The hardness Brinell tests (Fig. 5)

The hardness Brinell tests (Fig. 5), performed in samples solution heat treated at 540 1C, through different times, and finally soaked in water, indicated that the maximum values of hardness were reached in the range from 15 min to 20 min of heat treatment (66 HBW). These hardness values were decreased after 30 min and finally remained nearly constant after 2 h of heat treatment. The hardness values obtained with the A357 alloy were higher than those of the A356 alloy, as consequence to its higher magnesium content (Fig. 5). The decrease in hardness values after 30 min of solution heat treatment could be justified from the spheroidizing and growth of the silicon eutectic andα-phase grains. As shown in Fig. 7a, a rapid spheroidizing was observed after the first 15 min, while their growth was slower, according to the Oswald ripening theory [17]. After 2 h of heat treatment (Fig. 7b), the effect of these phenomena in the hardness values was negligible. Möller [5] and Pan [7] have suggested the times of solution heat treatment between 1 and 2 h at 540 1C, for A356 components conformed in semisolid state. In this work the highest values of hardness were obtained after a solution heat treatment of 15 min at 540 1C, which is similar to the results of Ogris [23,24] and Romethsch [25]. During the first 20 min of solution heat treatment at 540 1C, one can observe a plastic hardness increase (Hplas) of the as-cast material, as consequence that this treatment enabled the total dissolution and homogenization of the magnesium and an increment of the silicon content in the α-phase (Fig. 6). The increasing of hardness showed that the solid solution is saturated rapidly on Mg and Si, and that this solution strengthening is more important than the possible hardness decreasing due to the dissolution of intermetallic phases [26]. The changes on the silicon eutectic morphology can be influenced by different parameters, such as the temperature of solution heat treatment and the size/shape of the initial particles which are determined by the solidification conditions and the modification level of the alloy. Baile [17] and Ogris [23,24] reported, that the spheroidizing of the silicon particles on the as-cast A356 alloy, modified with strontium, finished after 3 min of heat treatment at temperatures between 500 1C and 540 1C, becoming to a fine microstructure with rounded and homogeneously distributed silicon particles, as can be observed in the A356 alloy conformed by Sub Liquidus Casting process (SLC). The Mg2Si dissolution and the homogenization of the α-matrix takes place mainly during the first 10 min of heat treatment at 540 1C. Probably, in the alloy A357, the silicon dissolution into the α-phase will be slower, and occurs after 50 min of heat treatment [25]. However, the solution heat treatment effect on the intermetallic compounds that contain iron is not well established, although in the A356 alloy has been reported that the β-AlFeSi phase remained stable, in accordance with the researches of Taylor [15] and Gustafsson [27], while theπ-AlFeMgSi phase transformed into β phase after the first 20 min of heat treatment. During the solution heat treatment was determined that the hardness of the α-phase increased, as consequence of the magnesium and silicon dissolution. Nevertheless, in the Brinell hardness, it is necessary take into the account, that the hardness values were influenced both, by the increase of α-phase hardness and also by hardness decrease as consequence of the increase of the alpha grain size and silicon crystals. This fact could justify the Brinell hardness values, observed with the A356 and A357 alloys after 20 and 30 min of solution heat treatment (Fig. 5). During the solution heat treatment at 540 1C, the alloy evolution follows the next sequence: 

First of all, the spheroidizing of the silicon eutectic takes place, which concludes before 5 min. The time might be 3 min as suggested by Ogris [23]. Simultaneously, the inter-metallic compounds begin to dissolve.

After 10 min of heat treatment the coherent precipitates and the Mg2Si compound are totally dissolved and the α-phase becomes homogenized. The values of hardness maximized in the range from 15 min to 20 min of heat treatment, due to the dissolution of Si and Mg into the aluminium matrix. 

After 20 min of solution heat treatment the π-AlSiMgFe phase has tendency to transforms into β-AlFeSi. 

The silicon crystals and the alpha grains grow throughout the solution heat treatment.

