6061铝合金预强化高性能冲压成形工艺

High-performance stamping forming process of 6061 aluminum alloy with pre-hardening

摘要

对6061铝合金坯料进行固溶淬火处理，固溶热处理制度为550 ℃/30 min，将淬火后合金在140 ℃下人工时效6~18 h，得到预强化（pre-hardening， PH）坯料。通过室温杯突实验与室温单轴拉伸实验评估6061铝合金预强化坯料的成形性能与力学性能，并进行帽形梁零件冲压试制实验，以验证该技术在工程应用中的可行性。结果表明：PH-12 h预强化铝合金坯料的屈服强度比O态铝合金坯料高186 MPa，抗拉强度比O态高215 MPa，而伸长率和杯突值与O态相近。PH-18 h预强化铝合金经10%变形后最高抗拉强度可达391 MPa，远高于T6态铝合金，说明预强化铝合金坯料兼具良好的强塑性。此外，使用预强化坯料成形的帽形梁零件的抗拉强度和屈服强度均高于T6态铝合金。

Abstract

The 6061 aluminum alloy billets are subjected to solution quenching treatment under a solution heat treatment condition of 550 ℃ for 30 min. After quenching， the billets are artificially aged at 140 ℃ for 6 h to 18 h to obtain pre-hardening （PH） billets. The formability and mechanical properties of the pre-hardening 6061 aluminum alloy billets are evaluated using room-temperature Erichsen cupping tests and uniaxial tensile tests. Additionally， the stamping trials for hat-shaped beam components are conducted to verify the feasibility of this technique for engineering applications. The results show that the yield strength （YS） of the PH-12 h pre-hardening billets is 186 MPa higher than that of the O-temper billets， and the tensile strength （TS） is 215 MPa higher than that of the O-temper billets， while the elongation （EL） and cupping values are comparable to those of the O-temper billets. The PH-18 h pre-hardening billets exhibit a maximum tensile strength of 391 MPa after 10% deformation， significantly exceeding that of the T6-temper aluminum alloy， demonstrating that the pre-hardening billets possess excellent strength-ductility balance. Furthermore， the hat-shaped beam components formed from pre-hardening billets exhibit tensile and yield strengths superior to those of the T6-temper aluminum alloy.

Graphical abstract

关键词

6061铝合金 / 冷冲压 / 预强化 / 力学性能 / 成形性能

Key words

6061 aluminum alloy / cold stamping / pre-hardening / mechanical property / formability

为提高传统燃油车的燃油经济性，降低废气排放，增加电动汽车的续航里程，汽车行业一直在大力追求汽车轻量化，而使用轻质材料是实现汽车轻量化的有效措施之一。铝合金由于具有高比强度、优秀的抗腐蚀性能、良好的焊接性能和可回收性，逐渐走向汽车轻量化材料应用的前沿^［1-3］。其中，主要合金元素为Mg和Si的6×××系铝合金，可热处理强化，烤漆（paint baking，PB）硬化效果明显，在汽车铝合金覆盖件上具有很大的应用潜力^［4-6］。但是6×××系铝合金固溶淬火后的W态不稳定，易发生自然时效，而自然时效过程中有尺寸细小的Mg，Si团簇形成，这会增加主要强化相β″的临界成核尺寸，对后续的烤漆或人工时效造成负面影响，进而影响零件的最终性能，极大地限制了6×××系铝合金的实际应用^［7-9］。为了抑制自然时效对后续烤漆硬化的影响，科研人员开发了T4p工艺，即铝合金固溶淬火后进行短暂的预时效处理（60~200 ℃，3~30 min），以消耗溶质原子和淬火空缺，改善后续的烤漆硬化效果^［10-12］。T4p态合金由于热处理时间短，析出行为不能充分进行，因而处于相对软化状态，强度低于T4态合金，从而获得良好的成形性。对6×××-T4p坯料冷成形后进行烤漆处理，能够获得良好的最终性能^{［10，13］}。

