2000 系合金是 Al（鋁）-Cu（銅）系合金，是 1種可熱處理強化的鋁合金。它具有優(yōu)良的鍛造性能、焊接性能以及烘烤強化效應。合金中的主要強化相為 CuAl2，含有一定量 Mg（鎂）時還有CuMgAl2強化相，具有較高的屈服和抗拉強度，但抗腐蝕性能較差。2000 系合金中除主加元素外，Cd（鎘）、Ag（銀）2 種元素的單獨加入或者復合添加均可以顯著增強該系合金的時效硬化效應。微量 In（銦）的添加使 Al-Cu-Li（鋰）合金的屈服強度增加 25%，到達時效峰值的時間縮短 25%，時效24 h 后的屈服強度提高70%。此外，微量元素的添加還能夠有效改善鋁合金的斷裂韌性、抗應力腐蝕及抗疲勞性能。2091合金中微量Zn（鋅）的存在顯著增強了材料的斷裂韌性，如添加 Zn 質(zhì)量分數(shù)為0.7%可使 2091 合金的臨界應力強度因子值提高3.0 MPa·m1/2；微量 Ce（鈰）的添加能有效改善 Al?Cu4.5合金的抗熱疲勞性能。

文獻研究了加入Sc（鈧）和 Zr（鋯）元素對的2618 合金性能的影響，發(fā)現(xiàn) Sc 和 Zr 的加入使 2618合金產(chǎn)生一個初晶相Al3(Sc，Zr)。該相在凝固時可以作為非均勻形核的核心從而細化晶粒。由α(Al)固溶體析出的第二相顆粒Al3(Sc，Zr)與基體完全共格，具有明顯的析出強化效果。同時也使 S’相析出更加均勻。有 Al3(Sc，Zr)相的 2618 合金室溫與高溫的屈服強度均提高，而塑性不下降。王華等制備了含微量Sc、Zr的2524鋁合金板材，對其組織和性能研究表明微量 Sc 和 Zr 在 2524 鋁合金中主要以次生的 Al3(Sc，Zr)粒子形式存在，這種粒子與基體共格，釘扎位錯和亞晶界，高溫固溶處理過程中仍然能夠抑制部分合金的再結(jié)晶。在 T3 狀態(tài)下，含 Sc、Zr 的 2524 鋁合金的塑性與 2524 鋁合金的相當，而屈服強度提高了18 MPa。微量Sc、Zr對Al-Cu-Mg 合金的強化作用主要來源于添加微量Sc、Zr 引起的細晶強化、亞結(jié)構(gòu)強化和析出強化。由于合金元素及其構(gòu)成第二相的影響，2000 系鋁合金板材在烘烤過程中容易出現(xiàn)軟化現(xiàn)象，且其抗應力腐蝕能力差，嚴重限制了該系列板材在車身外板的應用。

5000 系合金是不可熱處理強化的鋁合金，具有中等的屈服強度和抗拉強度、耐蝕性、加工性能與良好的焊接性。Mg 溶于 Al 基體中形成固溶強化，使合金在屈服強度、抗拉強度、成形性和抗蝕性方面具有一般鋼材的特點，所以日本廣泛應用5000 系鋁合金作為汽車內(nèi)板材料（5022、5023、5182）以及其它形狀復雜的部件。5000 系合金的固溶強化存在延時屈服和勒德斯線 2 個明顯的缺點，此外與6000系相比，5000系合金在噴漆退火后其屈服強度下降，而 6000 系的屈服強度上升。目前 5000 系鋁合金的研究通常是通過優(yōu)化合金成分、控制雜質(zhì)質(zhì)量分數(shù)、添加微量元素改善合金性能。如在 5050、5150 基礎上添加微量 Mn（錳）、Ga（鎵）研究而成的5025，具有優(yōu)良的壓力加工性能、成形性能和耐腐蝕性[8]。近年來，在 Al-Mg 合金中同時添加Sc和Zr 元素的研究較多，采用Sc和Zr 復合微合金化可顯著提高合金的抗拉強度。