ผลลัพธ์ (ไทย) 1:

ความแข็งแรงของวัสดุทดสอบ (รูป 5), ในตัวอย่างวิธีการแก้ไขปัญหาความร้อนที่ 1C 540 ผ่านเวลาที่ต่างกัน และ finally น้ำ ระบุว่า ค่าสูงสุดของความแข็งได้ถึงในช่วงตั้งแต่ 15 นาทีถึง 20 นาทีของความร้อน (66 HBW) ค่าความแข็งเหล่านี้ได้ลดลงหลังจาก 30 นาที และ finally เกือบคงที่อยู่หลังจาก 2 ชม.ของการรักษาความร้อน ค่าความแข็งที่ได้รับจากการผสม A357 ได้สูงกว่าโลหะผสม A356 เป็นผลกับเนื้อหาที่แมกนีเซียมสูงขึ้น (5 รูป) ค่าความแข็งหลังจาก 30 นาทีของโซลูชันการรักษาความร้อนที่ลดลงอาจจะ justified จาก spheroidizing และเจริญเติบโตของเมล็ด eutectic andα เฟสซิลิคอน ดังแสดงในรูปที่ 7a, spheroidizing อย่างรวดเร็วพบว่า หลังแรก 15 นาที ในขณะที่การเติบโตช้ากว่า ตาม Oswald สุกทฤษฎี [17] หลังจาก 2 ชม.ของความร้อน (รูปที่ 7b), ผลของปรากฏการณ์เหล่านี้ให้ค่าความแข็งได้เล็กน้อย Möller [5] และ Pan [7] ได้แนะนำเวลาของโซลูชันการรักษาความร้อนระหว่าง h 1 และ 2 ที่ 540 1C สำหรับคอมโพเนนต์ A356 ควรทำตามใน semisolid สถานะ ในงานนี้ค่าสูงสุดของความแข็งที่ได้รับหลังจากการรักษาความร้อนโซลูชันของ 15 นาทีที่ 540 1C ซึ่งจะคล้ายกับผลของการ Ogris [23,24] และ Romethsch [25] ในช่วงแรก 20 นาทีของโซลูชันการรักษาความร้อนที่ 540 1C หนึ่งสามารถสังเกตพลาสติกมีความแข็งเพิ่มขึ้น (Hplas) ของวัสดุที่เป็นเหล็ก เป็นผลว่า รักษานี้เปิดใช้งานการยุบรวมและ homogenization ของแมกนีเซียมและเพิ่มเนื้อหาซิลิคอนในเฟสα (6 รูป) การเพิ่มขึ้นของความแข็งพบว่า ละลายของแข็งอิ่มตัว Mg และ Si อย่างรวดเร็ว และนี้เข้มแข็งแก้ปัญหานั้นสำคัญกว่าความแข็งได้ที่ลดลงเนื่องจากการสลายตัวของระยะ intermetallic [26] การเปลี่ยนแปลงในลักษณะทางสัณฐานวิทยา eutectic silicon สามารถได้รับอิทธิพลจากพารามิเตอร์ที่แตกต่างกัน เช่นอุณหภูมิของโซลูชันการรักษาความร้อนและขนาด/รูปร่างของอนุภาคเริ่มต้นซึ่งถูกกำหนด โดยเงื่อนไข solidification และระดับ modification ของโลหะผสม Baile [17] และ Ogris [23,24] รายงาน ว่า spheroidizing ของอนุภาคซิลิกอนโลหะผสม A356 เป็นหล่อ modified กับสตรอนเชียม finished หลังจาก 3 นาทีของความร้อนที่อุณหภูมิระหว่าง 500 1C และ 540 1C เป็นการแบบจุลภาค fine กับซิลิโคนมน และ homogeneously กระจายอนุภาค ตามจะสังเกตได้จากโลหะผสม A356 ควรทำตามกระบวนการย่อย Liquidus หล่อ (SLC) ยุบ Mg2Si และ homogenization ของα-เมทริกซ์ส่วนใหญ่ช่วงเวลาแรก 10 นาทีความร้อนที่ 540 1C. อาจ ในโลหะผสม A357 ละลายซิลิคอนลงในเฟสαจะช้าลง และเกิดหลังจาก 50 นาทีความร้อน [25] อย่างไรก็ตาม โซลูชันรักษาความร้อนผล intermetallic สารประกอบที่ประกอบด้วยธาตุเหล็กไม่ดีสำเร็จ แม้ใน A356 โลหะมีการรายงานว่า เฟสβ-AlFeSi ยังคงมีเสถียรภาพ สอดคล้องกับงานวิจัยของเทย์เลอร์ [15] และ Gustafsson [27], ในขณะที่เฟส theπ AlFeMgSi กลายเป็นเฟสβหลังแรก 20 นาทีความร้อน ในระหว่างการแก้ปัญหา ความร้อนมีพิจารณาว่า ความแข็งของเฟสαเพิ่มขึ้น เป็นผลมาจากการสลายตัวของแมกนีเซียมและซิลิคอน อย่างไรก็ตาม ในความแข็งแรงของวัสดุ มันใช้เวลาจำเป็นในบัญชี การให้ค่าความแข็งได้รับอิทธิพลทั้งสอง โดยการเพิ่มขึ้นของแข็งαเฟส และยังความแข็งลดลงเป็นผลมาจากการเพิ่มขึ้นของขนาดเม็ดอัลฟาและซิลิคอนผลึก ข้อเท็จจริงนี้สามารถปรับค่าความแข็งบริเนล สังเกตกับผสม A356 และ A357 หลังจากนาทีที่ 20 และ 30 ของโซลูชันการรักษาความร้อน (5 รูป) ในระหว่างการแก้ปัญหาความร้อนรักษาที่ 540 1C วิวัฒนาการผสมตามลำดับถัดไป: First of all, the spheroidizing of the silicon eutectic takes place, which concludes before 5 min. The time might be 3 min as suggested by Ogris [23]. Simultaneously, the inter-metallic compounds begin to dissolve. After 10 min of heat treatment the coherent precipitates and the Mg2Si compound are totally dissolved and the α-phase becomes homogenized. The values of hardness maximized in the range from 15 min to 20 min of heat treatment, due to the dissolution of Si and Mg into the aluminium matrix.  After 20 min of solution heat treatment the π-AlSiMgFe phase has tendency to transforms into β-AlFeSi.  The silicon crystals and the alpha grains grow throughout the solution heat treatment.

