原標題：鋁合金9AT變速器殼體的真空壓鑄工藝與組織性能研究

摘要

以ADC12鋁合金9AT變速器殼體為研究對象，設計了單通道內澆口與多個側澆口結合的澆注系統。通過數值模擬軟件模擬了殼體在不同澆注溫度、壓射速度、模具預熱溫度和壓射比壓等工藝參數下的真空壓鑄充型與凝固過程。在此基礎上，通過正交試驗分析，確定了最佳的壓鑄工藝參數。針對殼體底部厚大、多孔的熱節部位，設置了3D打印的冷鐵，以減少該處的縮松、縮孔缺陷。對試制鑄件易產生缺陷區域的微觀組織進行觀察分析，結果顯示：各部分的α-Al晶粒尺寸與第二相分布都較為均勻，富鐵相以細小塊狀形式存在而非針狀。通過力學性能測試得到的各項參數均高于標準值，進一步驗證了該壓鑄工藝的可靠性。

汽車變速器殼體是汽車傳動系統中的關鍵部件之一，其性能直接關系到汽車的整體性能表現。2011年，德國知名變速器制造商ZF正式對外發布了汽車歷史上第一款9AT自動變速器，相較6AT變速器降低10%~16%的燃油消耗。隨著檔位的增加，變速器運行過程中傳遞扭矩增大，導致殼體設計面臨更大挑戰。在實際應用中，殼體最大壁厚差可達到36.5 mm，尤其是底部壁厚較大的多孔區域，形狀復雜且作為油道集成區域，需確保在使用時不發生泄露。因而對變速器主殼體的力學性能、尺寸精度以及密封性等提出更嚴格的要求。

真空壓鑄技術作為先進的壓鑄工藝，廣泛應用于生產高強度、耐壓或需進行熱處理的高品質壓鑄件。相比傳統壓鑄工藝，真空壓鑄能有效減少鋁合金壓鑄件中的氣孔等缺陷，改善組織狀態，提高力學性能。對于變速器殼體壓鑄工藝參數的選擇，通常通過數值模擬結合試驗驗證的方法進行優化。Zhao Xu等人通過Flow3d軟件對薄壁縱向承重梁澆注系統進行了設計優化，結合生產驗證得到了組織性能優異的部件。Jufu Jiang通過ProCAST軟件模擬了大壁厚差、形狀復雜的ZL104鋁合金飛輪殼的擠壓鑄造過程，發現零件的幾何結構顯著影響凝固過程，尤其是深凹腔區域不利于快速凝固。Guofa Mi等人利用Z-CAST軟件對某缸體的充型和凝固過程進行了數值模擬，并通過在模具適當位置插入銅坯改善了凝固順序，有效消除了縮孔等缺陷。在凝固組織方面，Shuancheng Meng的研究發現，Al-Si合金飛輪殼厚壁部位的組織細化與過冷度增加密切相關。Shouxun Ji研究了不同Mn含量下，鐵對Al-Si壓鑄合金組織和力學性能的影響，結果表明，隨著Fe含量的增加，微觀組織中形成長針狀β-AlFe相，而Mn的加入抑制了該相的形成，從而提升了Al-Si合金的力學性能。

通過上述研究可見，不同合金、不同鑄件結構的真空壓鑄凝固特性不同，因此需要針對性地對壓鑄工藝設計和優化開展研究。本研究以9AT鋁合金變速器殼體為對象，結合軟件（Flow3D-Cast）對變速器殼體的充型與凝固過程進行了模擬和生產試驗，確定了最佳壓鑄工藝參數并優化了模具結構，觀察并測試了變速器殼體的微觀組織與力學性能，為生產高品質鑄件提供了幫助。

01 工藝設計與試驗

變速器殼體的外部結構尺寸及內腔結構如圖1所示，殼體質量約為12.5 kg，最小壁厚3.5 mm，最大壁厚40 mm，外部尺寸為475 mm×426 mm×255 mm。

圖1 變速器殼體三維圖

與國內同類主殼體相比，該產品具有結構復雜、壁厚差異大、熱節分布多和尺寸精度高等技術難點，極易產生氣孔、縮孔和變形等缺陷，因此壓鑄成形難度極大，質量標準要求極高。

將三維模型導入軟件進行網格劃分。因為零件在內澆口與溢流槽接口處較薄，在進行網格劃分時需要局部加密網格，綜合考慮計算精度和計算時間，共劃分網格16 786 435個。模具材質為H13鋼，變速器殼體的材料為ADC12合金，其具有良好的鑄造性能、力學性能以及熱穩定性，適用于復雜形狀和薄壁產品的生產，化學成分見表1。