T4p工艺已经被广泛应用于汽车铝合金覆盖件冷冲压成形，目前常用的6×××-T4p坯料，如6016-T4p和6111-T4p，由于优异的成形性、自然时效稳定性、烤漆增量大等优点，能够完全满足汽车覆盖件的生产要求。但这些坯料都存在成本高的问题，而成本低的6×××铝合金如6061铝合金在经过T4p处理后无法达到相同的效果^［14-15］。此外，T4p工艺要想获得高强度的零件，必须经过后续烤漆硬化，烤漆工艺参数的选择直接影响零件的最终性能^{［7，10-11］}。针对T4p板料成本高、零件的最终性能易受烤漆影响的问题，本课题组提出铝合金预强化坯料冷冲压成形工艺，将预强化冲压成形工艺应用到低成本的6061铝合金冷冲压成形当中。预强化冲压成形工艺是一种新兴的高效热成形技术，其关键是将预强化坯料加热至150~400 ℃，然后快速转移至冷模具中进行冲压成形，从而实现高性能冲压零件的直接制备。与传统热冲压成形技术（hot forming and cold-die quenching，HFQ）相比，其加热时间短、加热温度低，且不需要后续人工时效，明显缩短生产周期^［16］。Hua等^［17］将预强化冲压成形工艺应用到7A09铝合金上，发现7A09铝合金预强化坯料的室温伸长率与T4态合金相近，在经过变形与烤漆处理后，抗拉强度与屈服强度均高出T6态合金近30%，为预强化冲压成形工艺应用于6061合金冷冲压成形提供了参考。

6061铝合金预强化坯料冷冲压成形工艺同样只需要对预强化坯料（550 ℃固溶30 min后在140 ℃下人工时效6~18 h）进行成形，可以不依赖后续的烤漆强化，便可获得最终性能良好的零件。本工作使用6061铝合金板作为研究材料，深入探讨预强化冷成形工艺的成形性能，分析成形前后材料的力学性能变化，并重点研究烤漆处理对成形后铝合金力学性能的影响。通过进行帽形梁零件的冲压实验，进一步验证该成形技术在实际生产中的应用潜力和工程可行性。同时，评估不同预强化状态下的铝合金材料在冲压成形过程中的力学性能变化，为优化铝合金板料的成形工艺和提高成形质量提供理论依据和实践支持。

1 实验材料与方法

1.1 实验材料

所用实验材料为6061-T6铝合金板材（河南明泰铝业提供），厚度为1 mm。铝合金板材化学成分如表1所示，原始板料的抗拉强度为343 MPa，屈服强度为271 MPa，伸长率为12.65%。单轴拉伸实验的试样由激光切割加工而成，同时制备直径为90 mm的圆形试样用于杯突实验。帽形梁零件冲压实验所用坯料尺寸为300 mm×180 mm。所有试样经过550 ℃保温30 min的固溶处理后水淬，然后在140 ℃进行不同时效时间（6，12，18 h）的人工时效，分别记为PH-6 h，PH-12 h，PH-18 h。

1.2 实验方法

室温单轴拉伸实验在SANS CMT 5205电子式万能试验机上进行，拉伸速率为2 mm/min。为了预测成形后预强化坯料的力学性能，以0.1 s^-1的应变速率对PH试样进行预变形，变形量分别为2%，6%和10%，预变形后以2 mm/min的拉伸速率拉断。此外，处理O态（在380 ℃下保温2 h，然后随炉冷却）拉伸试样，测试力学性能以作对比。

在型号为BTP-300板材成形试验机上对PH试样进行杯突实验，来评估预强化坯料的成形性，杯突速率为5 mm/min，并在PH试样的表面涂覆润滑脂，同样处理O态的试样进行对照研究。

为了更好地反映成形过程中预强化坯料的变形行为和成形后力学性能，进行帽形梁零件冲压实验。图1为帽形梁零件的三维结构以及配备在伺服压力机上的模具系统。在测试过程中，坯料涂有润滑脂以起到润滑作用。

使用有限元方法评估成形部件的应变分布，坯料设计为矩形，尺寸为300 mm×180 mm×1 mm。摩擦因数设为0.2，模拟冲头速度为300 mm/s，模具间隙为1.1 t（t为坯料厚度）。根据模拟结果，从冲压零件的某些区域切割拉伸试样，以检查其成形后的力学性能。考虑到汽车车身零部件的应用，将冲压零件在175 ℃下保温30 min，以评估烤漆后的力学性能。

