합금원소 첨가 및 열처리 공정 제어를 통한 Al-7Si-0.35Mg 주조재 합금의 기계적 특성 향상 Improvement of the Mechanical Properties of Al-7Si-0.35Mg Cast Alloys by the Optimised Combination of Alloying Elements and Heat Treatment원문보기
Improvement of the mechanical properties of a commercial aluminium casting alloy, A356, was achieved through an optimised combination of alloying elements, modification, and heat treatment. 0.7 wt.% Cu and an additional 0.2 wt.% Mg were added to an Al-7Si-0.35Mg alloy for strengthening at both room ...
Improvement of the mechanical properties of a commercial aluminium casting alloy, A356, was achieved through an optimised combination of alloying elements, modification, and heat treatment. 0.7 wt.% Cu and an additional 0.2 wt.% Mg were added to an Al-7Si-0.35Mg alloy for strengthening at both room and elevated temperatures, whilst a subsequent decrease in the ductility was compensated for by the modification of eutectic Si by Sr addition at a level of up to 110 ppm. It was found that the dissolution of Cu-rich or Mg-rich phases could be maximised by solid-solutionising an alloy with 40 ppm Sr at $530^{\circ}C$, increasing the tensile and yield strengths to 350 MPa and 297 MPa, respectively, with a reasonably high strain of 5% after peak-aging at $210^{\circ}C$. Further addition of Sr up to 110 ppm is, however, more likely to interfere with the dissolution of the Cu-rich or Mg-rich phases during solid solution treatment, resulting in a slight decrease in both tensile and yield strengths at room temperature. Besides the Cu addition, such undissolved phases, on the other hand, may contribute to elevated temperature strength at $200^{\circ}C$.
Improvement of the mechanical properties of a commercial aluminium casting alloy, A356, was achieved through an optimised combination of alloying elements, modification, and heat treatment. 0.7 wt.% Cu and an additional 0.2 wt.% Mg were added to an Al-7Si-0.35Mg alloy for strengthening at both room and elevated temperatures, whilst a subsequent decrease in the ductility was compensated for by the modification of eutectic Si by Sr addition at a level of up to 110 ppm. It was found that the dissolution of Cu-rich or Mg-rich phases could be maximised by solid-solutionising an alloy with 40 ppm Sr at $530^{\circ}C$, increasing the tensile and yield strengths to 350 MPa and 297 MPa, respectively, with a reasonably high strain of 5% after peak-aging at $210^{\circ}C$. Further addition of Sr up to 110 ppm is, however, more likely to interfere with the dissolution of the Cu-rich or Mg-rich phases during solid solution treatment, resulting in a slight decrease in both tensile and yield strengths at room temperature. Besides the Cu addition, such undissolved phases, on the other hand, may contribute to elevated temperature strength at $200^{\circ}C$.
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문제 정의
본 연구에서는 A356합금의 조성을 기본으로 하면서 상온 인장강도 및 약 150oC 이상의 고온강도를 향상시키기 위하여 미량의 Mg, Cu를 첨가하되, 주조성을 저하시키지 않도록 그 첨가량을 각각 0.5 wt.% 및 0.
본 연구에서는 Al-7Si-0.7Cu-0.5Mg 합금의 상온 및 고온강도를 향상시키기 위하여 미량 첨가시킨 Cu, Mg 합금원소의 알루미늄 기지로의 고용을 극대화시키고자 하였다. 특히, 용질원자의 확산 및 고용에 영향을 주는 열처리 공정 변수인 용체화 처리(solid solution treatment, SST) 조건을 제어함으로써 최적의 공정을 도출하고자 하였다.
본 연구에서는 상용합금, A356합금의 조성을 기본으로 하면서, 상온 및 고온 강도를 향상시키기 위하여 대표적인 시효 석출형 합금원소인 Cu와 Mg를 그 함량이 각각 0.7 wt.%, 0.
