林雪冬，劉昌明，盧建波

(1 重慶工程職業(yè)技術(shù)學(xué)院 機(jī)械工程學(xué)院，重慶 402260； 2 重慶大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，重慶 400030)

Si含量對(duì)離心鑄造Al-8.5Ni-xSi復(fù)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(yè)技術(shù)學(xué)院 機(jī)械工程學(xué)院，重慶 402260； 2 重慶大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，重慶 400030)

對(duì)離心鑄造Al-8.5Ni-xSi復(fù)合材料鑄件的微觀組織進(jìn)行了觀察，研究了Si含量對(duì)復(fù)合材料的組織、硬度和耐磨性的影響。結(jié)果表明：Al-8.5Ni-9Si鑄件的外層偏聚了較多的初生NiAl3顆粒，內(nèi)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(qiáng)層，中間無顆粒的基體層以及含有較多初生Si/NiAl3顆粒的內(nèi)層增強(qiáng)層的三層組織。隨著Si含量由9%(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，下同)增加到14%，19%，Al-8.5Ni-xSi鑄件增強(qiáng)層的初生NiAl3/Si顆粒體積分?jǐn)?shù)逐漸增大，材料的硬度及耐磨性逐漸增強(qiáng)。在離心場中，初生NiAl3的離心運(yùn)動(dòng)與初生Si的向心運(yùn)動(dòng)是形成Al-8.5Ni-xSi鑄件不同組織的主要原因。

Al-8.5Ni-xSi復(fù)合材料；初生NiAl3，Si；硬度；耐磨性；離心鑄造

近年來，有關(guān)Al-Si合金的研究報(bào)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(cè)，增強(qiáng)Al基體[4-6]。Al-Si-Mg合金在離心鑄造時(shí)，其中密度較小的夾渣、氣孔等會(huì)隨著合金中的初生Si，Mg2Si顆粒一起偏聚到鑄件內(nèi)側(cè)，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(qiáng)Al基復(fù)合材料，實(shí)現(xiàn)離心鑄造過程中密度較大的NiAl3增強(qiáng)相與鑄造夾渣、氣孔的反向偏移，避免上述難點(diǎn)；并且，通過改變Si含量使合金中同時(shí)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(qiáng)的Al基復(fù)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(fā)揮了Al-Si-Ni合金中初生NiAl3/Si的增強(qiáng)作用。

目前，國內(nèi)外采用離心鑄造工藝研究NiAl3相的報(bào)道主要集中在Al-Ni二元合金[7-13]，而關(guān)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(fā)現(xiàn)合金中產(chǎn)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(chǔ)上，本實(shí)驗(yàn)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?jǐn)?shù)與硬度、耐磨性之間的定量關(guān)系，并研究不同Si含量對(duì)Al-8.5Ni-xSi復(fù)合材料組織與性能的影響。

1 實(shí)驗(yàn)方法

1.1 材料準(zhǔn)備與鑄件制備

實(shí)驗(yàn)以工業(yè)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(shí)驗(yàn)設(shè)計(jì)合金中Ni含量為8.5%(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，下同)，Si含量分別為9%，14%，19%。在880℃下將熔體澆注到高速旋轉(zhuǎn)的離心模具中，模具轉(zhuǎn)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(dāng)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?jǐn)?shù)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?jǐn)?shù)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(nèi)層依次在OM下觀察合金微觀組織；同時(shí)，在截取的圓環(huán)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(shè)定鑄件外壁處為0.0mm，則內(nèi)壁處為16.0mm，由外而內(nèi)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(jìn)行硬度測試。硬度測試采用HR150型洛氏硬度計(jì)。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(qū)域截取φ5mm，高度10mm的試樣。在自制的旋轉(zhuǎn)式摩擦實(shí)驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行干摩擦磨損實(shí)驗(yàn)，如圖2(b)所示，對(duì)磨材料為400#的砂紙。沿H，V方向截取的耐磨試樣的實(shí)驗(yàn)參數(shù)分別為：圓盤轉(zhuǎn)速700，500r/min；摩擦?xí)r間45，60s；外加載荷15，15N。采用螺旋測微器測量尺寸后計(jì)算出體積損失量。