5000 系鋁合金中，隨 Mg 質(zhì)量分數(shù)的增加，材料的伸長率開始下降，但當Mg質(zhì)量分數(shù)超過2%以后，伸長率會迅速上升，近年來還開發(fā)出了 Mg 的質(zhì)量分數(shù)達 5%～6%的高鎂鋁合金板。另一方面，適當?shù)丶尤?Mn 元素，使 Mg 相沉淀均勻，可以提高合金的抗腐蝕性能，同時能提高合金的再結(jié)晶溫度，抑制晶粒長大，確保合金具有更高的穩(wěn)定性。研究發(fā)現(xiàn)向鋁中添加質(zhì)量分數(shù)為1%的Mg，可以使材料的抗拉強度提高 35 MPa，而加入同量 Mn的效果則幾乎大了一倍。但 Mn 含量多時，抗拉強度略有增加，塑性則顯著降低。尤其有微量 Na（鈉）存在時，熱軋過程會產(chǎn)生“鈉脆”現(xiàn)象。

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6000 系鋁合金是可熱處理強化的鋁合金，其成形性好、耐蝕性強、抗拉強度高、耐高溫性能較好。6000系鋁合金較7000系合金有較高的疲勞強度，又比 2000 系合金有較好抗腐蝕性能。5000 系合金的斯德勒線及桔皮效應不令人滿意，6000 系合金上述 2 種性質(zhì)較好。6000 系合金可以通過添加少量多種合金元素來細化晶粒，改變再結(jié)晶狀態(tài)，同時改進鑄造、軋制及熱處理工藝獲得良好的綜合性能。6000 系鋁合金的時效過程就是過飽和固溶體的脫溶分解過程，也是原子擴散過程，與時效時間和溫度都有關(guān)。自然時效使人工時效后合金的抗拉強度、硬度下降，而預時效則能減輕自然時效的有害作用。在固溶處理之后引入預應變會大大抑制 GP（溶質(zhì)原子富集區(qū)）的形成，加速中間相的形核和長大。預應變可充分發(fā)揮6000系鋁合金車身板的烘烤硬化效應。

6000系合金中除Al 以外，最多的元素是Mg 和Si（硅）。Mg 能提高合金的抗蝕性和可焊性。增加Mg 的質(zhì)量分數(shù)有利于提高合金的抗拉強度，但不利于合金的沖壓成形。隨含 Mg 的質(zhì)量分數(shù)的增加，合金的抗拉強度升高，但其作用有一定的范圍，當其質(zhì)量分數(shù)達到 1.7%時，合金的抗拉強度明顯降低 。6000系合金中的強化相是Mg2Si。研究表明，合金中強化相 Mg2Si 的質(zhì)量分數(shù)每增加 0.1%，抗拉強度峰值可增加 5 MPa 左右，同時延伸率也有少量增加，如表 1 所示。除形成強化相以外，Si 能提高鑄造和焊接流動性、耐磨性。相對強化相 Mg2Si 來說，Si 的質(zhì)量分數(shù)通常是過量的。研究表明，Si 質(zhì)量分數(shù)過量時析出次序以及各亞穩(wěn)相的結(jié)構(gòu)及其晶格常數(shù)不會改變，但析出相的化學成分及密度發(fā)生變化。過量的 Si 更易析出大量的團簇，更易形成細小均勻分布的β’’相，使合金密度大大增加，提高合金的抗拉強度。

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熱處理對合金的組織和性能有很大的影響。鋁合金的熱處理主要包括退火處理、固溶處理、時效處理、回歸再時效處理以及最終形變熱處理。5000 系合金是不可熱處理強化合金，因而其熱處理工藝主要是退火處理。5000 系鋁合金板經(jīng)退火處理后，其抗拉強度略有下降，而延伸率和應變硬化指數(shù)大幅地提高。退火溫度升高，使板材抗拉強度降低，延伸率增大。文獻[18]得出5754-H24鋁合金板材的退火溫度范圍為240~250 ℃，保溫時間 1 h。5083 鋁合金板在 300 ℃退火后抗拉強度大幅度降低，塑性明顯提高。在 550 ℃退火時，軋制態(tài) 5083 鋁合金板材的纖維組織消失，再結(jié)晶晶粒明顯長大，并等軸化。

2000 系和 6000 系合金是可熱處理強化合金，因而常用固溶處理、時效處理、回歸再時效處理以及最終形變熱處理方式改善其組織和性能。固溶處理后通常進行時效處理，固溶處理使強化相最大限度溶入基體，而時效處理則使強化相從基體中析出，從而使合金的硬度增加。鋁合金經(jīng)固溶+時效處理后，再次加熱到比時效更高的溫度，保溫一段時間后，快速冷卻使材料恢復到固溶處理狀態(tài)，此時對材料再次進行時效處理可以使其屈服及抗拉強度繼續(xù)升高，這一熱處理過程即回歸再時效熱處理。最終形變熱處理是在鋁合金經(jīng)固溶+時效處理后，進行一定量的冷變形，然后再進行最終時效熱處理，通過這種熱處理工藝，鋁合金材料的屈服強度可以得到很大程度提高。