최적 용체화 처리 조건 선정과 더불어 본 연구에서는 Al-7Si-0.7Cu-0.5Mg 합금의 강도 및 연성을 고려한 최적의 시효처리 조건을 도출하고자 하였다. 시효 처리는 대개 T6 열처리에서 용체화 처리 단계 이후에 이루어지는 열처리 공정으로서, 용체화 처리에 의해 재고용된 Mg 및 Cu를 150-200℃ 내외의 온도 범위에서 기지와 정합관계를 갖는 미세한 준 안정상을 석출시키는 단계이다[4,6-8].
5Mg 합금의 상온 및 고온강도를 향상시키기 위하여 미량 첨가시킨 Cu, Mg 합금원소의 알루미늄 기지로의 고용을 극대화시키고자 하였다. 특히, 용질원자의 확산 및 고용에 영향을 주는 열처리 공정 변수인 용체화 처리(solid solution treatment, SST) 조건을 제어함으로써 최적의 공정을 도출하고자 하였다.
제안 방법
5 wt.% 수준으로 첨가하였다. 더불어 공정 Si상의 개량처리를 유도함으로써 연성을 증가시키기 위하여 Sr을 40-110 ppm 첨가하였다.
시효 처리는 대개 T6 열처리에서 용체화 처리 단계 이후에 이루어지는 열처리 공정으로서, 용체화 처리에 의해 재고용된 Mg 및 Cu를 150-200℃ 내외의 온도 범위에서 기지와 정합관계를 갖는 미세한 준 안정상을 석출시키는 단계이다[4,6-8]. A356합금 및 Mg, Cu을 미량 첨가 시킨 Al-7Si-0.7Cu-0.5Mg 합금의 시효석출 온도구간을 확인하기 위하여, 각 합금을 용체화 처리 및 퀜칭 시킨 후 10oC/min 승온 속도로 가열시킬 때의 DSC 곡선(Fig. 7)을 분석하였다. Fig.
상온인장 시험과 더불어 고온인장 시험을 다음의 실험방법으로 실시하였다. T6 열처리시킨 A356합금 및 설계합금을 고온 200oC에서 최대 100 시간 노출시켰고, 이후 200℃에서 고온인장 시험을 3회 이상 실시하였다. 그 평균값을 Table 3에 나타내었고 더불어 모든 합금의 고온 인장 특성을 Fig.
% 수준으로 첨가하였다. 더불어 공정 Si상의 개량처리를 유도함으로써 연성을 증가시키기 위하여 Sr을 40-110 ppm 첨가하였다. 이때, Sr 첨가량에 따른 공정 Si상의 개량화 정도에 따라, 미개량/아개량/개량 처리로 분류할 수 있다.
% 수준으로 제한하였다. 더불어 공정 Si상의 개량화를 유도함으로써 연성을 증가시키기 위하여 Sr을 최대 110 ppm 첨가하면서[3,12,13] 열처리 공정을 제어하여 강도 및 연성을 모두 향상시키고자 하였다.
% 수준에 이르도록 추가 첨가하여 합금을 설계하였다. 더불어 연신율 확보를 위하여 대표적인 공정 Si 개량화제인 Sr을 첨가하였고, 설계합금의 응고중에 생성되는 Cu, Mg계 금속간화합물을 분해시킴으로써 두 합금의 기지로의 고용을 극대화 시킬 수 있는 열처리 기술을 개발하였다. Sr의 첨가는 공정 Si을 개량화 시키고 용체화 처리에 의한 구상화를 촉진시킴으로써 연신율을 크게 증가시키나, 높은 수준의 Sr 첨가는 합금내의 기포를 증가시키고, Cu, Mg함유상의 분해속도 저하시킴으로써 강도를 감소시키는 것을 확인할 수 있었다.