表1 ADC12合金化學成分表 wB/%

結合產品工藝特性，根據澆注系統設計原則，選擇該鑄件的最大輪廓面為鑄件分型面，這樣鑄件容易脫模，保證在充型過程中金屬液流程短，盡量減少卷氣、匯流與曲折現象。內澆口的位置選擇在鑄件較厚的區域并輔以多個側澆口，有利于有金屬液補縮，減少澆注系統金屬消耗量。針對金屬液最后填充的部位金屬液溫度較低，氣體、夾雜較集中的問題，可在分型面上設置溢流槽，以改善模具熱平衡狀態與填充、排氣條件。對于存在多股合金液匯合的區域，增加溢流槽同樣可以改善充填排氣條件。通過設置帶真空閥的階梯式排氣通道，有利于防止金屬液從排氣槽中噴射出來，同時起到提升型腔排氣和末端積渣效果，澆、排系統的設計如圖2所示。

圖2 澆注系統三維圖

根據壓鑄工藝手冊，初步選取工藝參數如表2所示。

表2 壓鑄工藝參數

采用表2所示的參數，對鑄件的充型與凝固過程進行模擬分析，從而確定需要改進的工藝參數，并通過正交試驗進行優化，得出最佳的壓鑄工藝參數組合。隨后對鑄件采用最佳工藝參數組進行充型與凝固過程的模擬，分析是否仍有區域出現較大體積的縮松縮孔缺陷，若有，則對該區域進行進一步的優化。

由于壓鑄鋁合金在鑄造過程中容易吸氣氧化，產生氧化夾渣，因此在正式壓鑄前必須對金屬液進行精煉和除氣處理。首先，將ADC12鋁錠加熔化至750 ℃，加入打渣劑進行粗煉，用打渣耙清理液面上的鋁渣。隨后，將鋁液轉移至精煉除氣機，加入除氣除渣劑，通 入 0 . 4 ~ 0 . 6 MPa氬氣進行除氣和除渣，除氣精煉約 7 min后清理表面浮渣，之后抽真空至真空壓力為0~0.07 MPa，時間為3 min。最后通過JRCQ-01型鋁液測氫儀對鋁液密度進行檢測，密度越大表明除氣精煉效果越好。當鋁液密度達到或超過2.65 g/cm 3時，視為精煉效果合格，可進行后續的壓鑄操作。

通過壓鑄試制，選取鑄件可能出現缺陷的不同位置（澆口、凸起、底部厚大區域、孔洞、薄壁和溢流槽）進行組織性能研究。采用電火花線切割截取金相試樣，金相試樣經粗磨、細磨和拋光后采用Keller試劑（2.5 mL HNO? +1.5 mL HCL+1 mL HF+95 mL H? O）腐蝕10~20 s，通過光學顯微鏡、JAX-8230電子探針顯微分析儀進行微觀組織分析。對鑄件形狀較為均勻的澆口、溢流槽以及底部厚大區域三個位置通過電火花線切割制取拉伸試樣，每個區域各取三個試樣，采用AGX-V100KN力學試驗機測試試樣的拉伸力學性能，拉伸速率為1 mm/min，合格試樣力學性能需滿足抗拉強度Rm≥240 MPa，屈服強度Rp0.2≥140 MPa，伸長率A≥1%，拉伸試樣規格見圖3，通過檢測其力學性能，驗證優化后壓鑄工藝參數的正確性。

圖3 拉伸試樣規格

02 結果與討論

2.1 初選工藝的充型與凝固過程

圖4為真空壓鑄鋁合金殼體的充型過程。首先，在t=0.224 5 s時，熔融的ADC12鋁合金通過內澆口進入型腔，金屬液從不同澆口向前填充的距離大致相同，如圖4（a）所示。當鋁液繼續流動時，型腔中部的熔液形成了封閉區域，出現夾帶空氣現象，這是由于該部位存在一個接近90°充型方向的變化，金屬液充型時產生一定阻力阻礙了部分金屬液的流動，從而導致不同流速鋁液在匯合時出現了夾帶空氣的現象，如圖4（b）所示。從t=0.490 5s到t=0.681 7s，如圖4（c）到圖4（e）所示，金屬液流動較為平穩，鑄件順利完成充型，隨后溢流槽與排氣槽開始充型。在t=0.709 1s時，充型全部完成，如圖4（f）所示。金屬液在充型過程中整體較為平穩，但存在著一定的卷氣現象，表明澆注系統設計合理，但壓鑄工藝參數需要一定的調整優化。

