引言

随着汽车产业的快速发展 ，新能源汽车正快速占领国内汽车市场。 基于节能 减排以及汽车轻量化的理念，新能源汽车采用一体成型铸铝电机机壳替代原本的 焊接铸铁电机机壳。

然而，目前铸铝电机机壳仍然存在强度偏低、抗疲劳性能和 抗冲击性能差等技术难题。

为此， 本文以一体铸造成型的水冷机壳作为研究对象，针对铸造铝合金机壳 的热处理工艺进行了研究 ，开展机壳铝合金力学性能以及疲劳性能分析，并通过 分离式霍普金森杆( SHPB )和整体碰撞试验研究机壳 的抗冲击性能， 同时结合数值 仿真与实验测试分析了不同热处理工艺下水冷机壳的散热性能。

新能源汽车用电机机壳材料的发展

电机外壳作为电机的主要支撑部件，其质量直接影响电机的正常稳定工作 。 自日本安川公司首次采用钢板作为电机机壳材料以来，钢板机壳迅速成为市场主 流[10] 。随后基于电动汽车电机的散热需求，形成了如图 1.3 所示的焊接铁机壳。

这种机壳首先采用铸铁浇铸成型，然后经数控加工在内壳形成冷却水道，最后通 过焊接拼接组成完整机壳。由于电机的内外壳采用焊接拼装，在长期服役期间容 易发生疲劳破坏，严重威胁电动汽车的安全。

另外，通过这种方式制造的电机外 壳的质量通常高达 160-240 kg ，对于新能源汽车原本就相对较差的续航是个沉重 的负担。因此，在保证电机性能前提下，降低电机的重量，对于电动汽车具有十 分重要的意义。

面对当今快速发展的新能源汽车工业，基于汽车轻量化的理念，用铝合金代 替铸铁制造汽车零部件已经成为一种主流趋势。铝合金在国外的汽车工业中最开 始主要作为汽车装饰部件材料，随后慢慢应用到汽车气缸、油底壳、离合器、热 交换器、活塞等部件[11]。

近些年， 国内陆续有企业开始以铝合金机壳代替焊接铁 机壳。比起焊接铁机壳，铝合金机壳具有重量轻，散热性能好，耐腐蚀性强和易 于铸造成型等一系列优点。因此，铝合金也是制造新能源汽车的理想材料。

铝合金按照加工方法可以分为变形系和铸造系两类，通常变形系铝合金力学 性能高于铸造系铝合金，能承受压力加工形成各种形态和规格的合金型材。而对于铸造铝合金，可用铸造成型工艺直接得到形状复杂的铝合金零件

。目前，根据 合金主要元素的不同，铸造铝合金主要有Al-Si合金、 Al-Cu合金、 Al-Mg合金、和 Al - Sn 合金四大类。

电机机壳用铸铝的热处理工艺

Al-Si 系铸铝属于可强化合金， 大量的研究表明通过控制合金的微观组织可以 改善合金的力学性能。原始 Al - Si 系铸态合金中，由于粗大枝晶以及共晶组织， 导致其力学性能较差。 热处理能有效的均匀化合金的微观组织，从而提高合金的性能。

热处理工艺是指按某一热处理规范，控制加热温度、保温时间和冷却速度， 从而改变合金微观组织结构的方法，其主要目的是提高力学性能，增强耐腐蚀性能，改善加工性能。铝合金铸件的热处理工艺可以分为退火处理、固溶处理、时 效处理三类[14]。

研究表明铸造铝合金热处理强化过程，就是合金微观组织演变过程。高温固 溶及水淬处理后，铝合金在基体中形成过饱和固溶体。随后，在较低温度下进行 的时效处理过程中， 合金内部的过饱固溶体中形成析出强化相。

对于 Al - Si - Mg 系合金， 一般认为时效阶段的析出序列[15 - 17]为： SSS α -> GP zones ( spheres or needles) -> β ″ (needles) -> β ′ (rods) -> β(plates, Mg2Si)。其中， SSS α 为过饱和固溶 体， GP 区为主要含 Si 、 Mg 等原子的溶质原子偏聚区， β ″ 和 β ′ 分别为与基体共 格和半共格的析出相， β 为稳定相。

水冷机壳散热性能分析

采用 HYPERMESH 和 STAR-CCM+软件，对机壳的温度场进行数值模拟分析。 首先通过 HYPERMESH 软件 ，对机 壳整个的物理模型进行网格划分，并利用 HYPERMESH 软件的网格质量检查工具检查网格划分的具体情况， 根据机壳的拓 扑形状对网格进行微调。

然后将机壳的面网格导入到 STAR - CCM +软件生成体棱 柱网格， 设置边界条件、分析步， 最后提交模型进行计算获得机壳的温度场云图。 通过改变边界条件（热源温度、环境温度）， 以分析不同热源温度、不同环境温度下机壳的温度分布云图。