설계합금에 대한 최적 열처리 공정을 도출하기 위하여, 용체화 처리 온도 및 시간을 각각 490-530℃, 4-8시간 범위를 갖도록 설계하였고 용체화 처리된 시편은 60℃ 미온수에 퀜칭후 190-210oC 온도에서 피크시효 처리를 하였다. 준비된 설계합금의 경도는 하중 500 g 하에서 비커스 경도기를 이용하여 그리고 밀도는 아르키메데스 원리(Archimedes' principle)에 의하여 측정하였다.
5 kg 및 몰드예열온도 약 200℃로 모두 고정을 하였다. 실험의 재현성 및 경향성을 정확하게 구현하기 위하여 합금별 최소 3회 이상의 실험을 실시하였다. 유동도 길이는 평균값을 채택하였고 A356합금의 유동도 길이와 상대비교 하여 주조성을 평가하였다.
실험의 재현성 및 경향성을 정확하게 구현하기 위하여 합금별 최소 3회 이상의 실험을 실시하였다. 유동도 길이는 평균값을 채택하였고 A356합금의 유동도 길이와 상대비교 하여 주조성을 평가하였다.
6℃에서 피크1을 나타내며, 약 255-323oC의 온도범위에서는 β' 그리고/또는 θ', S', Q' 의 석출과 관련있는 피크2를 나타내는 것을 확인할 수 있었다[23]. 이러한 열분석 결과를 바탕으로 본 연구에서는 설계합금에 대하여 190℃ 및 210℃ 온도에서 각각 피크 시효처리를 시킨 후 인장특성을 평가하였다. Fig.
준비된 설계합금의 경도는 하중 500 g 하에서 비커스 경도기를 이용하여 그리고 밀도는 아르키메데스 원리(Archimedes' principle)에 의하여 측정하였다. 주조재 및 열처리재의 미세 조직은 광학현미경 및 주사전자현미경으로 관찰하였고, 용체화 처리된 시편에 대하여 시차주사열량계(Differential Scanning Calorimetry, DSC)를 이용하여 승온속도 10℃/min하에서 석출거동을 분석하였다. 설계합금의 상온, 고온(200℃) 인장강도는 봉상시편(게이지 길이 25 mm)을 이용하여 각각 시험방법 ASTM E8/E8M-11 및 E21에 따라 평가하였다.
%Sr 모합금을 이용하여 첨가하였고 Mg은 Mg 순원소 금속 조각을 잘게 잘라서 용탕에 투입하였다. 합금의 주조성은 Fig. 1과 같이 나선형 금형 몰드(spiral mould)를 이용하여 유동도 길이를 측정함으로써 정량적으로 평가할 수 있었다. 이때, 유동도에 민감하게 영향을 주는 변수, 용탕(출탕) 온도 약 750oC, 용탕량 1.
데이터처리
설계합금의 주조성은 Fig. 1과 같은 나선형몰드를 이용하여 합금의 유동도 길이를 상대 비교함으로써 정량적으로 평가하였고 A356합금 및 설계합금의 평균 유동도 길이를 Fig. 2와 같이 비교해 볼 수 있었다. A356합금의 조성에 Cu, Mg를 각각 0.
이론/모형
주조재 및 열처리재의 미세 조직은 광학현미경 및 주사전자현미경으로 관찰하였고, 용체화 처리된 시편에 대하여 시차주사열량계(Differential Scanning Calorimetry, DSC)를 이용하여 승온속도 10℃/min하에서 석출거동을 분석하였다. 설계합금의 상온, 고온(200℃) 인장강도는 봉상시편(게이지 길이 25 mm)을 이용하여 각각 시험방법 ASTM E8/E8M-11 및 E21에 따라 평가하였다.
준비된 설계합금의 경도는 하중 500 g 하에서 비커스 경도기를 이용하여 그리고 밀도는 아르키메데스 원리(Archimedes' principle)에 의하여 측정하였다.