2 结果与分析

2.1 6061铝合金预强化坯料的力学性能

使用室温拉伸实验评估预强化坯料在室温下的流动行为。图2为不同PH试样在室温下的工程应力-应变曲线，同时与O态（抗拉强度和屈服强度分别为146 MPa和90 MPa）和T6态的结果进行比较。可知，随着时效时间的增加，PH试样在获得更高抗拉强度和屈服强度的同时，其伸长率也相应下降。PH-6 h试样抗拉强度为347 MPa，屈服强度为258 MPa，伸长率为21.50%。时效时间增加到12 h时，抗拉强度和屈服强度分别提升到361 MPa和276 MPa，二者比O态分别提高了215，186 MPa，伸长率仅下降到20.70%。时效时间增加到18 h时，抗拉强度和屈服强度分别为361，285 MPa，抗拉强度没有变化，屈服强度仅提高9 MPa，但伸长率明显下降，降至19.10%。

三种PH试样的抗拉强度均高于T6态试样；PH-6 h试样的屈服强度低于T6态试样13 MPa，而PH-12 h与PH-18 h试样的屈服强度都已达到T6水平；PH试样的伸长率最高可达21.50%，超过T4p态铝合金伸长率要求（GB/T 33227－2016），略低于O态的23.82%；室温条件下，PH试样在保证高性能的前提下，伸长率与O态相近。

加工硬化率θ是一个反映材料对加工硬化敏感性的重要指标，计算公式为^［18］：

\theta =\frac{\mathrm{d}\sigma }{\mathrm{d}\epsilon }（1）

式中：σ为真应力；ε为真应变。试样加工硬化率计算结果如图3所示。可以看到三种预强化坯料之间加工硬化率相差不大，但明显高于O态下的。说明预强化坯料对加工硬化效应更加敏感，给予相同的塑性应变预强化坯料可以获得更高的强度。

为了模拟预强化坯料在冷冲压成形过程中的加工硬化行为，对试样进行变形处理（变形量分别为2%，6%，10%）后再进行室温拉伸实验，得到的工程应力-应变曲线如图4所示。为了更直观地观察力学性能的变化情况，图4中还包含未变形PH试样的室温拉伸结果，并与6061-T6铝合金的力学性能 （红色虚线）进行比较。可以看到，试样经变形处理后，预强化坯料获得的屈服强度明显提升（远高于270 MPa），抗拉强度基本在350 MPa以上。强度的提升主要是由于变形引起的位错密度的增加，具体来说，随着变形量的增大，位错增殖使得强度显著提升，相应伸长率降低得越多，断裂前允许的塑性变形越少^［19-20］。

变形量达到6%及以上的PH试样，当塑性变形开始发生时应力突然跌落，实际上，PH-12 h和PH-18 h试样在2%预变形量时已经在屈服点附近出现轻微的应力下降。这种现象不同于未预变形PH试样的光滑塑性转变，其可以通过位错钉扎的逃逸来解释：预变形量增大，位错密度增加，位错对强度的贡献作用增大，当塑性变形开始时，随着应力的增大，由预变形得到的处于钉扎区的一些位错从钉扎位置逃逸，移动位错需要的应力减少，于是出现应力跌落的现象^［21-23］。

当变形量增加到10%时，PH-12 h与PH-18 h试样应变超过应力跌落的应变，后续塑性变形过程中表现出应力随应变增加而降低的软化现象。在此变形量下的PH-18 h试样强度达到最高值，抗拉强度和屈服强度分别为391 MPa和379 MPa，比T6态合金高了14%和39.85%，同时伸长率的损失也达到最大，为6%，与无预变形的PH-18 h试样相比，伸长率下降了68.59%。

为探究烤漆对预强化坯料成形后的影响，对预变形后的试样进行烤漆（175 ℃/30 min）后再进行室温拉伸实验，PH试样的工程应力-应变曲线如图5所示，同时图5中包含未预变形的PH试样烤漆后的室温拉伸实验结果。可以看出，未预变形的三种PH试样烤漆后的力学性能大体相同，抗拉强度约为350 MPa，屈服强度约为285 MPa，伸长率也相近，都在20%左右。随着预时效时间的增加，烤漆对PH试样屈服强度提升的效果逐渐减弱，如PH-6 h试样的屈服强度提高了24 MPa，PH-12 h试样的屈服强度仅提高了10 MPa，而PH-18 h试样的屈服强度基本不变。

