Si含量對離心鑄造Al-8.5Ni-xSi復合材料組織與性能的影響

林雪冬，劉昌明，盧建波

(1 重慶工程職業技術學院 機械工程學院，重慶 402260； 2 重慶大學 材料科學與工程學院，重慶 400030)

Si含量對離心鑄造Al-8.5Ni-xSi復合材料組織與性能的影響

林雪冬1，劉昌明2，盧建波1

(1 重慶工程職業技術學院 機械工程學院，重慶 402260； 2 重慶大學 材料科學與工程學院，重慶 400030)

對離心鑄造Al-8.5Ni-xSi復合材料鑄件的微觀組織進行了觀察，研究了Si含量對復合材料的組織、硬度和耐磨性的影響。結果表明：Al-8.5Ni-9Si鑄件的外層偏聚了較多的初生NiAl3顆粒，內層為無顆粒的基體層；而Al-8.5Ni-14Si，Al-8.5Ni-19Si鑄件則形成了具有大量初生NiAl3/Si顆粒的外層增強層，中間無顆粒的基體層以及含有較多初生Si/NiAl3顆粒的內層增強層的三層組織。隨著Si含量由9%(質量分數，下同)增加到14%，19%，Al-8.5Ni-xSi鑄件增強層的初生NiAl3/Si顆粒體積分數逐漸增大，材料的硬度及耐磨性逐漸增強。在離心場中，初生NiAl3的離心運動與初生Si的向心運動是形成Al-8.5Ni-xSi鑄件不同組織的主要原因。

Al-8.5Ni-xSi復合材料；初生NiAl3，Si；硬度；耐磨性；離心鑄造

近年來，有關Al-Si合金的研究報道屢見不鮮[1-3]。在過共晶Al-Si中加入適量的Mg，可以形成初生Si，Mg2Si兩種顆粒，并在離心鑄造過程中共同偏聚至鑄件一側，增強Al基體[4-6]。Al-Si-Mg合金在離心鑄造時，其中密度較小的夾渣、氣孔等會隨著合金中的初生Si，Mg2Si顆粒一起偏聚到鑄件內側，影響鑄件的性能。為此，可以考慮將Ni加入到Al-Si合金中，期望獲得硬度較高(HV600-900)的NiAl3相增強Al基復合材料，實現離心鑄造過程中密度較大的NiAl3增強相與鑄造夾渣、氣孔的反向偏移，避免上述難點；并且，通過改變Si含量使合金中同時形成初生NiAl3相和硬度更高(HV1000-1300)的初生Si相，用以制備初生NiAl3/Si共同增強的Al基復合材料。這樣，既保證了Al-Si合金良好的鑄造性及耐磨性，又充分發揮了Al-Si-Ni合金中初生NiAl3/Si的增強作用。

目前，國內外采用離心鑄造工藝研究NiAl3相的報道主要集中在Al-Ni二元合金[7-13]，而關于Al-Si-Ni合金的研究較少[14]，作者所在課題組采用離心鑄造法制備了Al-15Si-9Ni合金，發現合金中產生的初生NiAl3/Si顆粒能夠在離心力作用下形成三層組織[15]。在這一基礎上，本實驗采用離心鑄造方法制備Al-8.5Ni-xSi筒狀鑄件，深入探討鑄件沿不同截面方向的初生顆粒的分布特征及顆粒體積分數與硬度、耐磨性之間的定量關系，并研究不同Si含量對Al-8.5Ni-xSi復合材料組織與性能的影響。

1 實驗方法

1.1 材料準備與鑄件制備

實驗以工業純Al，純Si，Al-10Ni中間合金為原料，在井式電阻爐中加熱熔煉配制成Al-Ni-Si合金漿料。實驗設計合金中Ni含量為8.5%(質量分數，下同)，Si含量分別為9%，14%，19%。在880℃下將熔體澆注到高速旋轉的離心模具中，模具轉速為3600r/min，模具溫度保持在250～300℃。離心鑄造獲得高度159mm，外圓直徑94mm，厚度16mm的筒狀鑄件。