성능/효과
C 내외의 높은 온도에서 열처리 시키게 되면, Fig. 4(a)와 같이 Sr을 첨가시키지 않은 합금(A합금)에서 공정상의 간격이 넓어지는 것을 확인할 수 있으며, 특히 530℃에서 4시간 열처리 하면 Si의 크기 및 형상비가 현저히 감소하는 동시에 일부 Si상이 구상화되는 것을 알 수 있다. A합금에 비하여, Fig.
A합금에 비하여, Fig. 4(b)와 같이, 이러한 아개량 처리시킨 B합금을 530℃에서 4시간 열처리 하면 Al-Si 공정 결정립 내부에 존재하는 미세한 공정 Si을 위주로 하여 구상화가 빠르게 진행되며, 일부 개량화 되지 않았던 침상형 공정 Si상이 대부분 구상화 되는 것을 알 수 있다. 이처럼 약 40 ppm 이상의 Sr이 첨가되면 용체화 처리 과정에서 공정 Si의 구상화를 촉진시킴으로써, 합금의 연성을 개선시킬 수 있을 것으로 기대된다.
이러한 열분석 결과를 바탕으로 본 연구에서는 설계합금에 대하여 190℃ 및 210℃ 온도에서 각각 피크 시효처리를 시킨 후 인장특성을 평가하였다. Fig. 8에서 확인할 수 있는 바와 같이, 190℃에 비하여 210℃ 온도에서 시효 처리시 보다 높은 인장강도 및 연신율 특성을 나타내는 것을 알 수 있는데, 즉 시효처리 조건 210℃에서 설계합금의 시효석출을 보다 효과적으로 일으키는 것을 예상할 수 있다.
Mg, Cu가 미량 첨가된 Al-7Si-0.7Cu-0.5Mg 합금의 미세 조직에서는 대개 기지 알루미늄(평균 SDAS 크기, 약 40 μm) 및 Al-Si 공정 조직 뿐만 아니라 응고중에 생성된 Cu계 혹은 Mg계 금속간화합물이 관찰되는데, 이러한 금속간화합물의 형상 및 종류는 Sr의 첨가량에 관계 없이 동일함을 알 수 있었다.
응고의 마지막 단계에서 일반적으로 생성되는 Mg 혹은 Cu계 금속간화합물은 Al-Si공정 결정립 사이에 주로 존재하게 되는데, Sr의 첨가는 Al-Si공정 결정립을 조대화 시킴으로써 이들 Mg, Cu의 분포를 불균일하게 하고, 공정 결정립 간에 편석 시키는 것으로 판단된다. Mg, Cu를 포함하는 Al-7Si-0.7Cu-0.5Mg 합금으로 Sr을 100 ppm 이상 첨가하면, Mg 및 Cu계 금속간화합물은 국부적으로 분포하면서 그 형상도 침상 혹은 Chinese script형상에서 blocky형상으로 변화하는 것을 관찰 할 수 있었다. 따라서 용체화 처리과정 중에 이러한 blocky형상을 갖는 Mg/Cu계 금속간화합물의 분해가 지연되는 것이라고 판단된다.
더불어 연신율 확보를 위하여 대표적인 공정 Si 개량화제인 Sr을 첨가하였고, 설계합금의 응고중에 생성되는 Cu, Mg계 금속간화합물을 분해시킴으로써 두 합금의 기지로의 고용을 극대화 시킬 수 있는 열처리 기술을 개발하였다. Sr의 첨가는 공정 Si을 개량화 시키고 용체화 처리에 의한 구상화를 촉진시킴으로써 연신율을 크게 증가시키나, 높은 수준의 Sr 첨가는 합금내의 기포를 증가시키고, Cu, Mg함유상의 분해속도 저하시킴으로써 강도를 감소시키는 것을 확인할 수 있었다. 본 연구에서는, 아개량 수준의 40 ppm Sr을 첨가시킨 Al-7Si-0.