ผลลัพธ์ (ไทย) 2:

การทดสอบความแข็งบริเนล (รูปที่. 5) ดำเนินการในความร้อนแก้ปัญหาตัวอย่างรับการรักษาที่ 540 1C, ผ่านช่วงเวลาที่แตกต่างกันและ Fi Nally แช่ในน้ำชี้ให้เห็นว่าค่าสูงสุดของความแข็งก็มาถึงในช่วงตั้งแต่ 15 นาทีถึง 20 นาทีของความร้อน การรักษา (66 HBW) ค่าความแข็งเหล่านี้ถูกลดลงหลังจาก 30 นาทีและ Fi Nally ยังคงอยู่เกือบตลอดหลังจาก 2 ชั่วโมงของการรักษาความร้อน ค่าความแข็งที่ได้รับด้วยโลหะผสม A357 ได้สูงกว่าของโลหะผสม A356 ที่เป็นผลกับเนื้อหาของแมกนีเซียมสูงขึ้น (รูปที่. 5) การลดลงของค่าความแข็งหลังจาก 30 นาทีของการแก้ปัญหาการรักษาความร้อนอาจจะเอ็ด Fi Justi จาก spheroidizing และการเติบโตของซิลิกอนยูเทคติกธัญพืชandαเฟส ดังแสดงในรูป 7a เป็น spheroidizing อย่างรวดเร็วพบว่าหลังจากที่แรก 15 นาทีขณะที่การเติบโตของพวกเขาช้าลงตามทฤษฎีสุกออสวอล [17] หลังจาก 2 ชั่วโมงของการรักษาความร้อน (รูป. 7b) ผลกระทบของปรากฏการณ์เหล่านี้ในค่าความแข็งได้เล็กน้อย Möller [5] และแพน [7] ได้ชี้ให้เห็นช่วงเวลาของการรักษาวิธีการแก้ปัญหาความร้อนระหว่างวันที่ 1 และ 2 ชั่วโมงที่ 540 1C, สำหรับส่วนประกอบ A356 ขืนใจในรัฐผสมสูตร ในงานนี้ค่าสูงสุดของความแข็งที่ได้รับหลังการรักษาวิธีการแก้ปัญหาความร้อน 15 นาทีที่ 540 1C ซึ่งมีความคล้ายคลึงกับผลของการ Ogris [23,24] และ Romethsch ม [25] ในช่วง Fi จะ RST 20 นาทีของการรักษาความร้อนวิธีการแก้ปัญหาที่ 540 1C หนึ่งสามารถสังเกตเห็นการเพิ่มขึ้นของความแข็งพลาสติก (Hplas) ของวัสดุหล่อเป็นผลว่าการรักษานี้เปิดใช้งานการยุบรวมและทำให้เป็นเนื้อเดียวกันของแมกนีเซียมและการเพิ่มขึ้นของซิลิกอน เนื้อหาในαเฟส (รูปที่. 6) การเพิ่มความแข็งแสดงให้เห็นว่าการแก้ปัญหาที่เป็นของแข็งจะอิ่มตัวอย่างรวดเร็วและ Mg ศรีและเสริมสร้างความเข้มแข็งการแก้ปัญหานี้มีความสำคัญมากกว่าความแข็งที่เป็นไปได้ลดลงเนื่องจากการสลายตัวของขั้นตอน intermetallic ม [26] การเปลี่ยนแปลงในลักษณะทางสัณฐานวิทยาซิลิกอนยูเทคติกที่สามารถอยู่ในฟลอริด้า uenced โดยพารามิเตอร์ที่แตกต่างกันเช่นอุณหภูมิของการรักษาความร้อนวิธีการแก้ปัญหาและขนาด / รูปร่างของอนุภาคเริ่มต้นที่ถูกกำหนดโดยเงื่อนไข Fi ไอออนบวก solidi และระดับไอออนบวก Modi Fi ของโลหะผสม ไบเล่ [17] และ Ogris [23,24] รายงานว่า spheroidizing