圖4 真空壓鑄鋁合金殼體的充型過程

圖5為真空壓鑄鋁合金殼體的凝固過程。鑄件的凝固趨勢沿重力方向形成一定溫度梯度，整體自排氣管道而下向澆口部位凝固，基本符合順序凝固的過程。在鑄件凝固時間t=6.034 s時，如圖5（d）所示，鑄件左上部存在著凸起（A），該形狀更易受較低的模具溫度的影響較早開始冷卻凝固，影響鑄件整體凝固順序，還可能會導致鑄件其余部位在凝固時缺少金屬液的補縮而出現縮松縮孔等缺陷。此外殼體底部的厚大區域（B）由于較大的壁厚，導致該區域冷卻速度較慢，溫度較高，此時周圍合金已經開始凝固，這會導致該處的凝固收縮無法得到金屬液補縮，形成了孤立液相區，產生熱應力，出現縮松縮孔等缺陷，影響該區域的微觀組織結構和力學性能。

圖5 真空壓鑄鋁合金殼體的凝固過程

2.2 缺陷分析

圖6為缺陷分析。如圖6（a）、（b）所示，在充型過程中，溢流槽A與C、凸起B以及孔洞C極易出現氧化夾雜缺陷，且存在一定的卷氣風險。圖6（c）顯示了充型時不同澆口料液的流向，圖6（d）為縮松和縮孔缺陷預測。綜合圖6所示的各項缺陷分析可以發現，易產生缺陷風險的位置多為不同股的料液交匯處，因此壓射比壓以及壓射速度將會是影響最終成品質量的重要因素。

圖6 缺陷分析

2.3 正交試驗

基于章節2.1與章節2.2的分析，并結合實際生產經驗，選取四個對鑄件質量有重要影響的壓鑄工藝參數進行正交試驗，分別為：壓射速度（A）、模具預熱溫度（B）、合金液澆注溫度（C）以及壓射比壓（D），建立正交試驗因素水平表及試驗方案，如表3所示。

表3 正交試驗因素水平表

本試驗方案需要進行16組正交試驗，基于試驗方案中提供的數據，對殼體的充型與凝固過程進行模擬。并對以上16組數據的鑄件縮松、縮孔等缺陷體積大小進行統計對比，最后得到正交試驗數據如表4所示。

表4 正交試驗結果匯總表

采用極差分析法分析正交試驗的結果表明，模具預熱溫度影響最小，澆注溫度影響最大，壓射速度與壓射比壓的極差在其二者之間。因此，分析得出最優的工藝參數方案為A3B4C2D4，即澆注溫度675 ℃、壓射速度3.5 m/s、模具預熱溫度210 ℃和壓射比壓85 MPa。根據計算，優化后鑄件缺陷體積為17.139 2 cm³，比表4正交試驗中的任何一組數據的缺陷體積都要少，因此可以判斷，優化工藝參數可以有效地減少鑄件的缺陷體積。

2.4 特殊部位結構優化

根據圖5中鑄件的凝固過程以及圖7凝固過程中的固相分數分析，發現鑄件底部厚大區域在凝固過程中的溫度明顯高于鑄件其他部位，其凝固過程也落后于整體。這是因為該部位壁厚較大且存在較多孔洞，結構較為復雜，形成了熱節區域，冷卻速度較慢。若凝固過慢，導致沒有及時得到周圍金屬液的補縮，則會形成孤立的液相區，縮松縮孔等缺陷極易出現。因此，如圖8所示，若根據鑄件形狀在此處設置冷鐵，可以降低該區域整體溫度，加快金屬液的冷卻，達到同時凝固的效果，使鑄件整體凝固時的溫度趨于平衡。

圖7 凝固時間t=9.880 7 s固相分數圖，橫截面W選取位置示意圖

圖8 冷鐵示意圖

冷鐵選擇H13模具鋼為材料，通過3D打印制成，并在其中設計冷卻管道通入常溫水散熱，將冷鐵與澆注系統組合后，采用優化后得到的工藝參數對變速器殼體的充型與凝固過程進行模擬。在底部厚大區域處選取橫截面W進行分析，以方便對優化前后的結果進行更加明顯的對比，橫截面W選取位置如圖7。

通過對比該截面在相同時刻的溫度變化、固相分數以及缺陷大小（表5），可以發現，在相同時間下，優化后鑄件厚大區域的固相分數較優化前有所增加，凝固時的溫度相對降低，最終影響到縮松和縮孔等缺陷體積也相對減小。為驗證優化后壓鑄工藝的合理性，通過試樣試制，使用金相顯微鏡觀察該區域的金相組織，如圖9所示，發現該區域金相組織為等軸晶，各相分布整體均勻，無縮松和孔洞等缺陷，說明該冷卻鑲塊起到了減小底部厚大區域缺陷的作用。