5Mg 합금의 상온 인장 강도 및 연신율을 나타내고 있다. Sr의 함량을 개량 처리 수준(100 ppm 초과)으로 증가시킬수록 설계합금의 연신율은 뚜렷하게 증가하는 반면, 강도는 감소하는 것을 알 수 있다. 이러한 상온 인장 강도의 감소는 Sr 첨가에 의한 Cu, Mg계 금속간화합물의 분해 지연에 기인하는 것으로 판단된다.
Table 1은 설계합금의 화학조성을 보여주고 있다. 각 설계합금의 조성에 대하여 약 15 kg 크기로 전기 저항식용해로를 이용하여 약 700oC의 용탕온도에서 용해시키고, Ar가스를 이용하여 약 10분간 탈가스 처리 후 Cu몰드에 용탕을 부어 주조하였는데 이때 냉각속도는 약 3℃/sec를 갖는 것으로 측정되었다. 합금원소 Cu, Sr은 각각 Al-40 wt.
5Mg 합금에 대한 최적 용체화 처리(530℃, 4h) 및 시효처리(210℃, 3h) 공정을 선정하여 5%의 연신율을 확보하는 동시에 약 350 MPa, 297 MPa의 최대인장강도 및 항복강도를 얻을 수 있었다. 나아가 설계합금의 200oC 고온 인장특성은 A356대비 항복강도 및 최대인장강도가 각각 143%, 166%의 뚜렷한 증가폭을 가지며 향상되었다.
%’으로 나타내었다. 또한 금속간화합물의 분해에 의한 용질원소, Mg 및 Cu의 고용 및 기지 강화 정도를 기지 경도(Hv) 측정을 통하여 확인할 수 있었다. Table 2의 용체화처리 조건 가운데 금속간화합물의 분해를 용이하게 하면서 기지경도를 향상시키는 조건들에 대하여 지수를 매겼고, 지수가 높음, 중간, 낮음을 각각 ◎, ○, X 의 기호로 나타내었다.
5Mg 설계합금의 경우, 530oC에서 4시간 용체화 처리 후 210℃에서 3시간 시효처리로 설정하였다. 미량의 Cu, Mg 첨가 및 최적 열처리 조건 도출에 의하여 설계합금의 인장강도는 A356합금에 비하여 인장강도 및 항복강도를 각각 최대 17 및 35% 증가시키는 것을 알 수 있었다. 특히 아개량 수준의 40 ppm Sr을 첨가한 B합금은 약 5%의 연신율을 확보하는 동시에 가장 우수한 인장강도 값을 갖는 것으로 평가되었다.
본 연구에서는 Al-7Si-0.7Cu-0.5Mg 합금의 연성적인 측면 및 고온강도 특성 등을 고려하였을 때 Sr의 첨가가 바람직하나 Sr 첨가에 따른 기포증가, Cu 함유상의 분해속도 저하는 강도를 떨어뜨릴 수 있는 불리한 변수로 작용할 수 있는 만큼, 아개량처리(under-modification) 수준으로 Sr 첨가량을 제어하는 것이 바람직하다고 판단된다.
Sr의 첨가는 공정 Si을 개량화 시키고 용체화 처리에 의한 구상화를 촉진시킴으로써 연신율을 크게 증가시키나, 높은 수준의 Sr 첨가는 합금내의 기포를 증가시키고, Cu, Mg함유상의 분해속도 저하시킴으로써 강도를 감소시키는 것을 확인할 수 있었다. 본 연구에서는, 아개량 수준의 40 ppm Sr을 첨가시킨 Al-7Si-0.7Cu-0.5Mg 합금에 대한 최적 용체화 처리(530℃, 4h) 및 시효처리(210℃, 3h) 공정을 선정하여 5%의 연신율을 확보하는 동시에 약 350 MPa, 297 MPa의 최대인장강도 및 항복강도를 얻을 수 있었다. 나아가 설계합금의 200oC 고온 인장특성은 A356대비 항복강도 및 최대인장강도가 각각 143%, 166%의 뚜렷한 증가폭을 가지며 향상되었다.
