摘要：研究了三級涂裝工藝對T6處理和雙級時效工藝下的低壓鑄造A356合金輪毅力學性能和組織的影響。研究表明：三級涂裝工藝使T6狀態下合金的抗拉強度增加15N／mm²，雙級時效工藝條件下A356合金抗拉強度增加了5N／mm²，屈服強度增加了15N／mm²，對合金伸長率基本沒有影響。電導率和DSC分析表明，三級涂裝工藝不同程度地改變了合金中強化相和平衡相的分布數量和密度、引起了合金力學性能的變化。該研究對進一步優化A356合金輪轂T6處理工藝和雙級時效工藝具有一定的意義。

　　關鍵詞：涂裝工藝；T6狀態；A356鋁合金；電導率

　　鋁合金輪轂是鋼制輪轂的良好替代品，已廣泛應用于轎車和客車上。2000年世界鋁合金輪轂需求量已達1.1億只。權威人士預測^[1]，在未來十年內，我國轎車輪轂鋁化率達到或接近50％，按照每輛轎車5輪（1輪備用）和50%的輪轂的鋁化率計算，并考慮其他車輛及維修零售所用鋁輪轂，預計2010年我國鋁輪轂需求量將超過1000萬只，2020年將超過18000萬只，因此鋁合金輪轂市場潛力巨大。

　　為了提高鋁合金輪轂運行可靠性、耐久性以及外觀裝飾性，鋁合金輪轂在熱處理后一般要進行涂裝處理。在涂裝處理之前要進行除油、除銹、磷化三個工序的預處理。在預處理后期需要進行烘干處理，其溫度為210℃，烘干后進行涂裝，根據廠商的要求進噴涂、粉末涂料、電鍍等涂裝工藝，噴漆、電鍍后進行烤漆。目前常用的烤漆工藝為160℃、100℃雙重烤漆。因此涂裝烘烤工藝對T6處理的鋁合金輪轂的組織和力學性能有一定的影響。研究涂裝工藝對合金力學性能的影響，對優化T6熱處理工藝具有一定的實際意義。

　　1 試驗過程

　　目前鑄造鋁合金輪轂的主要合金為A356合金，其成分見表1，輪轂成形后，進行T6熱處理，固溶溫度540℃，時間6h，時效溫度180℃，時間4h，時效后按照表2參數進行三級涂裝。

表1 A356合金輪轂各合金元素質量分數  ％

Si	Mg	Ti	Sr	Fe	Cu	Mn	Zn	Al
6.8～7.2	0.30～0.38	0.08～0.15	≤0.018	≤0.018	≤0.1	≤0.1	≤0.1	余量

表2 A356合金輪轂三級涂裝工藝參數

工藝類別	一級涂裝	二級涂裝	三級涂裝
涂裝溫度/℃	210	160	100
涂裝時間/min	20～25	20～25	20～25

　　拉伸試驗用來研究合金力學性能的變化。拉伸試棒在輪轂上輪緣處取樣，拉伸試棒加工成5倍標準拉伸試棒。拉伸試驗在WDW－50微機控制電子萬能試驗機上進行，拉伸速率為5mm／s。

　　電導率和DSC試驗用來研究合金的微觀組織變化。電導率測量在室溫下進行，其試樣為20mm×8mm×4mm的矩形試樣，研究合金位錯、析出相和固溶情況的變化；DSC試驗在DSC差熱分析儀上進行，試樣為直徑5mm、高度1mm的圓形試樣，熱處理后，立即進行DSC分析，研究強化相和平衡相的析出轉變溫度和峰值的變化。

　　2 試驗結果與討論

　　研究合金在T6及雙級時效兩種熱處理工藝條件下硬度、抗拉強度、屈服強度和伸長率的變化：T6工藝為540℃6h＋180℃4h；雙級時效工藝為540℃6h＋110℃2h＋180℃4h。

　　2.1 涂裝工藝對合金力學性能的影響

　　涂裝對兩種熱處理工藝條件下合金的強度性能的影響見圖1，對伸長率的影響見表3。

表3 兩種涂裝工藝制度下A356合金的伸長率 ％

工藝類別	未涂裝	一級涂裝	二級涂裝	三級涂裝
T6工藝	9	9	9	10
雙級時效工藝	10	10	10.5	10

　　從圖1可以看出，涂裝工藝對兩種熱處理工藝合金性能的影響趨勢一致，一級涂裝后，合金的強度性能降低，經過二級涂裝，合金的強度性能增加，而經過三級涂裝，合金的性能又有所降低，但相對未涂裝工藝，合金的性能呈增加的趨勢，尤其對于雙級時效工藝，涂裝工藝對強度的影響更為明顯。從表3可以看到，涂裝工藝對伸長率的影響并不明顯。因此，涂裝工藝在不改變合金伸長率的情況下，在一定程度上提高了合金的強度性能。
 