熱處理后鋁合金板材的最終性能受溫度、時間因素的影響。鋁合金退火時，板材的抗拉強度隨退火溫度的升高而降低。淬火時板材的抗拉強度、伸長率隨淬火加熱溫度的升高而增加。進行時效熱處理時，隨著時效熱處理保溫時間延長，板材的抗拉強度升高，電導率逐漸增加，但保溫到一定時間時出現(xiàn)峰值后開始下降。熱處理工藝對鋁合金板材的力學性能和應力腐蝕敏感性有影響，2519鋁合金板材經(jīng)先高溫后低溫的雙級時效處理（180 ℃×3 h+145 ℃×24 h）后力學性能最好，但抗應力腐蝕性能最差；經(jīng)形變熱處理（20 ℃×100 h+預變形15%+145 ℃×21 h）后的力學性能較好，抗應力腐蝕性能最好；過時效狀態(tài)（180 ℃×30 h）下力學性能最差，抗應力腐蝕性能適中。2000 系鋁合金的屈服強度比較高，熱處理進行自然時效時其屈服強度進一步增加，之后的成形難度增加。在自然時效前，對其進行短時間的預時效，能夠抑制隨后時效過程中 GP 區(qū)的形成，降低自然時效的硬化效果，同時提高合金的應變硬化指數(shù)和延伸率，從而提高合金板材的成形性，如圖1所示。6022鋁合金在 500～560 ℃進行固溶處理時，晶粒大小基本不變，而第二相數(shù)量顯著減少，超出該溫度范圍后晶粒粗化。560 ℃固溶處理后自然時效可獲得最佳力學性能。時效前進行預時效，能有效抑制自然時效的不良影響并提高模擬烤漆后的烤漆性能。

板材液壓成形是在模腔內(nèi)充滿液體的狀態(tài)下將材料置于模面上，材料隨沖頭的前進被壓人充滿液體的模腔內(nèi)，同時被液體產(chǎn)生的壓力緊貼沖頭，從而形成“摩擦保持效果”；而且液體可以從板料法蘭與凹模間溢出，減少有害摩擦阻力而形成“溢流潤滑效果”，因此使板料的成形極限得到極大的提高。板材液壓成形利用靜水壓提高深拉延比并減少成形工件的厚度。常規(guī)沖壓只有 2.0 左右極限深沖比的鋁合金板，用該成形方法沖壓可將極限沖壓比提高到 2.3，超過軟鋼常法沖壓的極限深沖比。有研究者使用一種輔以浮動圓盤的液壓成形模具對 6061 板材進行成形。經(jīng)試驗發(fā)現(xiàn)，使用這種新的液壓成形模具對板材進行成形時，液壓成形過程的壓邊力、模腔壓力與成形力均減小。郎利輝對鋁合金 2B06 覆層板在三向應力作用下的成形性能進行了研究，板材發(fā)生頸縮時整體應變比單層板更大，成形板的等效應力減小，流動特性得到改善。

隨著溫度升高，材料的成形性增加。通常，在材料的再結(jié)晶溫度以上的成形過程稱為熱成型，而材料在回復或再結(jié)晶溫度以下、常溫以上進行的成形工藝稱為溫成形。ZHONG H等在不同的溫度條件下試驗所獲得的成形極限圖表明，隨著溫度升高，成形極限曲線升高，板料的成形性提高。但用不同成形速度進行試驗，成形速度過快時，即使是在較高的溫度條件下，材料的成形性也無顯著提高。LI等對5000系和6000系鋁合金板材在不同溫度條件下進行深拉試驗，得到了較優(yōu)的成形溫度及其它的成形工藝條件。從合金熱處理特性來看，5000 系鋁合金板在溫成形溫度區(qū)間內(nèi)成形性顯著提高，易于控制，已有 5182-O 門內(nèi)板、5083發(fā)動機罩等產(chǎn)品試制案例；而6000系鋁合金板由于組織受溫度影響較大，成形條件苛刻，產(chǎn)品的組織和性能難以控制。