10 및 Table 3에서 확인할 수 있는 바와 같이 설계합금에 Sr의 첨가량을 증가시킬수록, 200℃ 고온에서 최대인장강도 및 항복강도가 모두 뚜렷하게 향상되는 것을 알 수 있다. 이와 같은 Sr 첨가에 따른 높은 고온 인장강도는 용체화 처리 단계에서 확인되었던 Cu, Mg계 금속간화합물 분해 지연 현상에 기인하는 것으로 판단되며, 미분해 Cu계 금속간화합물은 고온 안정상인 만큼 고온 인장특성 측면에서 유리하게 작용하는 것으로 생각된다.
즉, 40 ppm 수준의 Sr 첨가는 공정 Si상을 완전히 개량화 시키지 못하고 ‘아개량 처리(under-modification)’ 시키는 것을 알 수 있다.
미량의 Cu, Mg 첨가 및 최적 열처리 조건 도출에 의하여 설계합금의 인장강도는 A356합금에 비하여 인장강도 및 항복강도를 각각 최대 17 및 35% 증가시키는 것을 알 수 있었다. 특히 아개량 수준의 40 ppm Sr을 첨가한 B합금은 약 5%의 연신율을 확보하는 동시에 가장 우수한 인장강도 값을 갖는 것으로 평가되었다.
1 MPa 이상의 높은 고온 인장강도 특성을 나타내었다(Table 3). 특히, Cu 첨가와 더불어 아개량 처리 시킨 합금, B2 합금은 200℃에서 높은 고온강도 값을 유지하면서 인장강도, 200.3 MPa을 갖는 것으로 평가되었다. 본 연구에서 선정한 설계합금의 시효처리 온도가 A356합금에 비하여 높은 만큼, 200℃ 석출 강화 효과가 지속되면서 높은 고온 인장특성을 유지하는 것으로 판단되며, 나아가 설계합금이 150-200℃에 노출되는 자동차 내연기관용 합금으로 충분히 적용 가능할 것으로 기대된다.
이러한 상온 인장 강도의 감소는 Sr 첨가에 의한 Cu, Mg계 금속간화합물의 분해 지연에 기인하는 것으로 판단된다. 한편, Fig. 10 및 Table 3에서 확인할 수 있는 바와 같이 설계합금에 Sr의 첨가량을 증가시킬수록, 200℃ 고온에서 최대인장강도 및 항복강도가 모두 뚜렷하게 향상되는 것을 알 수 있다. 이와 같은 Sr 첨가에 따른 높은 고온 인장강도는 용체화 처리 단계에서 확인되었던 Cu, Mg계 금속간화합물 분해 지연 현상에 기인하는 것으로 판단되며, 미분해 Cu계 금속간화합물은 고온 안정상인 만큼 고온 인장특성 측면에서 유리하게 작용하는 것으로 생각된다.
6은 520℃ 및 530℃ 온도에서 용체화 처리를 실시한 후 190℃에서 시효처리 시킨 합금의 상온 인장강도 특성을 도시하고 있다. 확인할 수 있는 바와 같이, 용체화 처리 온도 520℃에 비하여 530℃에서 인장강도 특성이 우수한 것을 알 수 있다. 이는 Cu, Mg계 금속간화합물의 분해가 용체화 처리 온도, 530℃에서 가장 용이하게 일어남으로써 Al-7Si-0.
후속연구
3 MPa을 갖는 것으로 평가되었다. 본 연구에서 선정한 설계합금의 시효처리 온도가 A356합금에 비하여 높은 만큼, 200℃ 석출 강화 효과가 지속되면서 높은 고온 인장특성을 유지하는 것으로 판단되며, 나아가 설계합금이 150-200℃에 노출되는 자동차 내연기관용 합금으로 충분히 적용 가능할 것으로 기대된다.