1.2 組織試樣制備及觀察方法

從鑄件中部沿徑向截取適當尺寸的扇形試樣，如圖1(a)所示。將試樣沿徑向觀察測試面打磨后在體積分數為5%的HF水溶液中深度腐蝕，觀察試樣的宏觀形貌。

將扇形試樣沿徑向截面用體積分數為1%的HF水溶液腐蝕15s后，按圖1(a)中箭頭所指的方向從外層向內層依次在OM下觀察合金微觀組織；同時，在截取的圓環上沿垂直軸向方向，采用線切割方法加工圓柱形試樣，如圖1(b)所示，并按圖中箭頭所指方向逐層觀察。設定鑄件外壁處為0.0mm，則內壁處為16.0mm，由外而內間隔1.0mm取樣。

圖1 沿徑向截面(a)與垂直于軸向方向(b)的組織觀察和硬度測試取樣示意圖Fig.1 Sketch map of structure observing and hardness testing along the radial direction (a) and perpendicular to the axial direction (b)

1.3 性能試樣制備及測試方法

如圖1所示，分別沿試樣的不同方向進行硬度測試。硬度測試采用HR150型洛氏硬度計。采用線切割加工方法沿圖2(a)所示H方向截取φ12mm，高度16mm的試樣；沿圖2(a)所示V方向在鑄件外層區域截取φ5mm，高度10mm的試樣。在自制的旋轉式摩擦實驗機上進行干摩擦磨損實驗，如圖2(b)所示，對磨材料為400#的砂紙。沿H，V方向截取的耐磨試樣的實驗參數分別為：圓盤轉速700，500r/min；摩擦時間45，60s；外加載荷15，15N。采用螺旋測微器測量尺寸后計算出體積損失量。

圖2 摩擦試樣取樣(a)與摩擦實驗方法示意圖(b)Fig.2 Schematic diagram of the sampling location for wear test (a) and the wear testing method (b)

2 結果與分析

2.1 Al-8.5Ni-xSi鑄件的宏觀形貌

圖3分別為Al-8.5Ni-9Si，Al-8.5Ni-14Si及Al-8.5Ni-19Si鑄件試樣表面經深度腐蝕后的宏觀形貌。由圖3可以看到，Al-8.5Ni-9Si試樣的表面主要分為外層、內層兩層組織，而Al-8.5Ni-14Si，Al-8.5Ni-19Si試樣表面分為外層、中間層及內層三層組織。Al-8.5Ni-xSi鑄件不同組織的形成主要與合金中形成的顆粒種類及數量有關。

圖3 Al-8.5Ni-xSi鑄件試樣截面的宏觀形貌Fig.3 Macroscopic appearance of the cross sections of different samples of Al-8.5Ni-xSi castings

2.2 Al-8.5Ni-xSi鑄件的微觀組織

2.2.1 Al-8.5Ni-xSi微觀組織的物相分析

經XRD測試，本研究Al-8.5Ni-xSi合金中的主要物相為：NiAl3，Si及Al。圖4(a)，(b)，(c)分別是Al-8.5Ni-xSi(x=9，14，19)鑄件外層的SEM圖片及EDS分析結果。可以看到，Al-8.5Ni-9Si鑄件外層的顆粒主要為NiAl3，Spectrum 1，2均對應NiAl3相；Al-8.5Ni-14Si，Al-8.5Ni-19Si鑄件外層中均含有NiAl3和Si顆粒，其中，Spectrum 1對應NiAl3相，Spectrum 2對應Si相。并且，NiAl3在鑄件中分別呈現出顆粒狀和長條狀形貌。

圖4 離心鑄造Al-8.5Ni-xSi鑄件外層的SEM圖像(1)及EDS分析譜圖(2)，(3) (a)Al-8.5Ni-9Si；(b)Al-8.5Ni-14Si；(c)Al-8.5Ni-19SiFig.4 The SEM images (1) and EDS analysis spectra (2),(3) of the outer layer of Al-8.5Ni-xSi tube fabricated by centrifugal casting (a)Al-8.5Ni-9Si；(b)Al-8.5Ni-14Si；(c)Al-8.5Ni-19Si