圖2 摩擦試樣取樣(a)與摩擦實(shí)驗(yàn)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(jié)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(jīng)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(nèi)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(nèi)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(shù)量有關(guān)。

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(jīng)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(jié)果?？梢钥吹剑珹l-8.5Ni-9Si鑄件外層的顆粒主要為NiAl3，Spectrum 1，2均對(duì)應(yīng)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(duì)應(yīng)NiAl3相，Spectrum 2對(duì)應(yīng)Si相。并且，NiAl3在鑄件中分別呈現(xiàn)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(nèi)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(nèi)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(nèi)壁處主要為初生Si顆粒，如圖5(b-4)，(c-4)所示?？梢园l(fā)現(xiàn)，在鑄件外層，從外壁到中間層，初生NiAl3顆粒的數(shù)量有所減少，而顆粒尺寸則增大；在鑄件內(nèi)層，初生NiAl3顆粒更多的呈現(xiàn)出顆粒狀形態(tài)。

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(fā)現(xiàn)，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?jǐn)?shù)

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?jǐn)?shù)。從外層到內(nèi)層，Al-8.5Ni-9Si鑄件中初生NiAl3顆粒的體積分?jǐn)?shù)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(nèi)層均有初生Si和初生NiAl3，其初生NiAl3/Si顆粒體積分?jǐn)?shù)從外層向內(nèi)層均呈現(xiàn)先降低后升高的變化規(guī)律，且外層具有最大的體積分?jǐn)?shù)，分別達(dá)到34.49%，38.43%。

圖7 Al-8.5Ni-xSi鑄件不同位置的顆粒體積分?jǐn)?shù)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?jǐn)?shù)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(dòng)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?jǐn)?shù)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?jǐn)?shù)，且Al-8.5Ni-19Si鑄件中的顆粒體積分?jǐn)?shù)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(jié)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(xiàn)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?jǐn)?shù)的變化規(guī)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(nèi)層，Al-8.5Ni-9Si試樣的硬度呈現(xiàn)逐漸降低的變化趨勢，鑄件外層具有最高硬度，分別達(dá)到HRB42(垂直于軸向方向，以下同)，HRB38(徑向，以下同)，內(nèi)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(xiàn)外層最高，內(nèi)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(dá)到HRB62，HRB57，Al-8.5Ni-19Si試樣的硬度最大值分別達(dá)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(duì)于Al-8.5Ni-9Si鑄件，僅外層中產(chǎn)生了較多的初生NiAl3顆粒，對(duì)基體起到了一定的增強(qiáng)作用，造成了該區(qū)域的硬度明顯高于試樣內(nèi)層基體；而對(duì)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(qiáng)該區(qū)域，導(dǎo)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(qiáng)顆粒，硬度值最低。在試樣內(nèi)層，由于部分NiAl3顆粒和初生Si顆粒聚集在該區(qū)域，導(dǎo)致該處硬度較高。但是，在鑄件內(nèi)層靠近內(nèi)壁的位置，其初生顆粒的體積分?jǐn)?shù)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(nèi)層最內(nèi)側(cè)，降低了鑄件的硬度?？梢姡瑔我怀跎鶱iAl3增強(qiáng)的Al-8.5Ni-9Si鑄件的硬度遠(yuǎn)低于初生NiAl3/Si共同增強(qiáng)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(qiáng)的區(qū)域的耐磨性要優(yōu)于無顆粒的基體組織。三種合金鑄件的外層區(qū)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?？梢钥吹?，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(qū)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?jǐn)?shù)更大，且兩種初生顆?；橹?，共同增強(qiáng)鑄件外層區(qū)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?jǐn)?shù)，其耐磨性更好。可見，隨著Si含量由9%增加至19%，導(dǎo)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(fù)合材料三層組織，還大大提高了鑄件增強(qiáng)層區(qū)域初生顆粒的體積分?jǐn)?shù)以及材料的耐磨性。