2%变形量下PH-12 h与PH-18 h试样烤漆前后强度没有明显的变化，烤漆使得PH-6 h试样的抗拉强度与屈服强度趋近于PH-12 h，PH-18 h试样的强度水平。在6%和10%大变形量下PH试样烤漆后，塑性变形过程中无明显的应力跌落的现象，更没有出现软化现象。伸长率有所提高，塑性得到改善，如伸长率损失最严重的是变形量为10%的PH-18 h试样，烤漆后伸长率由6%恢复到11.98%，提高了近1倍，但抗拉强度在烤漆后几乎没有变化，屈服强度由379 MPa略微下降到370 MPa。烤漆消除了部分预变形过程中积累的位错，位错密度的降低会引起强度的下降^［24-25］，但烤漆也同时促进了强化相的进一步析出，析出相对强度作用的增加，弥补了位错对强度作用减小的部分^［26-27］。总而言之，烤漆可以在不明显降低预强化坯料成形后强度的前提下，改善坯料成形后的塑性。

2.2 6061铝合金预强化坯料的成形性能

图6 为不同预强化6061铝合金杯突实验结果。可知，PH-12 h试样的杯突值是15.2 mm，仅比O态试样低2.4 mm，PH-6 h试样的杯突值与PH-12 h的杯突值相差不大，PH-18 h的杯突值为14.1 mm。随着时效时间由12 h延长到18 h，杯突值明显下降（下降了1.1 mm）。所有PH试样的杯突值均低于O态试样的杯突值，最高降低了19.89%。

图7为PH-12 h杯突试样的应变与厚度分布图。图7（a）为使用Dynaform数值模拟软件模拟的PH-12 h试样在杯突实验过程中的应变分布，结果表明最大应变区与实验的断裂位置相符。进一步沿垂直于裂纹方向，对截面A-A进行PH-12 h杯突试样厚度值测量，结果如图7（b）所示。减薄较大的区域对应于应变较大的区域，最高应变为22.9%，最大减薄率为34%。沿横截面A-A厚度最低为0.66 mm，出现在断裂位置，试样的顶部区域表现出相对较高的厚度值（0.81 mm），并且由于较小的应变，边缘处的厚度最高。

2.3 6061铝合金预强化坯料的帽形梁零件冲压实验

图8为帽形梁零件冲压成形结果。通过有限元分析预强化坯料成形后帽形梁零件的应变分布，如图8（a）所示，顶部和底边的应变较小，在0.4%~2%之间，记为低应变区（low strain zone，LS），侧壁和底部圆角的应变较大，在2.8%~7.7%之间，最高可达10%以上，记为高应变区（high strain zone，HS）。在帽形梁零件的侧壁和顶部按顺序取拉伸样，如图8（b）所示，以表征帽形梁零件烤漆前后的力学性能。拉伸样的尺寸与拉伸实验一致，平行段长度和宽度分别为32，12.5 mm，过渡弧半径为20 mm，其力学性能测试结果如图9所示。

由于加工硬化的影响，成形后帽形梁零件侧壁的力学性能与预强化坯料相比有明显的提升，而对于应变较低的顶部，其力学性能与成形前的相比基本一致。PH-6 h预强化坯料成形的帽形梁零件的强度最低，顶部试样的屈服强度仅比T6态合金低8 MPa。PH-12 h与PH-18 h预强化坯料成形后帽形梁零件的抗拉强度和屈服强度均高于T6态，其中强度最高的试样取自PH-18 h帽形梁零件的侧壁，其抗拉强度和屈服强度分别为380 MPa和321 MPa，与T6态相比分别高了约10.79%和18.45%。总体来说，三种预强化坯料成形后帽形梁零件的强度达到T6态合金水平。