2.2.2 Al-8.5Ni-xSi鑄件徑向截面上的微觀組織

圖5是Al-8.5Ni-9Si，Al-8.5Ni-14Si及Al-8.5Ni-19Si鑄件在徑向截面上距離鑄件外壁不同距離的微觀組織。

從圖5可以看到，Al-8.5Ni-9Si試樣的外層偏聚了較多的黑色初生NiAl3顆粒，基本沒有初生Si，如圖5(a-1)～(a-3)所示；而內層主要為不含初生顆粒的共晶組織及α-Al，如圖5(a-4)所示。由鑄件外層向內方向，初生NiAl3顆粒的尺寸逐漸變大。

Al-8.5Ni-14Si，Al-8.5Ni-19Si試樣的外層偏聚了大量黑色的初生NiAl3及淺灰色的塊狀初生Si顆粒，分別如圖5(b-1)，(b-2)和(c-1)，(c-2)所示；中間層為不含初生顆粒基體組織，如圖5(b-3)，(c-3)所示；而靠近鑄件內壁處主要為初生Si顆粒，如圖5(b-4)，(c-4)所示。可以發現，在鑄件外層，從外壁到中間層，初生NiAl3顆粒的數量有所減少，而顆粒尺寸則增大；在鑄件內層，初生NiAl3顆粒更多的呈現出顆粒狀形態。

2.2.3 Al-8.5Ni-xSi鑄件垂直于軸向方向截面的微觀組織

圖6所示為Al-8.5Ni-xSi試樣外層中央位置垂直于軸向方向的微觀組織。由圖6可以看到，在這一方向上，三種合金鑄件外層中的初生NiAl3趨向于顆粒狀形貌，有別于徑向上的長條狀形貌。并且可以發現，隨著Si含量由9%增加到14%，19%，合金中的初生NiAl3，Si顆粒的尺寸均逐漸增大。

圖6 Al-8.5Ni-9Si(a)，Al-8.5Ni-14Si(b)和Al-8.5Ni-19Si(c)鑄件外層中央位置垂直于軸向方向的微觀組織Fig.6 Microstructures at the middle part of the outer layers perpendicular to the axial direction of Al-8.5Ni-9Si (a), Al-8.5Ni-14Si (b) and Al-8.5Ni-19Si (c)

2.2.4 Al-8.5Ni-xSi鑄件微觀組織的顆粒體積分數

圖7所示為Al-8.5Ni-xSi鑄件沿徑向截面距離外壁不同距離的初生顆粒的體積分數。從外層到內層，Al-8.5Ni-9Si鑄件中初生NiAl3顆粒的體積分數由最大值21.46%逐漸降低為0%。Al-8.5Ni-14Si，Al-8.5Ni-19Si鑄件外層和內層均有初生Si和初生NiAl3，其初生NiAl3/Si顆粒體積分數從外層向內層均呈現先降低后升高的變化規律，且外層具有最大的體積分數，分別達到34.49%，38.43%。

圖7 Al-8.5Ni-xSi鑄件不同位置的顆粒體積分數Fig.7 Particle volume fractions at different positions of Al-8.5Ni-xSi castings

隨著Si含量由9%增加到14%，19%，Al-8.5Ni-xSi合金中的初生顆粒體積分數逐漸增大，初生顆粒的尺寸也逐漸增大(見圖6)。Si含量的增加有利于改善合金的鑄造性能，降低熔體的黏度，提高合金液體的流動性，從而使初生顆粒在離心場中的偏聚更充分；且Si含量的增加使熔體中形成了更多的初生Si顆粒，增加了初生顆粒體積分數的總量。因而，Al-8.5Ni-14Si，Al-8.5Ni-19Si鑄件具有更大的顆粒體積分數，且Al-8.5Ni-19Si鑄件中的顆粒體積分數最大。

2.3 Al-8.5Ni-xSi鑄件的硬度

圖8是Al-8.5Ni-xSi鑄件沿不同截面方向不同位置的洛氏硬度測試結果。由圖8可以看出，隨著Si含量由9%增加到14%，19%，鑄件的硬度呈現越來越高的總體變化趨勢，垂直于軸向方向的硬度總體高于徑向截面方向，且三種合金的硬度變化均與其鑄件中的初生顆粒體積分數的變化規律相吻合。