表5 安裝冷鐵前后結果對比

圖9 厚大區域金相圖

2.5 鑄件組織性能分析

在鋁合金殼體的鑄造過程中，不同結構處由于壁厚不同，凝固順序與冷卻過程也存在著差異，因此選取并觀察了鑄件出現缺陷風險較高、冷卻時間不同的六個特征位置（a溢流槽、b孔洞、c薄壁、d澆口、e厚大區域和f凸起），如圖10所示。殼體組織主要以α-Al與共晶Si為主，各區域都是等軸晶，其中共晶Si分布在α-Al周圍。初生α-Al相在圖中表現為兩種形式，分別為凝固過程中冷卻速率較低所形成較大的α-Al?，與冷卻速率較高所形成的較小的α-Al?。根據晶粒尺寸分布圖可以看到，溢流槽處，如圖10（a）所示，平均晶粒尺寸最大，且存在著較多尺寸較大的α-Al?相。底部厚大區域，如圖10（e）所示，平均晶粒尺寸最小，為較小的α-Al?相。其余孔洞、薄壁、澆口以及凸起區域晶粒尺寸相差不大，且多為尺寸較小的α-Al?相。

圖10 金相試樣選取位置示意圖、金相圖以及各位置晶粒尺寸分布圖

金屬液在到達鑄件靠近的溢流槽區域時，溫度有所下降，受最先開始凝固的排氣管道、溢流槽區域所放出的大量熱量的影響，金屬液凝固較緩慢，晶粒有足夠時間長大并形成圖中較大的α-Al相，如圖10（a）所示。而凸起處，如圖10（f）所示，較早完成充型，結合凝固溫度圖（圖5）顯示，該區域冷卻速率較高，較早開始凝固，且充型結束時溫度接近液相線，因而過冷度較大，形核率上升，使得晶核間的相互抑制作用增強，抑制了晶粒的長大，最終形成了晶粒尺寸相對較小的球狀或顆粒狀的α-Al相。

厚大區域金相如圖10（e）所示，本身由于壁厚較大，冷卻緩慢，但合金在凝固過程會受到冷鐵的影響使得冷卻速率增加，從而獲得更大的過冷度，因此凝固后α-Al晶粒尺寸較小。圖10（b）為孔洞區域金相組織圖，該區域靠近冷鐵，冷卻速率增大，也獲得了較大的過冷度，在α-Al的形核生長的過程中，Si原子不斷向液相擴散，在凝固前沿出現富集，從而生成了較多的共晶Si。

圖10（c）與圖10（d）分別為薄壁處與澆口處金相組織圖，兩處區域壁厚較薄，在充型結束后易受到較低的模具溫度的影響加速冷卻，過冷度相對增加，形成尺寸較小的α-Al晶粒。

為進一步探究不同位置的顯微組織結構的區別，采用掃描電子顯微鏡及電子探針分析了六個區域的形貌及化學成分，分別如圖11所示。由于薄壁部位壁厚較薄，因而對鑄件該區域的力學性能以及組織結構有著更高的要求，故對薄壁區域試樣通過電子探針面掃描分析其元素分布情況，并對其組織結構進行了觀察，如圖12所示。

圖11 不同區域SEM圖像圖

12 EPMA面掃描結果

如圖11和圖12所示，Si元素分布在α-Al基體周圍，Mg元素與Cu元素分布規律近似，分布在α-Al相周圍的Si基體中，而Fe、Mn和Cr則更多地富集在一起。如圖12所示，Mg的含量較少（如表1所示，加入量在1.0%以下），多分布于共晶Si相與α-Al的交界處，起到細化共晶Si、促進材料內部合金元素擴散、提高材料的力學性能的作用。在合金中還觀察到高密度的較亮化合物（圖11（a）、（f）），它們以細片的形式與α-Al相形成共晶結構，形成Al? Cu相。Al?Cu相以片狀和塊狀顆粒的形式出現，研究表明，片狀Al? Cu相較塊狀硬度更高，具有更好的強化效果。

在顯微組織中還能觀察到多種大小不一的相，包括塊狀、多面體狀、漢字狀以及星狀，如圖11以及圖12（e）。根據圖12元素含量分析判斷，該相含有較多的Fe、Mn、Cr、Al以及Si元素，初步判斷為某種α-Alx（Fe，Mn，Cr）ySiz相，這些第二相是合金中的Fe元素達到一定含量時，而產生的富鐵相。

