2.3 DSC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。
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(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點為GP區(qū)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(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，因為時效工藝有利于強(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)度增加可能是因為二級涂裝阻礙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。
3 結(jié)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(xué)性能的影響趨勢一致，三級涂裝后，T6工藝下合金抗拉強(qiáng)度增加17N／mm2，屈服強(qiáng)度增加不明顯；雙級時效工藝下合金屈服強(qiáng)度增加21N／mm2，抗拉強(qiáng)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(dǎo)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(qiáng)度；二級涂裝和三級涂裝后合金電導(dǎo)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(jié)束。
�。�3）DSC試驗較好地解釋了涂裝工藝對合金力學(xué)性能的變化，涂裝工藝影響了合金平衡相β相的轉(zhuǎn)變溫度。一級涂裝后β相轉(zhuǎn)變溫度降低，有利于強(qiáng)化相向平衡相的轉(zhuǎn)變，降低合金的強(qiáng)度；二級涂裝后，合金β相轉(zhuǎn)變溫度增高，合金強(qiáng)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(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β相的轉(zhuǎn)變溫度降低，且β相峰值明顯增加，β相數(shù)量的增加是合金強(qiáng)度降低的主要原因。
研究發(fā)現(xiàn)，涂裝工藝在一定程度上提高合金的強(qiáng)度性能，而不影響其伸長率，因此涂裝工藝的研究對于優(yōu)化T6熱處理工藝具有一定的實際意義。