4(b)와 같이, 이러한 아개량 처리시킨 B합금을 530℃에서 4시간 열처리 하면 Al-Si 공정 결정립 내부에 존재하는 미세한 공정 Si을 위주로 하여 구상화가 빠르게 진행되며, 일부 개량화 되지 않았던 침상형 공정 Si상이 대부분 구상화 되는 것을 알 수 있다. 이처럼 약 40 ppm 이상의 Sr이 첨가되면 용체화 처리 과정에서 공정 Si의 구상화를 촉진시킴으로써, 합금의 연성을 개선시킬 수 있을 것으로 기대된다.
질의응답
핵심어
질문
논문에서 추출한 답변
A356합금의 장점은?
따라서 저비중 고강도를 만족시킬 수 있는 경제적인 소재의 개발이 필수적이며 특히, 알루미늄 합금의 개량화 및 열처리를 통한 실린더 블록용 합금 개발이 요구되고 있다. A356합금은 대표적인 알루미늄주조재 상용합금으로서, 우수한 주조성와 더불어 중간정도의 강도를 가지면서 연성이 우수하여 주조용 자동차/항공 부품재 등으로 널리 활용되고 있다.
고온에서 A356합금의 강도가 저하되는 것을 막는 방법은?
Mg와 더불어 Cu는 알루미늄 합금의 대표적인 시효경화형 합금원소로서, A356합금에 미량 첨가시 주 시효 강화상인 θ(Al2Cu), S(Al2CuMg) 혹은 Q(Al5Cu2Mg8Si5)상을 미세하게 석출시킴으로써 알루미늄 기지를 강화시키는 것으로 보고되고 있다[4,6-9]. 특히, Cu계 석출상은 β(Mg2Si)상 보다 열적 안정성이 우수하여 알루미늄 주조재의 합금설계에 있어 고온강도 향상을 위한 목적으로 첨가되고 있다[10,11].
자동차용 실린더 블록 합금으로 사용하기 위해 필요한 조건은?
자동차용 실린더 블록 합금은 우수한 상온 인장강도 및 피로강도를 만족시키는 동시에, 고온 환경에 노출되어 있는 만큼 높은 고온강도 및 열전도도를 확보 할 수 있어야 한다. 최근 이슈가 되고 있는 내연기관 자동차의 연비 향상은 경량화에 직접적인 영향을 받고 있다.
참고문헌 (29)
K.T. Kashyap, S. Murali, K.S. Raman and K.S.S. Murthy, Mater. Sci. Technol., "Casting and heat treatment variables of Al-7Si-Mg alloy", 9 (1993) 189-203.
D.L. Zhang and L. Zheng, Metall. Mater. Trans. A, "The quench sensitivity of cast Al-7 wt pct Si-0.4 wt pct Mg alloy", 27A (1996) 3983-3991.
D.L. Zhang, L.H. Zheng and D.H. StJohn, J. Light Met., "Effect of a short solution treatment time on microstructure and mechanical properties of modified Al-7wt.%Si-0.3 wt.%Mg alloy", 2 (2002) 27-36.
K. Matsuda, Y. Uetani, T. Sato and S. Ikeno, Metall. Mater. Trans. A, "Metastable phases in an Al-Mg-Si alloy containing copper", 32A (2001) 1293-1299.
Jeong CY, Mater. Trans., "High temperature mechanical properties of Al-Si-Mg-(Cu) alloys for automotive cylinder heads", 54 (2013) 588-594.
L. Ceschini, A. Morri, A. Morri, F. Rotundo and S. Toschi, La Met. Iitaliana, "Heat treatment response and influence of overaging on mechanical properties of C355 cast aluminum alloy", 5 (2014) 11-17.
