近年来，有关Al-Si合金的研究报道屡见不鲜^{[1, 2, 3]}。在过共晶Al-Si中加入适量的Mg，可以形成初生Si，Mg₂Si两种颗粒，并在离心铸造过程中共同偏聚至铸件一侧，增强Al基体^{[4, 5, 6]}。Al-Si-Mg合金在离心铸造时，其中密度较小的夹渣、气孔等会随着合金中的初生Si，Mg₂Si颗粒一起偏聚到铸件内侧，影响铸件的性能。为此，可以考虑将Ni加入到Al-Si合金中，期望获得硬度较高(HV600-900)的NiAl₃相增强Al基复合材料，实现离心铸造过程中密度较大的NiAl₃增强相与铸造夹渣、气孔的反向偏移，避免上述难点；并且，通过改变Si含量使合金中同时形成初生NiAl₃相和硬度更高(HV1000-1300)的初生Si相，用以制备初生NiAl₃/Si共同增强的Al基复合材料。这样，既保证了Al-Si合金良好的铸造性及耐磨性，又充分发挥了Al-Si-Ni合金中初生NiAl₃/Si的增强作用。

目前，国内外采用离心铸造工艺研究NiAl₃相的报道主要集中在Al-Ni二元合金^{[7, 8, 9, 10, 11, 12, 13]}，而关于Al-Si-Ni合金的研究较少^[14]，作者所在课题组采用离心铸造法制备了Al-15Si-9Ni合金，发现合金中产生的初生NiAl₃/Si颗粒能够在离心力作用下形成三层组织^[15]。在这一基础上，本实验采用离心铸造方法制备Al-8.5Ni-xSi筒状铸件，深入探讨铸件沿不同截面方向的初生颗粒的分布特征及颗粒体积分数与硬度、耐磨性之间的定量关系，并研究不同Si含量对Al-8.5Ni-xSi复合材料组织与性能的影响。

实验以工业纯Al，纯Si，Al-10Ni中间合金为原料，在井式电阻炉中加热熔炼配制成Al-Ni-Si合金浆料。实验设计合金中Ni含量为8.5%(质量分数，下同)，Si含量分别为9%，14%，19%。在880℃下将熔体浇注到高速旋转的离心模具中，模具转速为3600r/min，模具温度保持在250～300℃。离心铸造获得高度159mm，外圆直径94mm，厚度16mm的筒状铸件。

从铸件中部沿径向截取适当尺寸的扇形试样，如图1(a)所示。将试样沿径向观察测试面打磨后在体积分数为5%的HF水溶液中深度腐蚀，观察试样的宏观形貌。

	图1 沿径向截面(a)与垂直于轴向方向(b)的组织观察和硬度测试取样示意图 Fig.1 Sketch map of structure observing and hardness testing along the radial direction (a) and perpendicular to the axial direction (b)
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将扇形试样沿径向截面用体积分数为1%的HF水溶液腐蚀15s后，按图1(a)中箭头所指的方向从外层向内层依次在OM下观察合金微观组织；同时，在截取的圆环上沿垂直轴向方向，采用线切割方法加工圆柱形试样，如图1(b)所示，并按图中箭头所指方向逐层观察。设定铸件外壁处为0.0mm，则内壁处为16.0mm，由外而内间隔1.0mm取样。

如图1所示，分别沿试样的不同方向进行硬度测试。硬度测试采用HR150型洛氏硬度计。采用线切割加工方法沿图2(a)所示H方向截取12mm，高度16mm的试样；沿图2(a)所示V方向在铸件外层区域截取5mm，高度10mm的试样。在自制的旋转式摩擦实验机上进行干摩擦磨损实验，如图2(b)所示，对磨材料为400^#的砂纸。沿H，V方向截取的耐磨试样的实验参数分别为：圆盘转速700，500r/min；摩擦时间45，60s；外加载荷15，15N。采用螺旋测微器测量尺寸后计算出体积损失量。

	图2 摩擦试样取样(a)与摩擦实验方法示意图(b) Fig.2 Schematic diagram of the sampling location for wear test (a) and the wear testing method (b)
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图3分别为Al-8.5Ni-9Si，Al-8.5Ni-14Si及Al-8.5Ni-19Si铸件试样表面经深度腐蚀后的宏观形貌。由图3可以看到，Al-8.5Ni-9Si试样的表面主要分为外层、内层两层组织，而Al-8.5Ni-14Si，Al-8.5Ni-19Si试样表面分为外层、中间层及内层三层组织。Al-8.5Ni-xSi铸件不同组织的形成主要与合金中形成的颗粒种类及数量有关。

	图3 Al-8.5Ni-xSi铸件试样截面的宏观形貌 Fig.3 Macroscopic appearance of the cross sections of different samples of Al-8.5Ni-xSi castings
图选项