对于时效时间较短的PH-6 h预强化坯料成形的帽形梁零件，烤漆对其强度有一定的提升效果，对于应变较低的顶部试样，其抗拉强度和屈服强度分别提高了12 MPa与24 MPa，而对于应变较高的侧壁试样，其抗拉强度基本不变，屈服强度也只提高了12 MPa。此外，烤漆后PH-6 h帽形梁零件的塑性明显下降，侧壁试样的伸长率由烤漆前的19.69%下降至17.81%。与PH-6 h帽形梁零件相比，烤漆对于PH-12 h和PH-18 h帽形梁零件强度的提升效果明显下降，PH-12 h帽形梁零件顶部试样的屈服强度由275 MPa提高到290 MPa，仅提高了15 MPa。甚至由于保温而使应变分布较大的侧壁位错密度降低，强度有所损失，PH-12 h帽形梁零件侧壁试样的抗拉强度由375 MPa下降到363 MPa，屈服强度由315 MPa下降到302 MPa，相应的伸长率由15.84%提高到17.45%，塑性有所恢复。烤漆促进帽形梁零件强化相的进一步析出，使析出强化的效果增强，但同时也会消除一部分冲压过程中积累的位错，使位错密度减小，加工硬化效应减弱。PH-6 h预强化坯料的时效时间短，析出强化作用增强对力学性能的影响要强于加工硬化效应减弱对力学性能的影响，故试样的力学性能表现为强度提高，伸长率下降。而PH-12 h与PH-18 h帽形梁零件的时效时间较长，烤漆对析出强化增强的效果减弱，析出强化作用增强对力学性能的影响要弱于加工硬化效应减弱对力学性能的影响，故PH-12 h与PH-18 h帽形梁零件侧壁试样的力学性能表现为强度降低，伸长率提高。从整体来看，三种预强化坯料所得帽形梁零件烤漆后的性能大体相同，烤漆前后的力学性能与预变形的实验结果相符。

3 结论

（1） 基于6061铝合金的预强化高性能冲压成形工艺有效解决了传统T4p铝合金材料在汽车覆盖件生产中的力学性能依赖后续烤漆工艺和高成本问题。

（2） 预强化坯料表现出优异的力学性能与成形性能，特别是PH-12 h预强化铝合金的屈服强度和抗拉强度分别比O态铝合金提高了186 MPa和215 MPa，且伸长率和杯突值与O态相近。

（3） 预强化坯料的加工硬化率高，PH-18 h预强化铝合金经10%变形后，抗拉强度达到391 MPa，显著高于T6态铝合金。预强化坯料成形的帽形梁零件强度都达到T6水平。

参考文献

[1] KRALL P， WEIßENSTEINER I， POGATSCHER S. Recycling aluminum alloys for the automotive industry： breaking the source-sink paradigm［J］. Resources， Conservation and Recycling， 2024， 202： 107370.

[2] ZHANG W， XU J. Advanced lightweight materials for automobiles： a review［J］. Materials & Design， 2022， 221： 110994.

[3] 胡斌. 汽车行业发展对轻质结构部件的需求与展望［J］. 精密成形工程， 2020， 12 （3）： 120-124.

[4] HU B. Demand and prospect for lightweight structural components in automotive industry［J］. Journal of Netshape Forming Engineering， 2020， 12 （3）： 120-124.

[5] DING L P， HE Y， WEN Z， et al. Optimization of the pre-aging treatment for an AA6022 alloy at various temperatures and holding times［J］.Journal of Alloys and Compounds， 2015， 647： 238-244.

[6] 程文修， 程军超， 钟政烨， 扭转冷作硬化对6061-T651铝合金动静态力学性能的影响［J］. 材料工程， 2023， 51 （12）： 59-67.

[7] CHENG W X， CHENG J C， ZHONG Z Y， et al. Effects of torsional cold work hardening on dynamic and static mechanical properties of 6061-T651 aluminum alloy［J］. Journal of Materials Engineering， 2023， 51 （12）： 59-67.

[8] LI G J， GUO M X， DU J Q， et al. Synergistic improvement in bake-hardening response and natural aging stability of Al-Mg-Si-Cu-Zn alloys via non-isothermal pre-aging treatment［J］. Materials & Design， 2022， 218： 110714.

[9] YIN D Y， XIAO Q， CHEN Y Q， et al. Effect of natural ageing and pre-straining on the hardening behaviour and microstructural response during artificial ageing of an Al-Mg-Si-Cu alloy［J］. Materials & Design， 2016， 95： 329-339.

[10] CAO L F， ROMETSCH P A， COUPER M J. Clustering behaviour in an Al-Mg-Si-Cu alloy during natural ageing and subsequent under-ageing［J］. Materials Science and Engineering： A， 2013， 559： 257-261.

[11] WERINOS M， ANTREKOWITSCH H， EBNER T， et al. Hardening of Al-Mg-Si alloys： effect of trace elements and prolonged natural aging［J］. Materials & Design， 2016， 107： 257-268.

[12] LI H， YAN Z H， CAO L Y. Bake hardening behavior and precipitation kinetic of a novel Al-Mg-Si-Cu aluminum alloy for lightweight automotive body［J］. Materials Science and Engineering： A， 2018， 728： 88-94.