M. Tash, F.H. Samuel, F. Mucciardi and H.W. Doty, Mater. Sci. Eng. A, "Effect of metallurgical parameters on the hardness and microstructural characterization of as-cast and heat-treated 356 and 319 aluminum alloys", 443 (2007) 185-201.
S. Shivkumar, S. Ricci, Jr., C. Keller and D. Apelian, J. Heat Treat., "Effect of solution treatment parameters on tensile properties of cast aluminum alloys", 8 (1990) 63-70.
C.H. Caceres, C. J. Davidson and J. R. Griffiths, Mater. Sci. Eng. A, "The deformation and fracture behavior of an Al-Si-Mg casting alloy", 197 (1995) 171-179.
Q.G. Wang, Met. Mater. Trans. A, "Microstructural effects on the tensile and fracture behavior of aluminum casting alloys A356/357", 34A (2003) 2887-2899.
L. Ceschini, A. Morri, A. Morri and G. Pivetti, Mater. Des., "Predictive equations of the tensile properties based on alloy hardness and microstructure for an A356 gravity die cast cylinder head", 32 (2011) 1367-1375.
L. Pedersen and L. Arnberg, Metall. Mater. Trans. A, "The effect of solution heat treatment and quenching rates on mechanical properties and microstructures in AlSiMg foundry alloys", 32A (2001) 525-532.
B. Closset and J. E. Gruzleski, AFS Trans., "Study on the use of pure metallic strontium in the modification of Al-Si alloys", 89 (1982) 801-808
B. Closset and J.E. Gruzleksi, Metall. Trans. A, "Structure and properties of hypoeutectic Al-Si-Mg alloys modified with pure strontium", 13A (1982) 945-951
L. Lasa and J.M. Rodriguez-Ibabe, J. Mater. Sci., "Evolution of the main intermetallic phases in Al-Si-Cu-Mg casting alloys during solution treatment", 39 (2004) 1343-1355.
S.K. Chaudhury and D. Apelian, Metall. Mater. Trans. A, "Fluidized bed heat treatment of cast Al-Si-Cu-Mg alloys", 37A (2006) 2295-2311.
J.H. Sokolowski, X-C. Sun, G. Byczynski, D.O. Northwood, D.E. Penrod, R. Thomas and A. Esseltine, J. Mater. Processing Technol., "The removal of copper-phase segregation and the subsequent improvement in mechanical properties of cast 319 aluminum alloys by a two-stage solution heat treatment", 53 (1995) 385-392.
M.A. Moustafa, F.H. Samuel and H.W. Doty, J. Mater. Sci., "Effect of solution heat treatment and additives on the microstructure of Al-Si (A413.1) automotive alloys", 38 (2003) 4507-4522.
I. Aguilera Luna, H. Mancha Molinar, M.J. Castro Roman, J.C. Escobedo Bocardo and M. Herrera Trejo, Mater. Sci. Eng. A, "Improvement of the tensile properties of an Al-Si-Cu-Mg aluminum industrial alloy by using multi stage solution heat treatments", 561 (2013) 1-6.
Cho YH, Lee HC, Oh KH and A.K. Dahle, Metall. Mater. Trans. A, "Effect of strontium and phosphorus on eutectic Al-Si nucleation and formation of ${\beta}$ - $Al_5FeSi$ in hypoeutectic Al-Si foundry alloys", 39A (2008) 2435-2448.
M. Timpel, N. Wanderka, R. Grothausmann and J. Banhart, J. Alloys Comp., "Distribution of Fe-rich phases in eutectic grains of Sr-modified Al-10wt.%Si-0.4wt.%Fe casting alloy", 558 (2013) 18-25.
J.H. Sokolowski, M.B. Djurdjevic, C.A. Kierkus and D.O. Northwood, J. Mater. Processing Technol., "Improvement of 319 aluminum alloy casting durability by high temperature solution treatment", 109 (2001) 174-180.
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