经XRD测试，本研究Al-8.5Ni-xSi合金中的主要物相为：NiAl₃，Si及Al。图4(a)，(b)，(c)分别是Al-8.5Ni-xSi(x=9，14，19)铸件外层的SEM图片及EDS分析结果。可以看到，Al-8.5Ni-9Si铸件外层的颗粒主要为NiAl₃，Spectrum 1，2均对应NiAl₃相；Al-8.5Ni-14Si，Al-8.5Ni-19Si铸件外层中均含有NiAl₃和Si颗粒，其中，Spectrum 1对应NiAl₃相，Spectrum 2对应Si相。并且，NiAl₃在铸件中分别呈现出颗粒状和长条状形貌。

	图4 离心铸造Al-8.5Ni-xSi铸件外层的SEM图像(1)及EDS分析谱图(2)，(3) (a)Al-8.5Ni-9Si；(b)Al-8.5Ni-14Si；(c)Al-8.5Ni-19Si Fig.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
图选项

图5是Al-8.5Ni-9Si，Al-8.5Ni-14Si及Al-8.5Ni-19Si铸件在径向截面上距离铸件外壁不同距离的微观组织。

	图5 Al-8.5Ni-xSi铸件沿径向距外壁1.5mm(1), 5.5mm(2), 8.0mm(3), 14.0mm(4)处的微观组织 (a)Al-8.5Ni-9Si；(b)Al-8.5Ni-14Si；(c)Al-8.5Ni-19Si Fig.5 Microstructures along the radial direction distance from the outer wall of Al-8.5Ni-xSi castings 1.5mm(1), 5.5mm(2), 8.0mm(3) and 14.0mm(4) (a)Al-8.5Ni-9Si;(b)Al-8.5Ni-14Si;(c)Al-8.5Ni-19Si
图选项

从图5可以看到，Al-8.5Ni-9Si试样的外层偏聚了较多的黑色初生NiAl₃颗粒，基本没有初生Si，如图5(a-1)～图5(a-3)所示；而内层主要为不含初生颗粒的共晶组织及α-Al，如图5(a-4)所示。由铸件外层向内方向，初生NiAl₃颗粒的尺寸逐渐变大。

Al-8.5Ni-14Si，Al-8.5Ni-19Si试样的外层偏聚了大量黑色的初生NiAl₃及浅灰色的块状初生Si颗粒，分别如图5(b-1)，图5(b-2)和图5(c-1)，图5(c-2)所示；中间层为不含初生颗粒基体组织，如图5(b-3)，图5(c-3)所示；而靠近铸件内壁处主要为初生Si颗粒，如图5(b-4)，图5(c-4)所示。可以发现，在铸件外层，从外壁到中间层，初生NiAl₃颗粒的数量有所减少，而颗粒尺寸则增大；在铸件内层，初生NiAl₃颗粒更多的呈现出颗粒状形态。

图6所示为Al-8.5Ni-xSi试样外层中央位置垂直于轴向方向的微观组织。由图6可以看到，在这一方向上，三种合金铸件外层中的初生NiAl₃趋向于颗粒状形貌，有别于径向上的长条状形貌。并且可以发现，随着Si含量由9%增加到14%，19%，合金中的初生NiAl₃，Si颗粒的尺寸均逐渐增大。

	图6 Al-8.5Ni-9Si(a)，Al-8.5Ni-14Si(b)和Al-8.5Ni-19Si(c)铸件外层中央位置垂直于轴向方向的微观组织 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)
图选项

图7所示为Al-8.5Ni-xSi铸件沿径向截面距离外壁不同距离的初生颗粒的体积分数。从外层到内层，Al-8.5Ni-9Si铸件中初生NiAl₃颗粒的体积分数由最大值21.46%逐渐降低为0%。Al-8.5Ni-14Si，Al-8.5Ni-19Si铸件外层和内层均有初生Si和初生NiAl₃，其初生NiAl₃/Si颗粒体积分数从外层向内层均呈现先降低后升高的变化规律，且外层具有最大的体积分数，分别达到34.49%，38.43%。

	图7 Al-8.5Ni-xSi铸件不同位置的颗粒体积分数 Fig.7 Particle volume fractions at different positions of Al-8.5Ni-xSi castings
图选项

随着Si含量由9%增加到14%，19%，Al-8.5Ni-xSi合金中的初生颗粒体积分数逐渐增大，初生颗粒的尺寸也逐渐增大(见图6)。Si含量的增加有利于改善合金的铸造性能，降低熔体的黏度，提高合金液体的流动性，从而使初生颗粒在离心场中的偏聚更充分；且Si含量的增加使熔体中形成了更多的初生Si颗粒，增加了初生颗粒体积分数的总量。因而，Al-8.5Ni-14Si，Al-8.5Ni-19Si铸件具有更大的颗粒体积分数，且Al-8.5Ni-19Si铸件中的颗粒体积分数最大。