圖8 Al-8.5Ni-xSi鑄件沿不同方向不同位置的硬度Fig.8 Hardness at different positions along different directions of the Al-8.5Ni-xSi castings

從外層到內層，Al-8.5Ni-9Si試樣的硬度呈現逐漸降低的變化趨勢，鑄件外層具有最高硬度，分別達到HRB42(垂直于軸向方向，以下同)，HRB38(徑向，以下同)，內層硬度較低，分別僅有HRB22.5，HRB21；而Al-8.5Ni-14Si，Al-8.5Ni-19Si試樣的硬度則呈現外層最高，內層次之，中間層最低的變化趨勢。在外層，Al-8.5Ni-14Si試樣的硬度最大值分別達到HRB62，HRB57，Al-8.5Ni-19Si試樣的硬度最大值分別達到HRB75，HRB69；在中間層，Al-8.5Ni-14Si試樣分別具有最小硬度值HRB24，HRB23.5，Al-8.5Ni-19Si試樣具有最小硬度值HRB25。

對于Al-8.5Ni-9Si鑄件，僅外層中產生了較多的初生NiAl3顆粒，對基體起到了一定的增強作用，造成了該區域的硬度明顯高于試樣內層基體；而對于Al-8.5Ni-14Si，Al-8.5Ni-19Si，其外層分別偏聚了大量的初生NiAl3/Si顆粒，共同增強該區域，導致了外層整體硬度的大幅度提高。中間層為共晶組織，由于沒有增強顆粒，硬度值最低。在試樣內層，由于部分NiAl3顆粒和初生Si顆粒聚集在該區域，導致該處硬度較高。但是，在鑄件內層靠近內壁的位置，其初生顆粒的體積分數較大，而其硬度反而偏低，這主要由于大量氣孔、夾雜物等聚集到內層最內側，降低了鑄件的硬度。可見，單一初生NiAl3增強的Al-8.5Ni-9Si鑄件的硬度遠低于初生NiAl3/Si共同增強的Al-8.5Ni-14Si，Al-8.5Ni-19Si鑄件。隨著Si含量增加到19%，Al-8.5Ni-19Si合金中形成了最多的初生Si顆粒，具有最高的硬度。

2.4 Al-8.5Ni-xSi鑄件的耐磨性

圖9是Al-8.5Ni-xSi鑄件沿H方向的耐磨體積損失量。由圖9可以看到，由初生顆粒增強的區域的耐磨性要優于無顆粒的基體組織。三種合金鑄件的外層區域分別具有最小的磨損體積量，且Al-8.5Ni-19Si鑄件的耐磨性最好。圖10是三種合金鑄件外層沿V方向的摩擦體積損失量。可以看到，Al-8.5Ni-19Si鑄件的耐磨性最好。

圖9 離心鑄造Al-8.5Ni-xSi鑄件沿H方向不同位置的體積磨損量Fig.9 Wear volume loss at different layers along H direction of the centrifugal Al-8.5Ni-xSi castings

圖10 離心鑄造Al-8.5Ni-xSi鑄件外層沿V方向的體積磨損量Fig.10 Wear volume loss at the outer layer along V direction of the centrifugal Al-8.5Ni-xSi castings

相比于Al-8.5Ni-9Si，Al-8.5Ni-14Si和Al-8.5Ni-19Si鑄件的外層區域中除了積聚了大量的NiAl3外，還偏聚了較多的初生Si顆粒，初生顆粒體積分數更大，且兩種初生顆粒互為支撐，共同增強鑄件外層區域，提高了合金的耐磨性；相比于Al-8.5Ni-14Si，Al-8.5Ni-19Si鑄件中的初生NiAl3/Si顆粒具有更高的體積分數，其耐磨性更好。可見，隨著Si含量由9%增加至19%，導致合金凝固過程中生成了較多的初生Si，而初生Si的存在不僅形成了Al-8.5Ni-19Si復合材料三層組織，還大大提高了鑄件增強層區域初生顆粒的體積分數以及材料的耐磨性。