ของอนุภาคซิลิกอนบนโลหะผสม A356 เป็นหล่อ, Modi เอ็ด Fi ที่มีธาตุโลหะชนิดหนึ่ง Fi สำเร็จรูปหลังจาก 3 นาทีของการรักษาความร้อนที่อุณหภูมิระหว่าง 500 1C และ 540 1C กลายไป จุลภาค Fi NE ซิลิคอนที่มีอนุภาคกลมและจัดจำหน่ายเป็นเนื้อเดียวกันในขณะที่สามารถสังเกตได้ในโลหะผสม A356 ขืนใจในตำบลกระบวนการหล่อ Liquidus (SLC) การสลายตัว Mg2Si และทำให้เป็นเนื้อเดียวกันของαแมทริกซ์จะเกิดขึ้นส่วนใหญ่ในช่วง Fi จะ RST 10 นาทีของการรักษาความร้อนที่ 540 1C น่าจะเป็นใน A357 โลหะผสม, การสลายซิลิกอนลงในเฟสαจะช้าลงและเกิดขึ้นหลังจาก 50 นาทีของการรักษาความร้อน [25] อย่างไรก็ตามผลการรักษาวิธีการแก้ปัญหาความร้อนในสารประกอบ intermetallic ที่มีธาตุเหล็กไม่ได้ดีขึ้นแม้ว่าในโลหะผสม A356 ได้รับรายงานว่าเฟสβ-AlFeSi ยังคงมีเสถียรภาพสอดคล้องกับงานวิจัยของเทย์เลอร์ [15] และกุสตาฟม [27 ] ในขณะที่theπ-AlFeMgSi เฟสเปลี่ยนเป็นเฟสβหลังจาก RST Fi 20 นาทีของการรักษาความร้อน ในระหว่างการรักษาวิธีการแก้ปัญหาความร้อนก็ตั้งใจว่าแข็งของαเฟสที่เพิ่มขึ้นเป็นผลมาจากแมกนีเซียมและซิลิกอนการสลายตัว อย่างไรก็ตามในความแข็งบริเนลก็เป็นสิ่งจำเป็นคำนึงถึงว่าค่าความแข็งอยู่ในฟลอริด้า uenced ทั้งจากการเพิ่มขึ้นของความแข็งαเฟสและการลดลงของความแข็งเป็นผลมาจากการเพิ่มขึ้นของขนาดและซิลิกอนอัลฟาเม็ดคริสตัล ความจริงเรื่องนี้สามารถปรับค่าความแข็งบริเนลตั้งข้อสังเกตกับ A356 และ A357 ผสมหลังจาก 20 และ 30 นาทีของการรักษาวิธีการแก้ปัญหาความร้อน (รูปที่. 5) ในระหว่างการรักษาวิธีการแก้ปัญหาความร้อนที่ 540 1C วิวัฒนาการอัลลอยตามลำดับต่อไปนี้:

ครั้งแรกของทั้งหมด spheroidizing ของซิลิกอนยูเทคติกที่จะเกิดขึ้นซึ่งได้ข้อสรุปก่อนวันที่ 5 นาที เวลาอาจจะ 3 นาทีตามที่แนะนำโดย Ogris [23] พร้อมกันสารประกอบระหว่างโลหะเริ่มที่จะละลาย.

หลังจาก 10 นาทีของการรักษาความร้อนตกตะกอนที่สอดคล้องและสารประกอบ Mg2Si ละลายทั้งหมดและαเฟสกลายเป็นหดหาย ค่าความแข็งขยายในช่วงตั้งแต่ 15 นาทีถึง 20 นาทีของการรักษาความร้อนเนื่องจากการสลายตัวของศรีและแมกนีเซียมเข้าไปในเมทริกซ์อลูมิเนียม ?

หลังจาก 20 นาทีของการรักษาวิธีการแก้ปัญหาความร้อนเฟสπ-AlSiMgFe มีแนวโน้มที่จะเปลี่ยนเป็นβ-AlFeSi ?

ผลึกซิลิกอนและเมล็ดอัลฟาเติบโตตลอดการรักษาความร้อนแก้ปัญหา