图8是Al-8.5Ni-xSi铸件沿不同截面方向不同位置的洛氏硬度测试结果。由图8可以看出，随着Si含量由9%增加到14%，19%，铸件的硬度呈现越来越高的总体变化趋势，垂直于轴向方向的硬度总体高于径向截面方向，且三种合金的硬度变化均与其铸件中的初生颗粒体积分数的变化规律相吻合。

	图8 Al-8.5Ni-xSi铸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
图选项

从外层到内层，Al-8.5Ni-9Si试样的硬度呈现逐渐降低的变化趋势，铸件外层具有最高硬度，分别达到HRB42(垂直于轴向方向，以下同)，HRB38(径向，以下同)，内层硬度较低，分别仅有HRB22.5，HRB21；而Al-8.5Ni-14Si，Al-8.5Ni-19Si试样的硬度则呈现外层最高，内层次之，中间层最低的变化趋势。在外层，Al-8.5Ni-14Si试样的硬度最大值分别达到HRB62，HRB57，Al-8.5Ni-19Si试样的硬度最大值分别达到HRB75，HRB69；在中间层，Al-8.5Ni-14Si试样分别具有最小硬度值HRB24，HRB23.5，Al-8.5Ni-19Si试样具有最小硬度值HRB25。

对于Al-8.5Ni-9Si铸件，仅外层中产生了较多的初生NiAl₃颗粒，对基体起到了一定的增强作用，造成了该区域的硬度明显高于试样内层基体；而对于Al-8.5Ni-14Si，Al-8.5Ni-19Si，其外层分别偏聚了大量的初生NiAl₃/Si颗粒，共同增强该区域，导致了外层整体硬度的大幅度提高。中间层为共晶组织，由于没有增强颗粒，硬度值最低。在试样内层，由于部分NiAl₃颗粒和初生Si颗粒聚集在该区域，导致该处硬度较高。但是，在铸件内层靠近内壁的位置，其初生颗粒的体积分数较大，而其硬度反而偏低，这主要由于大量气孔、夹杂物等聚集到内层最内侧，降低了铸件的硬度。可见，单一初生NiAl₃增强的Al-8.5Ni-9Si铸件的硬度远低于初生NiAl₃/Si共同增强的Al-8.5Ni-14Si，Al-8.5Ni-19Si铸件。随着Si含量增加到19%，Al-8.5Ni-19Si合金中形成了最多的初生Si颗粒，具有最高的硬度。

图9是Al-8.5Ni-xSi铸件沿H方向的耐磨体积损失量。由图9可以看到，由初生颗粒增强的区域的耐磨性要优于无颗粒的基体组织。三种合金铸件的外层区域分别具有最小的磨损体积量，且Al-8.5Ni-19Si铸件的耐磨性最好。图10是三种合金铸件外层沿V方向的摩擦体积损失量。可以看到，Al-8.5Ni-19Si铸件的耐磨性最好。

	图9 离心铸造Al-8.5Ni-xSi铸件沿 H方向不同位置的体积磨损量 Fig.9 Wear volume loss at different layers along H direction of the centrifugal Al-8.5Ni-xSi castings
图选项

	图10 离心铸造Al-8.5Ni-xSi铸件 外层沿V方向的体积磨损量 Fig.10 Wear volume loss at the outer layer along V direction of the centrifugal Al-8.5Ni-xSi castings
图选项

相比于Al-8.5Ni-9Si，Al-8.5Ni-14Si和Al-8.5Ni-19Si铸件的外层区域中除了积聚了大量的NiAl₃外，还偏聚了较多的初生Si颗粒，初生颗粒体积分数更大，且两种初生颗粒互为支撑，共同增强铸件外层区域，提高了合金的耐磨性；相比于Al-8.5Ni-14Si，Al-8.5Ni-19Si铸件中的初生NiAl₃/Si颗粒具有更高的体积分数，其耐磨性更好。可见，随着Si含量由9%增加至19%，导致合金凝固过程中生成了较多的初生Si，而初生Si的存在不仅形成了Al-8.5Ni-19Si复合材料三层组织，还大大提高了铸件增强层区域初生颗粒的体积分数以及材料的耐磨性。

在离心场中，铸件中的初生颗粒主要受离心力F_c、向心浮力F_f及铝液的黏滞阻力F_v的共同作用(重力忽略不计)。对颗粒进行受力分析，则有^[16]：

式中：m_s为颗粒质量；D_s为颗粒直径；ρ_s，ρ_m分别为颗粒、熔体的密度；G为重力系数；η为铝液黏度；g为重力加速度；d²x/d²_t，dx/dt分别为颗粒离心方向的加速度，速度。