[13] 盈亮， 申国哲， 胡平， AA6016铝材烘烤硬化性能研究［J］. 机械工程学报， 2011， 47 （10）： 19-24.

[14] YING L， SHEN G Z， HU P， et al. Research on bake hardening behavior of AA6016 aluminum alloy sheets［J］. Journal of Mechanical Engineering， 2011， 47 （10）： 19-24.

[15] BIROL Y. pre-aging to improve bake hardening in a twin-roll cast Al-Mg-Si alloy［J］. Materials Science and Engineering： A， 2005， 391 （1/2）： 175-180.

[16] PEROVIC A， PEROVIC D D， WEATHERLY G C， et al. Precipitation in aluminum alloys AA6111 and AA6016［J］. Scripta Materialia， 1999， 41 （7）： 703-708.

[17] GONG W Y， XIE M J， ZHANG J S. Giant bake hardening response of multi-scale precipitation strengthened Al-Mg-Si-Cu-Zn alloy via pre-aging treatments［J］. Materials Characterization， 2021， 181 （5）： 111464.

[18] MILLER W S， ZHANG L， BOTTEMA J， et al. Recent development in aluminium alloys for the automotive industry［J］. Materials Science and Engineering： A， 2000， 280（1）： 37-49.

[19] YU J Y， PANG Q， HU Z L. Effects of pre-stretching and baking treatment on microstructural evolution and mechanical properties of 7A09 aluminum alloy subjected to pre-hardening forming［J］. Journal of Alloys and Compounds， 2023， 960 （5）： 170915.

[20] HUA L， ZHANG W P， MA H J， et al. Investigation of formability， microstructures and post-forming mechanical properties of heat-treatable aluminum alloys subjected to pre-aged hardening warm forming［J］. International Journal of Machine Tools and Manufacture， 2021， 169： 103799.

[21] ZHANG W P， PANG Q， LU J J， et al. Comparative study on deformation behavior， microstructure evolution and post-forming property of an Al-Zn-Mg-Cu alloy in a novel warm forming process［J］. Journal of Materials Processing Technology， 2023， 312： 117854.

[22] ZHOU Y， LIN M， LIU C Z， et al. Enhancing mechanical properties of uniformly distributed nano TiB₂/2024 Al composite rolling sheet by pre-stretch aging［J］. Journal of Alloys and Compounds， 2022， 913： 165172.

[23] KOCKS U F， MECKING H. Physics and phenomenology of strain hardening： the FCC case［J］. Progress in Materials Science， 2003， 48 （3）： 171-273.

[24] LOZINKO A， GHOLIZADEH R， ZHANG Y B， et al. Evolution of microstructure and mechanical properties during annealing of heavily rolled AlCoCrFeNi_2.1 eutectic high-entropy alloy［J］. Materials Science and Engineering： A， 2022， 833： 142558.

[25] LI H X， GAO S， TOMOTA Y， et al. Mechanical response of dislocation interaction with grain boundary in ultrafine-grained interstitial-free steel［J］. Acta Materialia， 2021， 206： 116621.

[26] TIAN Y Z， GAO S， ZHAO L J， et al. Remarkable transitions of yield behavior and Lüders deformation in pure Cu by changing grain sizes［J］. Scripta Materialia， 2018， 142： 88-91.

[27] STEMPER L， TUNES M A， DUMITRASCHKEWITZ P， et al. Giant hardening response in AlMgZn（Cu） alloys［J］. Acta Materialia， 2021， 206： 116617.

[28] GUO C， ZHANG H T， ZOU J， et al. Effects of pre-treatment combining with aging on the microstructures and mechanical properties of Al-Mg-Ag alloys［J］. Materials Science and Engineering： A， 2019， 740/741： 82-91.

[29] XIE B X， HUANG L， XU J H， et al. Effect of the aging process and pre-deformation on the precipitated phase and mechanical properties of 2195 Al-Li alloy［J］. Materials Science and Engineering： A， 2022， 832： 142394.

[30] ZHANG H T， GUO C， LI S S， et al. Influence of cold pre-deformation on the microstructure， mechanical properties and corrosion resistance of Zn-bearing 5××× aluminum alloy［J］. Journal of Materials Research and Technology，2022， 16： 1202-1212.

基金资助

湖北省重点研发计划(2021baa200)

湖北省重点研发计划(2022aaa001)

湖北省自然科学基金项目(2023AFA069)

湖北省隆中实验室自主创新项目(2022ZZ-04)