研究發現，這種富鐵相在鐵含量大于0.6%的鑄件中會被廣泛發現，為α-AlFeMnSi相。根據EPMA分析，對圖11（d）中的A點進行成分分析得到結果如表6，確定其成分為Al??（Fe，Mn，Cr）? Si?。此外，凝固環境，特別是冷卻速率的變化對該富鐵相凝固過程的影響較大。隨著冷卻速率的增加，富鐵相的大小和體積分數減小。而當添加了足夠的Mn，即當Mn/Fe比例大于0.5，且Fe含量小于1.2%時，有利于含鐵相轉變為α-Fe相，減少針狀β-Fe的形成，改善合金的延展性。Cr元素的加入，促進了塊狀、星狀富鐵相的形成。星狀和塊狀富鐵相的硬度遠高于Al基體，漢字狀的硬度略低于塊狀、星狀富鐵相的硬度。因此，這些塊狀、星狀富鐵相的出現有助于提高材料的硬度。綜合金相圖和SEM觀察，鑄件中未發現β-Fe相，α-Fe相在Mn和Cr的影響下更多地轉變為有利于提升鑄件性能的塊狀和星狀富鐵相，其性能更好。而在性能要求較高的薄壁區域，鑄件整體組織、析出相分布也更加均勻。

表6 A點EPMA分析各元素原子百分比 at.%

鑄件的力學性能測試結果如圖13以及表7所示，其中1 #、2 #與3 #數據分別為溢流槽區域、底部厚大區域以及澆口區域各取三個試樣獲得的平均值，根據表中數據顯示，鑄件整體的力學性能優異，各指標均滿足并高于鑄件技術要求。因而綜合鑄件微觀組織與力學性能測試可以判斷該工藝下的鑄件有著均勻的微觀組織與良好的力學性能。

圖13 鑄件不同區域拉伸力學性能曲線

表7 優化后鑄件力學性能測試結果

通過實際生產試制，如圖14（a）和（b）所示，以及對出現缺陷風險較高的底部厚大區域進行X射線探傷檢測，如圖14（c）所示，可以確定得到了表面質量良好且無明顯的縮松、孔洞等缺陷的變速器殼體。因而綜合鑄件微觀組織觀察、力學性能測試以及實際生產驗證可以判斷，在該壓鑄工藝參數下得到的鑄件有著良好的表面質量與工藝性能

圖14 試制鑄件圖

03 結論

（1）通過正交試驗研究澆注溫度、壓射速度、模具預熱溫度與壓射比壓四項工藝參數對鑄件缺陷的影響，確定了其影響程度由大到小依次為：澆注溫度、壓射比壓、壓射速度和模具預熱溫度。優化后的工藝參數為澆注溫度675 ℃，壓射速度3.5 m/s，模具預熱溫度210 ℃，壓射比壓85 MPa，基于此參數組合進行仿真模擬，得到了整體質量較好、存在局部缺陷的鑄件。

（2）針對鑄件底部厚大區域易產生缺陷的問題，設置了3D打印的隨形冷鐵以加快冷卻速度，平衡鑄件整體冷卻進程，使得鑄件的縮松、縮孔等缺陷顯著減小。通過光學顯微鏡觀察，鑄件微觀組織均勻，無明顯縮松和縮孔缺陷，表明冷鐵的設置有效減少了缺陷。

（3）對試制鋁合金鑄件的澆口、凸起、厚大區域、孔洞、薄壁和溢流槽等六個冷卻速率不一致、缺陷風險較高的部位進行微觀組織觀察，結果顯示六個部位均未發現明顯的縮松、縮孔缺陷，微觀組織均勻，主要為細小的α-Al相，晶粒尺寸集中分布在5~15 μm。α-Al相周圍均勻分布著析出的Al?Cu以及富鐵相，富鐵相α-Fe主要呈塊狀和星狀，有助于提高鑄件性能，未發現有害的針狀β-Fe相。

（4）通過對數值模擬優化后的壓鑄工藝參數進行生產試制，得到了表面質量良好、微觀組織均勻且力學性能良好的殼體鑄件，說明該工藝參數能滿足該9AT變速器殼體的實際真空壓鑄要求，確認了該工藝參數的合理性與優越性。

作者

馬智力 方曉剛 沈星辰 陳翌慶
合肥工業大學材料科學與工程學院

方建儒 李博
合肥亞明汽車部件有限公司