将G=ω²R/g=0.11n²/100r带入式(1)中，则有：

式中：n为离心转速(r/min)；r为颗粒所在位置距旋转中心的距离(m)。据式(2)，当ρ_s＞ρ_m时，颗粒将沿离心力方向运动；当ρ_s＜ρ_m时，颗粒将沿离心力方向的反方向运动(向心运动)。本文中，初生NiAl₃，Si颗粒的密度分别为：ρ_NiAl3=4.0g/cm³，ρ_Si=2.33g/cm³，而三种合金的熔体密度经测量分别为：ρ_Al-8.5Ni-9Si=3.08g/cm³，ρ_{Al-8.5Ni-14Si}=2.80g/cm³，ρ_{Al-8.5Ni-19Si}=2.65g/cm³，则在离心场中，熔体中的初生NiAl₃颗粒将沿离心力方向，即向铸件外层运动；而初生Si颗粒则向铸件内层运动。

Al-8.5Ni-9Si合金中，由于Si含量较低，未能形成初生Si颗粒，合金在凝固过程中仅形成了初生NiAl₃颗粒。在离心力的作用下，熔体中形成的密度较大的NiAl₃向着铸件外壁偏移并聚集在铸件外层，形成了单一初生NiAl₃颗粒增强铸件外层的Al-8.5Ni-9Si复合材料。而Al-8.5Ni-14Si，Al-8.5Ni-19Si合金中的Si含量均超过了共晶点，在凝固过程中形成了初生NiAl₃/Si两种颗粒。浇注时，接触模具的铸件最外层由于金属模具的急冷作用很快发生凝固，使得熔体中的初生NiAl₃/Si颗粒来不及长大和偏移而滞留下来，如图11中Ⅰ所示；随后，在离心场中，自生析出的密度较大的初生NiAl₃颗粒开始向铸件外壁运动，而密度较小的初生Si颗粒开始向内壁运动。两种颗粒在偏移过程中发生碰撞，以至于碰撞后初生颗粒的运动方向发生改变，或者二者相互粘连在一起，最终NiAl₃颗粒带动部分初生Si颗粒一起向铸件外壁运动，而初生Si也带动部分NiAl₃颗粒一起向铸件内壁运动，如图11中Ⅱ所示；随着凝固的进一步发生，大量的初生NiAl₃颗粒与初生Si颗粒一起偏聚到铸件外层，同时，外层中后续析出的初生Si颗粒由于受到熔体流动性降低的影响以及NiAl₃颗粒的阻挡作用而最终沉降在外层，形成了具有初生NiAl₃与Si共同增强的外层区域。同理，较多的初生Si及少量的初生NiAl₃共同形成了铸件的内层组织，如图11中Ⅲ所示。初生颗粒分别向铸件的两侧偏聚，进而形成不含任何颗粒的中间层区域。至此，形成了具有三层组织的Al-8.5Ni-14Si，Al-8.5Ni-19Si复合材料。

	图11 离心场中初生NiAl3与Si颗粒的运动偏移模型 Fig.11 A model of segregation of primary NiAl3/Si particles in the centrifugal field
图选项

(1)采用离心铸造工艺制备了Al-8.5Ni-xSi复合材料筒状铸件。Al-8.5Ni-9Si铸件形成了外层偏聚有较多的初生NiAl₃颗粒，内层没有颗粒的两层组织。Al-8.5Ni-14Si，Al-8.5Ni-19Si形成了具有大量初生NiAl₃/Si的外层颗粒层，中间无颗粒的基体层及含有较多初生Si/NiAl₃的内层颗粒层的三层组织。在离心力场中，NiAl₃的离心运动和Si的向心运动是形成Al-8.5Ni-xSi(x=14,19)铸件三层组织的主要原因。

(2)从外层到内层，Al-8.5Ni-9Si铸件中的初生NiAl₃的体积分数由21.46%逐渐降低为零，而Al-8.5Ni-14Si，Al-8.5Ni-19Si铸件的初生颗粒的体积分数呈现出先降低后升高的变化趋势，最大颗粒体积分数分别达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颗粒，提高了颗粒体积分数。

(3)从外层到内层，Al-8.5Ni-9Si铸件中硬度由HRB42逐渐降低为HRB22.5，而Al-8.5Ni-14Si，Al-8.5Ni-19Si铸件的硬度则呈现出先降低后升高的趋势，最大硬度分别达HRB62，HRB75。三种合金铸件中，Al-8.5Ni-19Si铸件的耐磨性最好，Al-8.5Ni-9Si铸件的耐磨性最差。Al-8.5Ni-xSi铸件硬度和耐磨性的变化主要与合金中的初生颗粒的体积分数有关。