2.5 Al-8.5Ni-xSi復合材料的形成機制

在離心場中，鑄件中的初生顆粒主要受離心力Fc、向心浮力Ff及鋁液的黏滯阻力Fv的共同作用(重力忽略不計)。對顆粒進行受力分析，則有[16]：

(1)

將G=ω2R/g=0.11n2/100r帶入式(1)中，則有：

(2)

式中：n為離心轉速(r/min)；r為顆粒所在位置距旋轉中心的距離(m)。據式(2)，當ρs>ρm時，顆粒將沿離心力方向運動；當ρs<ρm時，顆粒將沿離心力方向的反方向運動(向心運動)。本文中，初生NiAl3，Si顆粒的密度分別為：ρNiAl3=4.0g/cm3，ρSi=2.33g/cm3，而三種合金的熔體密度經測量分別為：ρAl-8.5Ni-9Si=3.08g/cm3，ρAl-8.5Ni-14Si=2.80g/cm3，ρAl-8.5Ni-19Si=2.65g/cm3，則在離心場中，熔體中的初生NiAl3顆粒將沿離心力方向，即向鑄件外層運動；而初生Si顆粒則向鑄件內層運動。

Al-8.5Ni-9Si合金中，由于Si含量較低，未能形成初生Si顆粒，合金在凝固過程中僅形成了初生NiAl3顆粒。在離心力的作用下，熔體中形成的密度較大的NiAl3向著鑄件外壁偏移并聚集在鑄件外層，形成了單一初生NiAl3顆粒增強鑄件外層的Al-8.5Ni-9Si復合材料。而Al-8.5Ni-14Si，Al-8.5Ni-19Si合金中的Si含量均超過了共晶點，在凝固過程中形成了初生NiAl3/Si兩種顆粒。澆注時，接觸模具的鑄件最外層由于金屬模具的急冷作用很快發生凝固，使得熔體中的初生NiAl3/Si顆粒來不及長大和偏移而滯留下來，如圖11中Ⅰ所示；隨后，在離心場中，自生析出的密度較大的初生NiAl3顆粒開始向鑄件外壁運動，而密度較小的初生Si顆粒開始向內壁運動。兩種顆粒在偏移過程中發生碰撞，以至于碰撞后初生顆粒的運動方向發生改變，或者二者相互粘連在一起，最終NiAl3顆粒帶動部分初生Si顆粒一起向鑄件外壁運動，而初生Si也帶動部分NiAl3顆粒一起向鑄件內壁運動，如圖11中Ⅱ所示；隨著凝固的進一步發生，大量的初生NiAl3顆粒與初生Si顆粒一起偏聚到鑄件外層，同時，外層中后續析出的初生Si顆粒由于受到熔體流動性降低的影響以及NiAl3顆粒的阻擋作用而最終沉降在外層，形成了具有初生NiAl3與Si共同增強的外層區域。同理，較多的初生Si及少量的初生NiAl3共同形成了鑄件的內層組織，如圖11中Ⅲ所示。初生顆粒分別向鑄件的兩側偏聚，進而形成不含任何顆粒的中間層區域。至此，形成了具有三層組織的Al-8.5Ni-14Si，Al-8.5Ni-19Si復合材料。

圖11 離心場中初生NiAl3與Si顆粒的運動偏移模型Fig.11 A model of segregation of primary NiAl3/Si particles in the centrifugal field

3 結論

(1)采用離心鑄造工藝制備了Al-8.5Ni-xSi復合材料筒狀鑄件。Al-8.5Ni-9Si鑄件形成了外層偏聚有較多的初生NiAl3顆粒，內層沒有顆粒的兩層組織。Al-8.5Ni-14Si，Al-8.5Ni-19Si形成了具有大量初生NiAl3/Si的外層顆粒層，中間無顆粒的基體層及含有較多初生Si/NiAl3的內層顆粒層的三層組織。在離心力場中，NiAl3的離心運動和Si的向心運動是形成Al-8.5Ni-xSi(x=14,19)鑄件三層組織的主要原因。