圖1 涂裝工藝對A356合金熱處理后強度的影響

　　2.2 電導率分析

　　對T6工藝下三級涂裝狀態下A356合金進行電導率測試，結果如圖2所示。
 

圖2 涂裝工藝對T6狀態下A356合金電導率的影響

　　由圖2可知，經過一級涂裝后，合金的電導率顯著上升，二級涂裝后，電導率有所下降，三級涂裝后，合金電導率又有所回升，相對于一級涂裝來說，二級涂裝和三級涂裝對合金電導率影響不大。文獻[2]研究熱處理對Cu-Mg-Cr合金的電導率的影響時指出，由于鉻溶入銅基體中，使自由電子在運動過程中發生散射的幾率增加，導致電導率下降。對于A356合金來說，一級涂裝后，一方面由于α-Al中固溶的硅元素繼續從基體中脫溶，另一方面析出的硅元素可作為Mg₂Si的形核核心^[3-4]，使Mg₂Si聚集長大，降低了Mg₂Si在基體中分布的均勻性和致密度，從而降低了合金對自由電子的散射率，從而導致了電導率增加。關于合金微觀組織對電導率的影響，二級涂裝和三級涂裝對合金電導率有一定影響，但變化不大，說明此時硅的脫溶和Mg₂Si的聚集長大已基本結束。

　　2.3 DSC分析

　　文獻^[5]研究A356合金屈服強度模型時指出，硅在α-Al中的固溶度在0.5％～1.2％之間，由于硅的固溶產生屈服強度增加不超過2N／mm²～3N／mm²。關于Al-Mg-Si合金的強化機制，文獻^[6-8]認為，合金的脫溶序列為過飽和α固溶體-GP區-β″相-β′相-β相，當形成GP區時，GP區與基體在邊界附近產生彈性應變，阻礙了位錯運動，提高合金的強度；隨著時效時間的延長，CP區迅速長大成針狀或棒狀即為β″相，其C軸方向的彈性共格結合引起的應變場最大，它的彈性應力也最高，當β″相長大到一定的尺寸，它的應力場遍布整個基體，應變區幾乎相連，此時合金的強度較高；在β″相的基礎上，Mg、Si原子進一步富集形成局部共格的β′過渡相，其周圍基體的彈性應變達到最大值，強度有所下降；當形成穩定的β相時，失去了與基體的共格關系，共格應變消失，強度相比有所下降。因此，合金強度的變化應主要歸結為其沉淀析出相之間的轉變。
 

圖3 不同熱處理工藝下A356合金的DSC曲線

　　對A356合金在固溶狀態、T6工藝及三級涂裝工藝進行DSC分析，見圖3所示。對固溶態DSC曲線進行分析，其中A點為GP區析出峰，B點為β″相析出峰，C₁、C₂為β′析出峰，D為β平衡相析出峰。比較固溶態和時效態DSC曲線，β″和β′析出溫度基本一樣，但時效態DSC曲線β″峰值明顯高于固溶態DSC曲線。時效態曲線β相析出溫度增加，因為時效工藝有利于強化相β″和β′相的析出，從而阻礙了平衡相β的析出。一級涂裝DSC曲線β相的析出溫度降低，相比一級涂裝，二級涂裝DSC曲線β相的溫度增加，而三級涂裝β相的析出溫度又有所降低，且三級涂裝β相析出峰值明顯增加，而β″和β′相的峰值明顯弱化。在A356合金中，合金的強度增加主要來自于β″和β′相的沉淀強化，而平衡相對合金的強度沒有貢獻。時效后，合金強度增加，由于時效過程中形成了大量彌散的β″和β′相，一級涂裝后，有利于α′和β′相向平衡相β相的轉變，強化相數量降低，″、而使合金強度降低；二級涂裝后，合金強度增加可能是因為二級涂裝阻礙β″和β′相向平衡相β相的轉變，而固溶體中空位和位錯的釋放使強化相增加的緣故；三級涂裝后，合金平衡相β相大大增加，β″和β′相的數量減少，從而使合金的強度有所降低。

　　3結論

　　（l）涂裝工藝對T6工藝和雙級時效工藝條件下A356合金力學性能的影響趨勢一致，三級涂裝后，T6工藝下合金抗拉強度增加17N／mm²，屈服強度增加不明顯；雙級時效工藝下合金屈服強度增加21N／mm²，抗拉強度增加5N／mm²；涂裝工藝對兩種熱處理工藝下合金的仲長率影響不明顯。

　　（2）一級涂裝使合金電導率增加，主要是因為合金中α-Al中硅的脫溶和Mg₂Si相的聚集長大，降低了一級涂裝后合金的強度；二級涂裝和三級涂裝后合金電導率變化不大，說明此時硅的脫溶和Mg₂Si相的聚集長大已基本結束。

　　（3）DSC試驗較好地解釋了涂裝工藝對合金力學性能的變化，涂裝工藝影響了合金平衡相β相的轉變溫度。一級涂裝后β相轉變溫度降低，有利于強化相向平衡相的轉變，降低合金的強度；二級涂裝后，合金β相轉變溫度增高，合金強度增加的原因可能是二級涂裝阻礙了β″和β′相向平衡相β相的轉變，而固溶體中空位和位錯的釋放使強化相增加的緣故；三級涂裝后，合金β相的轉變溫度降低，且β相峰值明顯增加，β相數量的增加是合金強度降低的主要原因。

　　研究發現，涂裝工藝在一定程度上提高合金的強度性能，而不影響其伸長率，因此涂裝工藝的研究對于優化T6熱處理工藝具有一定的實際意義。