壓邊力是板料成形技術(shù)中的重要控制手段，在實際深拉的過程中理想的壓邊力應該是變化的。韓丹瑩等通過采用多級壓邊力方法，在成形初期和中期允許法蘭輕微起皺的前提下使用低的防皺壓力，在成形后期使用高的壓邊力從而消除這種輕微的起皺，達到提高工件成形極限的目的。傳統(tǒng)的壓邊方式是采用剛性壓邊圈，壓邊力均勻分布在壓邊圈上。對于表面形狀復雜的深拉件，深拉成形過程中金屬材料的流動在各個部分是不均勻的，如果都采用恒定的均勻壓邊力，可能導致在同一零件上同時出現(xiàn)起皺和拉裂的現(xiàn)象。彈性結(jié)構(gòu)的壓邊裝置可以比較好地解決這個問題。余海燕等對鋁合金板進行研究，以階梯盒形件為研究對象進行深沖試驗，通過多點壓邊力控制系統(tǒng)對恒壓邊力和變壓邊力方案的效果進行比較，結(jié)果發(fā)現(xiàn)，變壓邊力方案下的工件基本消除了恒壓邊力方案中出現(xiàn)的起皺和破裂，得到了很好的效果。

MUSTAFA 等采用不同的壓邊力對盒型件進行不同深度的拉深試驗，研究壓邊力對其成形的影響。結(jié)果表明，壓邊力是時間的函數(shù)，通過控制壓邊力的變化，可以提高材料的成形性以及最終獲得高質(zhì)量零件。同時壓邊力還應與位置有關(guān)。通過對壓邊力的一系列控制，起皺現(xiàn)象得到很好的緩解，但并未完全消除。

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超塑性成形是指板材在一定的變形溫度和變形速度條件下產(chǎn)生超塑性后的成形，鋁合金的超塑性溫度范圍為 500～550 ℃，比溫成形的溫度高許多。超塑性成形能加工常規(guī)沖壓工藝不能成形的復雜零件。超塑性成形法可分為陽模成形法和陰模成形法。陽模成形法適用于大型的淺成形件，而陰模法則適用于深成形件和復雜的成形件。

TROEGER等對6000系合金的超塑性研究表明，500 ℃以上時合金表現(xiàn)出超塑性。在 540 ℃應變速率為2×10-4～5×10-4 /s時，應變速率敏感性達到最大值0.5 /s。應變速率為5×10-4 /s時合金的單向拉伸延伸率最大達375%，對應的流變應力為4.7 MPa，如圖2所示。周義等用鋁合金以超塑性成形方式進行了汽車前擋泥板成形試驗，在成形溫度控制在450~500 ℃、最大脹形壓力達到0.42 MPa的條件下，試驗取得成功，整個成形時間為 30~60 min。梁繼業(yè)等以 5083 鋁合金為研究對象對車門的鋁合金外板的正反脹超塑性成形工藝進行了研究，在480 ℃和應變速率為 1×10-3 /s 條件下，最大伸長可達到242%。雖然超塑性成形時間比一般成形工藝時間長，但在成形時材料塑性流動的阻力非常小，即使是復雜件也可以一次成形，因而其應用前景非常廣泛。

材料的模型主要包括材料的應力-應變曲線、彈性模量、硬化指數(shù)、塑性應變比、泊松比。其中，材料的流變應力方程是材料模型里面最主要的部分之一。為準確模擬實際變形過程，必須有能夠準確描述材料屈服行為的屈服準則。目前用于描述塑性變形的屈服準則主要有 Von-Mises 屈服準則、Tresca屈服準則以及Hill屈服準則。SIGUANG XU 等對 Hill 屈服準則進行研究，通過6111鋁合金試驗數(shù)據(jù)比較基于 Hill’s 1948 和Hill’s 1993屈服準則對與極限應變的預測，結(jié)果表明 Hill’s 1993 屈服準則可以很好描述鋁合金板材局部縮頸行為。陳忠家等基于合金材料塑性變形過程中位錯和溶質(zhì)原子間相互作用的分析，建立了一個可用于描述鋸齒形屈服現(xiàn)象的唯象本構(gòu)模型。該模型將溶質(zhì)原子對位錯運動的釘扎效應和位錯掙脫后的脫釘效應置于一個統(tǒng)一的框架內(nèi)進行考慮，而這2個效應的相互競爭將決定材料宏觀變形行為的發(fā)展演化。基于該模型的數(shù)值模擬結(jié)果和試驗測試結(jié)果取得了良好的一致性，從而驗證了理論和模型的有效性。