(2)從外層到內層，Al-8.5Ni-9Si鑄件中的初生NiAl3的體積分數由21.46%逐漸降低為零，而Al-8.5Ni-14Si，Al-8.5Ni-19Si鑄件的初生顆粒的體積分數呈現出先降低后升高的變化趨勢，最大顆粒體積分數分別達34.49%，38.43%。Si含量由9%增加到14%，19%，使Al-8.5Ni-xSi合金中形成了更多的Si顆粒，提高了顆粒體積分數。

(3)從外層到內層，Al-8.5Ni-9Si鑄件中硬度由HRB42逐漸降低為HRB22.5，而Al-8.5Ni-14Si，Al-8.5Ni-19Si鑄件的硬度則呈現出先降低后升高的趨勢，最大硬度分別達HRB62，HRB75。三種合金鑄件中，Al-8.5Ni-19Si鑄件的耐磨性最好，Al-8.5Ni-9Si鑄件的耐磨性最差。Al-8.5Ni-xSi鑄件硬度和耐磨性的變化主要與合金中的初生顆粒的體積分數有關。

[1] 林雪冬，劉昌明，黃笑宇.離心鑄造原位生成初生Ti(AlSi)2顆粒增強Al-16Si-6Ti復合材料筒狀零件的組織與性能[J].材料工程, 2013, (7): 11-15, 23.

LIN Xue-dong,LIU Chang-ming,HUANG Xiao-yu.Microsturctures and properties of Al-16Si-6Ti composites tube reinforced with in-situ primary Ti(AlSi)2particles fabricated by centrifugal casting[J].Journal of Materials Engineering,2013,(7):11-15,23.

[2] 趙彥玲，周凱，車萬博，等.鋁硅合金軋制中增強體顆粒應力集中數值模擬[J].材料工程, 2013, (3): 51-54, 60.

ZHAO Yan-ling,ZHOU Kai,CHE Wan-bo,et al.Numerical simulation of reinforced particle stress concentration in Al-Si alloy rolling[J].Journal of Materials Engineering,2013,(3):51-54,60.

[3] 徐建輝，龍文元，方立高.鈉鹽變質鋁硅合金中的共晶硅相[J].航空材料學報, 2000, 20(1): 18-21, 45.

XU Jian-hui,LONG Wen-yuan,FANG Li-gao.Eutectic Si-phase in Al-Si alloy modified by Na-salt[J].Journal of Aeronautical Materials,2000,20(1):18-21,45.

[4] LIN X D, LIU C M, ZHAI Y B, et al. Influences of Si and Mg contents on microstructures of Al-xSi-yMg functionally gradient composites reinforced with in situ primary Si and Mg2Si particles by centrifugal casting [J] Journal of Materials Science, 2011，46(4): 1058-1075.

[5] LIN X D, LIU C M, XIAO H B. Fabrication of Al-Si-Mg functionally graded materials tube reinforced with in-situ Si/Mg2Si particles by centrifugal casting [J]. Composite Part B, 2013, 45(1):8-21.

[6] 林雪冬，劉昌明，呂循佳．Si與Mg含量對離心鑄造原位顆粒增強Al-xSi-yMg復合材料組織與耐磨性的影響[J].復合材料學報，2013, 30(1):155-164.

LIN X D, LIU C M, LV X J. Effects of Si and Mg contents on the structures and wear resistance of centrifugal Al-xSi-yMg composites reinforced with in situ particles [J]. Acta Materiae Compositae Sinica, 2013, 30(1):155-164.

[7] FUKUI Y, YAMANAKA N, ENOKIDA Y. Bending strength of an Al-Al3Ni functionally graded material [J]. Composites: Part B, 1997, 28: 37-43.

[8] 張寶生，程荊衛，朱景川，等．離心鑄造內生強化Al3Ni/Al功能梯度材料[J]．哈爾濱工業大學學報, 1998, 30(2): 99-103.

ZHANG B S, CHENG J W, ZHU J C, et al. Fabrication of Al3Ni/Al functionally graded material by centrifugal casting [J]. Journal of Harbin Institute of Technology, 1998, 30(2):99-103.

