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A356铝轮毂涂装工艺及性能分析

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A356铝轮毂涂装工艺及性能分析

发布日期:2017-02-09 00:00 来源:http://www.fizzgrid.com 点击:

铝合金轮毂是钢制轮毂的良好替代品,已广泛应用于轿车和客车上。2000年世界铝合金轮毂需求量已达1。1亿只。权威人士预测[1],在未来十年内,我国轿车轮毂铝化率达到或接近50%,按照每辆轿车5轮(1轮备用)和50%的轮毂的铝化率计算,并考虑其他车辆及维修零售所用铝轮毂,预计2010年我国铝轮毂需求量将超过1000万只,2020年将超过18000万只,因此铝合金轮毂市场潜力巨大。

为了提高铝合金轮毂运行可靠性、耐久性以及外观装饰性,铝合金轮毂在热处理后一般要进行涂装处理。在涂装处理之前要进行除油、除锈、磷化三个工序的预处理。在预处理后期需要进行烘干处理,其温度为210℃,烘干后进行涂装,根据厂商的要求进喷涂、粉末涂料、电镀等涂装工艺,喷漆、电镀后进行烤漆。目前常用的烤漆工艺为160℃、100℃双重烤漆。因此涂装烘烤工艺对T6处理的铝合金轮毂的组织和力学性能有一定的影响。研究涂装工艺对合金力学性能的影响,对优化T6热处理工艺具有一定的实际意义。

1 试验过程

目前铸造铝合金轮毂的主要合金为A356合金,其成分见表1,轮毂成形后,进行T6热处理,固溶温度540℃,时间6h,时效温度180℃,时间4h,时效后按照表2参数进行三级涂装。

表1 A356合金轮毂各合金元素质量分数  %

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合金轮毂三级涂装工艺参数

工艺类别 一级涂装 二级涂装 三级涂装
涂装温度/℃ 210 160 100
涂装时间/min 20~25 20~25 20~25

拉伸试验用来研究合金力学性能的变化。拉伸试棒在轮毂上轮缘处取样,拉伸试棒加工成5倍标准拉伸试棒。拉伸试验在WDW-50微机控制电子万能试验机上进行,拉伸速率为5mm/s。

电导率和DSC试验用来研究合金的微观组织变化。电导率测量在室温下进行,其试样为20mm×8mm×4mm的矩形试样,研究合金位错、析出相和固溶情况的变化;DSC试验在DSC差热分析仪上进行,试样为直径5mm、高度1mm的圆形试样,热处理后,立即进行DSC分析,研究强化相和平衡相的析出转变温度和峰值的变化。

2 试验结果与讨论

研究合金在T6及双级时效两种热处理工艺条件下硬度、抗拉强度、屈服强度和伸长率的变化:T6工艺为540℃6h+180℃4h;双级时效工艺为540℃6h+110℃2h+180℃4h。

2.1 涂装工艺对合金力学性能的影响

涂装对两种热处理工艺条件下合金的强度性能的影响见图1,对伸长率的影响见表3。

表3 两种涂装工艺制度下A356合金的伸长率 %

工艺类别 未涂装 一级涂装 二级涂装 三级涂装
T6工艺 9 9 9 10
双级时效工艺 10 10 10.5 10

太阳城娱乐 从图1可以看出,涂装工艺对两种热处理工艺合金性能的影响趋势一致,一级涂装后,合金的强度性能降低,经过二级涂装,合金的强度性能增加,而经过三级涂装,合金的性能又有所降低,但相对未涂装工艺,合金的性能呈增加的趋势,尤其对于双级时效工艺,涂装工艺对强度的影响更为明显。从表3可以看到,涂装工艺对伸长率的影响并不明显。因此,涂装工艺在不改变合金伸长率的情况下,在一定程度上提高了合金的强度性能。

经过一级涂装后,合金的电导率显著上升,二级涂装后,电导率有所下降,三级涂装后,合金电导率又有所回升,相对于一级涂装来说,二级涂装和三级涂装对合金电导率影响不大。文献[2]研究热处理对Cu-Mg-Cr合金的电导率的影响时指出,由于铬溶入铜基体中,使自由电子在运动过程中发生散射的几率增加,导致电导率下降。对于A356合金来说,一级涂装后,一方面由于α-Al中固溶的硅元素继续从基体中脱溶,另一方面析出的硅元素可作为Mg2Si的形核核心[3-4],使Mg2Si聚集长大,降低了Mg2Si在基体中分布的均匀性和致密度,从而降低了合金对自由电子的散射率,从而导致了电导率增加。关于合金微观组织对电导率的影响,二级涂装和三级涂装对合金电导率有一定影响,但变化不大,说明此时硅的脱溶和Mg2Si的聚集长大已基本结束。

2。3 DSC分析

文献[5]研究A356合金屈服强度模型时指出,硅在α-Al中的固溶度在0。5%~1。2%之间,由于硅的固溶产生屈服强度增加不超过2N/mm2~3N/mm2。关于Al-Mg-Si合金的强化机制,文献[6-8]认为,合金的脱溶序列为过饱和α固溶体-GP区-β″相-β′相-β相,当形成GP区时,GP区与基体在边界附近产生弹性应变,阻碍了位错运动,提高合金的强度;随着时效时间的延长,CP区迅速长大成针状或棒状即为β″相,其C轴方向的弹性共格结合引起的应变场最大,它的弹性应力也最高,当β″相长大到一定的尺寸,它的应力场遍布整个基体,应变区几乎相连,此时合金的强度较高;在β″相的基础上,Mg、Si原子进一步富集形成局部共格的β′过渡相,其周围基体的弹性应变达到最大值,强度有所下降;当形成稳定的β相时,失去了与基体的共格关系,共格应变消失,强度相比有所下降。因此,合金强度的变化应主要归结为其沉淀析出相之间的转变。

对A356合金在固溶状态、T6工艺及三级涂装工艺进行DSC分析,见图3所示。对固溶态DSC曲线进行分析,其中A点为GP区析出峰,B点为β″相析出峰,C1、C2为β′析出峰,D为β平衡相析出峰。比较固溶态和时效态DSC曲线,β″和β′析出温度基本一样,但时效态DSC曲线β″峰值明显高于固溶态DSC曲线。时效态曲线β相析出温度增加,因为时效工艺有利于强化相β″和β′相的析出,从而阻碍了平衡相β的析出。一级涂装DSC曲线β相的析出温度降低,相比一级涂装,二级涂装DSC曲线β相的温度增加,而三级涂装β相的析出温度又有所降低,且三级涂装β相析出峰值明显增加,而β″和β′相的峰值明显弱化。在A356合金中,合金的强度增加主要来自于β″和β′相的沉淀强化,而平衡相对合金的强度没有贡献。时效后,合金强度增加,由于时效过程中形成了大量弥散的β″和β′相,一级涂装后,有利于α′和β′相向平衡相β相的转变,强化相数量降低,″、而使合金强度降低;二级涂装后,合金强度增加可能是因为二级涂装阻碍β″和β′相向平衡相β相的转变,而固溶体中空位和位错的释放使强化相增加的缘故;三级涂装后,合金平衡相β相大大增加,β″和β′相的数量减少,从而使合金的强度有所降低。

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