实际温升测试

机壳实际温升装置如图 2.10 所示， 分为两部分： 机壳的安装模块和加热源温 度控制模块。实际试验时，机壳整个固定在热源上 。通过热源对机壳的内表面进 行加热， 并且在加热的过程中向机壳的螺旋形水道中通入冷却水。试验过程中保 持热源温度和冷却水流速不变，待机壳的温度稳定后通过红外线测温仪，测试机 壳的外表面温度。

固溶处理对合金微观组织的影响

图 3.1 所示为原始铸态试样和经过不同温度下保温 3.5h 试样的金相形貌， 从 图中可以观测到未经固溶处理的试样由大量的初生 α 相和共晶 Si 组成。从图 3.1 中可看到， 合金经过固溶处理后，枝状共晶 Si 的形貌发生缩颈、溶断至基本消失， 形成球状颗粒，形态细小且圆整。

535℃固溶温度下，合金组织未发生过烧现象， 晶界相对较细，存在少量第二相。 而温度升高到 545℃时，合金中第二相组织基 本溶解于基体之中，且从图 3.1(c)的白色箭头发现合金晶界上出现部分复熔球组 织，这表明合金出现局部过烧现象。

尤其当温度 升高到 555℃,合金的晶界已经 明显粗化，而且在白色虚线圈出现连续粗大复熔结构， 合金的过烧现象更加严重。

图 3.2 晶粒尺寸分布的统计，依次对应图 3.1 中的四种状态的试样， 统计样本容量为三张 100 倍金相图晶粒数量。从统计数据中图中可以发现， 未经固溶处理试样的晶粒尺寸主要集中在 0~200μm 之间，占了晶粒数量总数量的 85%以上。

而经过固溶处理后晶粒尺寸增大，当固溶温度为 535℃时，合金晶粒尺寸主要集 中在 200~300μm，占样本容量总数的 80%以上。继续升高温度到 545℃时，尺寸 为 400μm 左右的晶粒数量急剧增大多。当固溶温度达到 555℃×3.5h 时，尺寸为 300~400μm 的晶粒占 80%。

不同时效工艺下的硬化曲线

图 3.3 为 14 组时效态试样的硬化曲线， 其中图 3 .3(a)是时效温度为 135℃的 7 组试样， 图 3 .3(b)是时效温度为 160℃的 7 组试样。从图中可以发现， 随着时效时 间的增加，合金的硬度都呈现先增高后下降的趋势。

从图 3-3(a)中可见， 在 135℃的温度条件下， T6 和 T6I6 这两种热处理制度的 硬度均在 600min 左右时达到峰时效。

对比 T6 时效和 T6I6 时效在 600min 时的硬 度值不难发现：当达到峰时效态时， T6I6 热处理制度的峰值硬度都比 T6 的高； 而对于 T6I6 热处理制度， 当一级人工时效时间为 20min 时， 合金达到峰时效态时 的硬度最高（99.8HV）， 比 T6 热处理的峰值硬度(86.9HV)高 12.9HV；

对于 160。C 的温度条件，从图 3-3(b)中可知，两种时效制度硬度在 720min 才达到峰值。对比 T6 时效和 T6I6 时效在硬度曲线， T6I6 热处理制度的达到峰值 硬度同样都比 T6 的高。

另外与 135。C 的情况一样， T6I6 热处理制度的一级人工 时效时间为 20min 时， 合金达到峰时效态时的硬度最高（113.1HV）， 且比 T6 热 处理的峰值硬度(102.4HV)高 10.9HV；

对比图 3.3(a)和图 3.3(b)，时效温度 160。C 时， T6 态和 T6I6 态合金的硬度都 比时效温度为 135℃时的高，其中 T6 态高出 5.5MPa ，T6I6 态提高 13.3MPa。

结论

本文利用显微硬度测试、力学拉伸测试、疲劳测试和透射电镜分析( TEM )等 方法研究了热处理工艺对水冷机壳用 Al - Si - Mg - Cu 铸造铝合金的时效析出行为、 力学性能和疲劳行为的影响，研究结果表明：

（1）采用 535℃×3.5h 固溶处理方式获得的合金微观组织形貌最佳， 过高的 固溶温度会使该合金过烧，表面出现大量复溶球和凹坑。而且随着固溶温度升高， 这种过烧现象表现的越明显。

（2）时效温度为160 ° C时，比时效温度为135 ° C的强化效果更加明显。时效 温度160° C时， T6态和T6I6态合金的硬度比时效温度为135℃时分别高出5.5MPa和 13.3MPa。经535 ° C/210min+160 ° C/20min+25 ° C/15h+160 ° C/700min(T6I6峰时效) 处理后的Al-Si-Mg-Cu合金的屈服强度σ0.2 和抗拉强度σb ，比535° C/210min+160 ° C/ 720 min (T6峰时效)处理后的分别提高了7.3 MPa 和11.5 MPa ，同时延伸率也提高了4. 1%。

参考文献

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