通常在對不銹鋼板各向異性材料進行模擬時多使用 Von-Mises 或 Hill-48 屈服準則圈間的摩擦系數(shù)變化對沖壓結(jié)果的影響比坯料與凹模間摩擦系數(shù)變化所產(chǎn)生的影響大，坯料與凹模之間的摩擦系數(shù)越大，對沖壓結(jié)果就越不利，但這種不利影響隨著坯料與凹模之間摩擦系數(shù)的進一步增大而明顯減弱。在沖壓條件不太理想時，僅僅依靠壓邊力的調(diào)整難以獲得理想結(jié)果，不論沖壓條件如何，壓邊力都存在一個最優(yōu)值。

板材沖壓成形過程中受許多工藝參數(shù)的影響，通過有限元模擬可以分析各參數(shù)對其影響規(guī)律，但不能通過簡單的參數(shù)組合獲得最佳的成形工藝。通過正交設計模擬分析各參數(shù)對板材成形性的影響，不但可以大大節(jié)約計算時間，而且可以獲得最佳的成形工藝。汽車覆蓋件成形時，沖壓速度對產(chǎn)品質(zhì)量的影響作用大于壓邊力、拉延筋和摩擦系數(shù)對產(chǎn)品質(zhì)量的影響，沖壓速度越大，產(chǎn)品的局部厚度越小。在模擬過程中發(fā)現(xiàn)，通過拉延筋的分布以及拉延阻力的設置，可以消除零件起皺和開裂現(xiàn)象。對成形后回彈量分析發(fā)現(xiàn)，成形質(zhì)量好的工藝，其回彈量也小。

除成形工藝參數(shù)外，坯料的初始形狀和網(wǎng)格的自適應技術(shù)、單元屬性對沖壓結(jié)果也會產(chǎn)生影響。研究發(fā)現(xiàn)，進行模擬成形時，若能促進板料的初始形狀更好地與材料的流動規(guī)律相適應，就能改善板料最終的成形質(zhì)量。通過對坯料局部形狀的調(diào)整能進一步消除成形缺陷。在模擬時采用自適應網(wǎng)格技術(shù)能夠在保證成形模擬精度的同時避免計算效率的下降。板料成形時，由于其厚度很小，因而通常采用2號BT殼單元，采用該單元進行模擬有較高的精度和較高的效率。成形時常在厚度方向上采用 3 個積分點，若進行回彈分析，則需采用16號全積分單元，并選用7個積分點。

覆蓋件成形時發(fā)生彈性和塑性變形，卸載后彈性變形部分恢復而發(fā)生回彈現(xiàn)象。覆蓋件的回彈嚴重影響產(chǎn)品的尺寸精度和表面質(zhì)量，因而需要對產(chǎn)品回彈進行預測并加以控制。目前主要用有限元法對成形后的回彈進行研究。張凇等使用 Dynaform 有限元軟件對汽車底座橫梁外板的沖壓成形后回彈進行仿真研究，并將回彈的模擬結(jié)果與試驗結(jié)果進行比較，發(fā)現(xiàn)二者十分吻合，模擬能夠準確預測成形后的回彈。

文獻研究了板料成形過程中材料參數(shù)和工藝參數(shù)等對回彈的影響規(guī)律。回彈量的大小與材料的屈服強度、厚向異性系數(shù)成正比，與材料的彈性模量和硬化指數(shù)成反比。減小模具間間隙可以減小板料成形后的回彈量。隨著壓邊力減小和凸模的圓角半徑增大，回彈角增大。隨著摩擦系數(shù)增大，回彈量減小。板料的厚度對成形后產(chǎn)品的回彈也有一定影響，板料厚度增加，成形后其回彈量減小。通過對各因素的正交分析發(fā)現(xiàn)，在相同的成形條件下，材料參數(shù)對回彈的影響最大，摩擦系數(shù)次之，壓邊力再次之，板料的厚度影響最小。

除研究各因素對回彈的影響外，張引引等考慮鋁合金板材與模具間的接觸演變過程，建立了一個有限元模型來預測鋁合金板材變形后的回彈。模型中板材本構(gòu)方程采用基于更新拉格朗日彈塑性的材料模型，卸載過程采用模具反向運動方法。對有限元敏感度分析發(fā)現(xiàn)，回彈大小和整體精度受到元素大小、積分點和屈服準則的影響很大。將模擬結(jié)果與試驗對比分析，發(fā)現(xiàn)二者較好吻合。通過有限元分析得到了一個優(yōu)化的模型，提供了一個更加精確的方法。