成形性能，扩大了其塑性成形范围，且成形后，制件强度很高，能够满足工艺要求。表3正交试验结果Table3Experimentalresultsoforthogonaltest编号A/℃B/sC/℃/sD室温σb/MPa高温σs/MPa11(550)1(120)1(30)122322212(324)2(60)223619313(180)3(90)32381642(500)123258155223125929623122251273(450)1322512883213247449332125423K(σb)1232244232245K(σb)2247247249237K(σb)3251239249248R1981711表4同步冷却热成形拉伸实验结果Table4Tensileexperimentalresultsofsynchronizedcoolingthermalformingδ/%n强度最大试样820.29强度最小试样870.222.2同步冷却热成形工艺对强度的影响试验考察的指标主要是成形时效后制件的室温抗拉强度。于是，做变形温度、保温时间和冷却速度与抗拉强度的关系，如图3所示。其横坐标为参数水平，纵坐标为抗拉强度的平均值ik。440460480500520540560230235240245250255MPaformationtemperature/oCBA3A2A1(a)100150200250300350238240242244246248MPaholdingtime/sBB1B3B2(b)30405060708090230235240245250MPacoolingrate/oC/sBC1C2C3(c)图3抗拉强度与各参数的关系Fig.3Relationshipoftensilestrengthandparameters(a)deformationtemperature(b)holdingtime(c)coolingrate由表3可以看出，对合金的强度影响最大的参数是变形温度(极差R=19MPa)。所以在同步冷却热成形工艺设定时应加倍注意控制6181铝合金的变形温度。由图3(a)可以看出，抗拉强度随着变形温度的降低而升高，但上升越来越慢。这是因为在形变过程中，固溶体会发生分解[14]，温度高时分解较弱，但晶体缺陷密度较低，随后时效时析出的强化相不如温度低时弥散度大，所以强度较低。A2和A3对应的抗拉强度相差不大，且温度高时屈服强度小，易于成形，从提高成形性的角度，实际生产中变形温度可以取A2，即500℃。本文的加热温度为550℃，为西南铝业提供的6181铝合金的淬火温度，可以保证最大数量的强化相融入基体，但又不引起过烧及晶粒长大。变形温度为500℃，可以兼顾生产中把板料从加热炉转移到成形模具中的温度下降。冷却速度对合金的力学性能影响也较大。冷却速度从30℃/s提高到90℃/s，K(σb)从K1=232MPa提高到K2=249MPa，提高了17MPa。可见一定范围内，冷却速度的提高对合金的强化是有利的。从图3(c)可以看出，变形后试样的抗拉强度基本随冷却速度增大而增大，C2和C3对应的抗拉强度都很大。说明C2和C3都已达到了6181铝合金淬火的“临界冷速”，都可以使板料淬火时效后得到较高的强度，而冷却速度高到一定程度，其对强度的影响会越来越弱，从降低试验成本的角度考虑，生产中冷却速度可以取C2，即60℃/s。淬火冷速小于过饱和固溶体发生分解的“临界冷速”时，不仅晶格中的空位浓度会减小，而且固溶体还会发生不同程度的分解，使时效效果降低[14]。冷却速度60℃/s可以满足淬火冷却速度的要求。保温时间是对合金力学性能影响最小的因素。由图3(b)可以看出，变形后试样的抗拉强度随保温时间的增大先减后增，但整体水平相差不大，而保温时间是对强度影响最小的因素，究其原因是板料厚度较薄，温度到达淬火温度后，强化相能在很短的时间内溶入基体中，所以保温时间对试验结果影响不大。图3(b)显示B2对应的强度最大，生产中保温时间可以取B2，即324s。综合分析，合适的组合为A2B2C2，即变形温度为500℃、保温时间为324s，冷却速度为60℃/s。取此条件进行验证试验，得到试样的抗拉强度为262MPa，比H18状态的抗拉强度提高了36%，确实是最优组合。由此可见，同步冷却热成形工艺同样适用于6181H18态铝合金。2.3金相组织分析为了进一步了解变形温度，保温时间以及冷却速度对合金力学性能的影响，选取了几种典型状态的合金作了金相分析，从微观机构上解释了上述试验结果。本试验对6181铝合金H18状态试样，同步冷却热成形试验中强度最高的试样，T4状态试样分别进行了金相分析。金相显微组织如图4所示。图46181铝合金各状态微观组织Fig.4Microstructureof6181aluminumalloybydifferentheattreatment:(a)H18;(b)thestateofsynchronizedcool