2.5 Al-8.5Ni-xSi復(fù)合材料的形成機(jī)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(jì))。對(duì)顆粒進(jìn)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(zhuǎn)速(r/min)；r為顆粒所在位置距旋轉(zhuǎn)中心的距離(m)。據(jù)式(2)，當(dāng)ρs>ρm時(shí)，顆粒將沿離心力方向運(yùn)動(dòng)；當(dāng)ρs<ρm時(shí)，顆粒將沿離心力方向的反方向運(yùn)動(dòng)(向心運(yùn)動(dòng))。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(jīng)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(yùn)動(dòng)；而初生Si顆粒則向鑄件內(nèi)層運(yùn)動(dòng)。

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(qiáng)鑄件外層的Al-8.5Ni-9Si復(fù)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(diǎn)，在凝固過程中形成了初生NiAl3/Si兩種顆粒。澆注時(shí)，接觸模具的鑄件最外層由于金屬模具的急冷作用很快發(fā)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(yùn)動(dòng)，而密度較小的初生Si顆粒開始向內(nèi)壁運(yùn)動(dòng)。兩種顆粒在偏移過程中發(fā)生碰撞，以至于碰撞后初生顆粒的運(yùn)動(dòng)方向發(fā)生改變，或者二者相互粘連在一起，最終NiAl3顆粒帶動(dòng)部分初生Si顆粒一起向鑄件外壁運(yùn)動(dòng)，而初生Si也帶動(dòng)部分NiAl3顆粒一起向鑄件內(nèi)壁運(yùn)動(dòng)，如圖11中Ⅱ所示；隨著凝固的進(jìn)一步發(fā)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(shí)，外層中后續(xù)析出的初生Si顆粒由于受到熔體流動(dòng)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(qiáng)的外層區(qū)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(nèi)層組織，如圖11中Ⅲ所示。初生顆粒分別向鑄件的兩側(cè)偏聚，進(jìn)而形成不含任何顆粒的中間層區(qū)域。至此，形成了具有三層組織的Al-8.5Ni-14Si，Al-8.5Ni-19Si復(fù)合材料。

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

3 結(jié)論

(1)采用離心鑄造工藝制備了Al-8.5Ni-xSi復(fù)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(nèi)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(nèi)層顆粒層的三層組織。在離心力場中，NiAl3的離心運(yùn)動(dòng)和Si的向心運(yùn)動(dòng)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(nèi)層，Al-8.5Ni-9Si鑄件中的初生NiAl3的體積分?jǐn)?shù)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?jǐn)?shù)呈現(xiàn)出先降低后升高的變化趨勢，最大顆粒體積分?jǐn)?shù)分別達(dá)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?jǐn)?shù)。

(3)從外層到內(nèi)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(xiàn)出先降低后升高的趨勢，最大硬度分別達(dá)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?jǐn)?shù)有關(guān)。

[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(qiáng)Al-16Si-6Ti復(fù)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(qiáng)體顆粒應(yīng)力集中數(shù)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(zhì)鋁硅合金中的共晶硅相[J].航空材料學(xué)報(bào), 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(duì)離心鑄造原位顆粒增強(qiáng)Al-xSi-yMg復(fù)合材料組織與耐磨性的影響[J].復(fù)合材料學(xué)報(bào)，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(wèi)，朱景川，等．離心鑄造內(nèi)生強(qiáng)化Al3Ni/Al功能梯度材料[J]．哈爾濱工業(yè)大學(xué)學(xué)報(bào), 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(qiáng)鋁基復(fù)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(fù)合材料的制備及鋁合金零件的開發(fā)與應(yīng)用，聯(lián)系地址：重慶市江津區(qū)濱江新城南北大道1號(hào)，重慶工程職業(yè)技術(shù)學(xué)院機(jī)械工程學(xué)院(402260)，E-mail：dreamerdog@163.com