[9] OHMI T, UEDA M, ITOH Y, et al. Solidification structure of functionally graded hypereutectic Al-Ni alloys produced by centrifugal duplex casting [J]. Journal of the Japan Institute of metals, 2000, 64(7): 483-489.

[10] WATANABE Y, NAKAMURA T. Microstructures and wear resistances of hybrid Al-(Al3Ti+Al3Ni) FGMs fabricated by a centrifugal method [J]. Intermetallics，2001, 9(1): 33-43.

[11] WATANABE Y, SATO R, MATSUDA K, et al. Evaluation of particle size and particle shape distributions in Al-Al3Ni FGMs fabricated by a centrifugal in-situ method [J]. Science and Engineering of Composite Materials, 2004, 11(2-3):185-199.

[12] RAJAN T P D, PILLAI R M, PAI B C. Functionally graded Al-Al3Ni in situ intermetallic composites: Fabrication and microstructural characterization [J]. Journal of Alloys and Compounds, 2008, 453(1-2):L4-L7.

[13] WATANABE Y, SATO H, FUKUI Y. Wear properties of intermetallic compound reinforced functionally graded materials fabricated by centrifugal solid-particle and in-situ methods [J]. Journal of Solid Mechanics and Materials Engineering, 2008, 2(7): 842-853.

[14] ROHATGI P K, SHARMA R C, PRABHAKAR K V. Microstructure and mechanical properties of unidirectionally solidified Al-Si-Ni ternary eutectic [J]. Metallurgical Transactions A, 1975, 6A:570-575.

[15] 呂循佳，劉昌明，林雪冬.離心鑄造原位初生Si/Al3Ni顆粒增強鋁基復合材料[J]. 特種鑄造及有色合金，2012, 32(4)：373-377.

LV X J, LIU C M, LIN X D. Microstructure and properties of in-situ primary Si/A13Ni particles reinforced Al matrix composites fabricated by centrifugal casting [J].Special Casting & Nonferrous Alloys, 2012, 32(4): 373-377.

[16] OGAWA T, WATANABE Y, SATO H, et al. Theoretical study on fabrication of functionally graded material with density gradient by a centrifugal solid-particle method [J]. Composites Part A-Applied Science and Manufacturing,2006,37(12):2194-2200.

Effects of Si Content on Structures and Properties of Centrifugal Al-8.5Ni-xSi Composites

LIN Xue-dong1,LIU Chang-ming2,LU Jian-bo1

(1 College of Mechanical Engineering,Chongqing Vocational Institute of Engineering,Chongqing 402260,China；2 College of Materials Science and Engineering,Chongqing University,Chongqing 400030,China)

The microstructures of the centrifugal composites Al-8.5Ni-xSi tubes were observed. Effects of Si content on the microstructures, hardness and wear-resistance of the tubes were investigated. The results show that the Al-8.5Ni-9Si tube consists of an outer layer containing some primary NiAl3and the inner layer of Al matrix. While the Al-8.5Ni-14Si, Al-8.5Ni-19Si tubes both have an outer layer segregating many primary NiAl3and Si particles, the middle layer having no particles and the inner layer containing a few primary NiAl3and Si particles. The particle volume fractions in the reinforcement layer of the Al-8.5Ni-xSi tubes increase gradually as well as the hardness and the wear resistance with the Si content increasing from 9% (mass fraction, the same below) to 14% and 19%. The centrifugal migration of NiAl3and the centripetal movement of Si in the centrifugal field play an important role in the formation of the Al-8.5Ni-xSi tubes which have various structures.

Al-8.5Ni-xSi composites; primary NiAl3, Si; hardness; wear; centrifugal casting

10.11868/j.issn.1001-4381.2015.02.009

TG146.2+1

A

1001-4381(2015)02-0053-08

2013-01-21;

2014-03-05

林雪冬(1983-)，男，博士，副教授，從事高性能鋁基復合材料的制備及鋁合金零件的開發與應用，聯系地址：重慶市江津區濱江新城南北大道1號，重慶工程職業技術學院機械工程學院(402260)，E-mail：dreamerdog@163.com