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

    爲了提高鋁合金輪毂運行可靠性、耐久性以及外觀裝飾性，鋁合金輪毂在熱處理後一般要進行塗裝處理。在塗裝處理之前要進行除油、除鏽、磷化三個工序的預處理。在預處理後期需要進行烘幹處理，其溫度爲210℃，烘幹後進行塗裝，根據廠商的要求進噴塗、粉末塗料、電镀等塗裝工藝，噴漆、電镀後進行烤漆。目前常用的烤漆工藝爲160℃、100℃雙重烤漆。因此塗裝烘烤工藝對T6處理的鋁合金輪毂的組織和力學性能有一定的影響。研究塗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

    目前鑄造鋁合金輪毂的主要合金爲A356合金，其成分見表1，輪毂成形後，進行T6熱處理，固溶溫度540℃，時間6h，時效溫度180℃，時間4h，時效後按照表2參數進行三級塗裝。

    表1A356合金輪毂各合金元素質量分數％
 

    拉伸試驗用來研究合金力學性能的變化。拉伸試棒在輪毂上輪緣處取樣，拉伸試棒加工成5倍標准拉伸試棒。拉伸試驗在WDW－50微機控制電子萬能試驗機上進行，拉伸速率爲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，其試樣爲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，試樣爲直徑5mm、高度1mm的圓形試樣，熱處理後，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工藝爲540℃6h＋180℃4h；雙級時效工藝爲540℃6h＋110℃2h＋180℃4h。

    2.1塗裝工藝對合金力學性能的影響

    塗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3兩種塗裝工藝制度下A356合金的伸長率％

工藝類別	未塗裝	一級塗裝	二級塗裝	三級塗裝
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，塗裝工藝對兩種熱處理工藝合金性能的影響趨勢一致，一級塗裝後，合金的強度性能降低，經過二級塗裝，合金的強度性能增加，而經過三級塗裝，合金的性能又有所降低，但相對未塗裝工藝，合金的性能呈增加的趨勢，尤其對于雙級時效工藝，塗裝工藝對強度的影響更爲明顯。從表3可以看到，塗裝工藝對伸長率的影響並不明顯。因此，塗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。

    經過一級塗裝後，合金的電導率顯著上升，二級塗裝後，電導率有所下降，三級塗裝後，合金電導率又有所回升，相對于一級塗裝來說，二級塗裝和三級塗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，由于铬溶入銅基體中，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，一級塗裝後，一方面由于α-Al中固溶的矽元素繼續從基體中脫溶，另一方面析出的矽元素可作爲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，二級塗裝和三級塗裝對合金電導率有一定影響，但變化不大，說明此時矽的脫溶和Mg2Si的聚集長大已基本結束。

    2.3DSC分析

    文獻[5]研究A356合金屈服強度模型時指出，矽在α-Al中的固溶度在0.5％～1.2％之間，由于矽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]認爲，合金的脫溶序列爲過飽和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；隨着時效時間的延長，CP區迅速長大成針狀或棒狀即爲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爲其沉澱析出相之間的轉變。

    對A356合金在固溶狀態、T6工藝及三級塗裝工藝進行DSC分析，見圖3所示。對固溶態DSC曲線進行分析，其中A點爲GP區析出峰，B點爲β″相析出峰，C1、C2爲β′析出峰，D爲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，因爲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。一級塗裝DSC曲線β相的析出溫度降低，相比一級塗裝，二級塗裝DSC曲線β相的溫度增加，而三級塗裝β相的析出溫度又有所降低，且三級塗裝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′相的沉澱強化，而平衡相對合金的強度沒有貢獻。時效後，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，一級塗裝後，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；二級塗裝後，合金強度增加可能是因爲二級塗裝阻礙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；三級塗裝後，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。