鋁合金輪轂是鋼制輪轂的良好替代品，已廣泛應(yīng)用于轎車和客車上。2000年世界鋁合金輪轂需求量已達(dá)1.1億只。權(quán)威人士預(yù)測[1]，在未來十年內(nèi)，我國轎車輪轂鋁化率達(dá)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(jì)算，并考慮其他車輛及維修零售所用鋁輪轂，預(yù)計(jì)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(yùn)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(jìn)行涂裝處理。在涂裝處理之前要進(jìn)行除油、除銹、磷化三個工序的預(yù)處理。在預(yù)處理后期需要進(jìn)行烘干處理，其溫度為210℃，烘干后進(jìn)行涂裝，根據(jù)廠商的要求進(jìn)噴涂、粉末涂料、電鍍等涂裝工藝，噴漆、電鍍后進(jìn)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(xué)性能有一定的影響。研究涂裝工藝對合金力學(xué)性能的影響，對優(yōu)化T6熱處理工藝具有一定的實(shí)際意義。

    1試驗(yàn)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(jìn)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(shù)進(jìn)行三級涂裝。

    表1A356合金輪轂各合金元素質(zhì)量分?jǐn)?shù)％
 

    拉伸試驗(yàn)用來研究合金力學(xué)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(biāo)準(zhǔn)拉伸試棒。拉伸試驗(yàn)在WDW－50微機(jī)控制電子萬能試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行，拉伸速率為5mm／s。

    電導(dǎo)率和DSC試驗(yàn)用來研究合金的微觀組織變化。電導(dǎo)率測量在室溫下進(jìn)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(yàn)在DSC差熱分析儀上進(jìn)行，試樣為直徑5mm、高度1mm的圓形試樣，熱處理后，立即進(jìn)行DSC分析，研究強(qiáng)化相和平衡相的析出轉(zhuǎn)變溫度和峰值的變化。

    2試驗(yàn)結(jié)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(qiáng)度、屈服強(qiáng)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(xué)性能的影響

    涂裝對兩種熱處理工藝條件下合金的強(qiáng)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(qiáng)度性能降低，經(jīng)過二級涂裝，合金的強(qiáng)度性能增加，而經(jīng)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(qiáng)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(qiáng)度性能。

    經(jīng)過一級涂裝后，合金的電導(dǎo)率顯著上升，二級涂裝后，電導(dǎo)率有所下降，三級涂裝后，合金電導(dǎo)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(dǎo)率影響不大。文獻(xiàn)[2]研究熱處理對Cu-Mg-Cr合金的電導(dǎo)率的影響時指出，由于鉻溶入銅基體中，使自由電子在運(yùn)動過程中發(fā)生散射的幾率增加，導(dǎo)致電導(dǎo)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(xù)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(dǎo)致了電導(dǎo)率增加。關(guān)于合金微觀組織對電導(dǎo)率的影響，二級涂裝和三級涂裝對合金電導(dǎo)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(jié)束。

    2.3DSC分析

    文獻(xiàn)[5]研究A356合金屈服強(qiáng)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(chǎn)生屈服強(qiáng)度增加不超過2N／mm2～3N／mm2。關(guān)于Al-Mg-Si合金的強(qiáng)化機(jī)制，文獻(xiàn)[6-8]認(rèn)為，合金的脫溶序列為過飽和α固溶體-GP區(qū)-β″相-β′相-β相，當(dāng)形成GP區(qū)時，GP區(qū)與基體在邊界附近產(chǎn)生彈性應(yīng)變，阻礙了位錯運(yùn)動，提高合金的強(qiáng)度；隨著時效時間的延長，CP區(qū)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(jié)合引起的應(yīng)變場最大，它的彈性應(yīng)力也最高，當(dāng)β″相長大到一定的尺寸，它的應(yīng)力場遍布整個基體，應(yīng)變區(qū)幾乎相連，此時合金的強(qiáng)度較高；在β″相的基礎(chǔ)上，Mg、Si原子進(jìn)一步富集形成局部共格的β′過渡相，其周圍基體的彈性應(yīng)變達(dá)到最大值，強(qiáng)度有所下降；當(dāng)形成穩(wěn)定的β相時，失去了與基體的共格關(guān)系，共格應(yīng)變消失，強(qiáng)度相比有所下降。因此，合金強(qiáng)度的變化應(yīng)主要?dú)w結(jié)為其沉淀析出相之間的轉(zhuǎn)變。

    對A356合金在固溶狀態(tài)、T6工藝及三級涂裝工藝進(jìn)行DSC分析，見圖3所示。對固溶態(tài)DSC曲線進(jìn)行分析，其中A點(diǎn)為GP區(qū)析出峰，B點(diǎn)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(tài)和時效態(tài)DSC曲線，β″和β′析出溫度基本一樣，但時效態(tài)DSC曲線β″峰值明顯高于固溶態(tài)DSC曲線。時效態(tài)曲線β相析出溫度增加，因?yàn)闀r效工藝有利于強(qiáng)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(qiáng)度增加主要來自于β″和β′相的沉淀強(qiáng)化，而平衡相對合金的強(qiáng)度沒有貢獻(xiàn)。時效后，合金強(qiáng)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(zhuǎn)變，強(qiáng)化相數(shù)量降低，″、而使合金強(qiáng)度降低；二級涂裝后，合金強(qiáng)度增加可能是因?yàn)槎壨垦b阻礙β″和β′相向平衡相β相的轉(zhuǎn)變，而固溶體中空位和位錯的釋放使強(qiáng)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(shù)量減少，從而使合金的強(qiáng)度有所降低。