376 I N Ż Y N I E R I A M A T E R I A Ł O W A ROK XXXVI

Procesy wydzielania cząstek faz umacniających z przesyconych stopów AlMgSi

Grażyna Mrówka-Nowotnik*, Jan Sieniawski, Małgorzata Wierzbińska, Andrzej Nowotnik

Wydział Budowy Maszyn i Lotnictwa, Politechnika Rzeszowska, *mrowka@prz.edu.pl

Precipitation processes of strengthening phases’ particles from supersaturated AlMgSi alloys

The mechanical properties of aluminium alloy AlMgSi — a group 6xxx — allow them to be used in many areas of industries extensively. They are generally used for the production of medium-duty elements of aircraft structures, vehicles and rolling stock. Their highest strength properties are obtained when they were subjected to precipitation strengthening process. Despite of on-going projects carried out by many research’s units, there is a strong need to examine the effect of chemical composition, kinetic of precipitation processes from supersaturated solutions and the influence of strengthening phases on aluminium alloys mechanical properties. This is due to both the development of new alloys, as well as the constantly increasing demands on their performance. There-fore, this paper is showing the results of study devoted to determination of the impact of the chemical composition and the precipitation strengthening process parameters on the precipitation sequence of the intermetallic phases (temperature and time) of the supersaturated AlMgSi alloys. The characteristics of the supersatureted solution decomposition sequence was performed based on calorymetry study of alloys group 6xxx. Thus, the temperature of phase precipitation for different heating rate was determined. Based on the calorimetric curves and the ln(Q/T2) of 1000/RT values the values of activation energy for precipitation and dissolution of phase components were established.

Key words: stopy AlMgSi, procesy wydzielania, mikrostruktura, fazy umacniające, energia aktywacji.

Właściwości mechaniczne stopów aluminium AlMgSi — grupa 6xxx — zapewniają szerokie ich stosowanie w wielu gałęziach przemysłu. Na ogół są używane do wyrobu średnio obciążonych elementów konstrukcji lotniczych, pojazdów samochodowych oraz taboru kolejowego. Swoje największe wła-ściwości wytrzymałościowe uzyskują po procesie umacniania wydzieleniowego. Pomimo wykonanych wielu prac badawczych zagadnienia wpływu składu chemicznego, kinetyki procesu wydzielania z przesyconych roztworów i rodzaju faz umacniających są nadal aktualne. Wynika to zarówno z opracowywania nowych stopów, jak i stale zwiększających się wymagań dotyczących ich właściwości użytkowych. Dlatego podjęto badania w celu określenia oddziaływa-nia składu chemicznego oraz warunków prowadzenia procesu umacniania wydzieleniowego (temperatury i czasu) na sekwencję wydzielania faz umacnia-jących z przesyconych stopów AlMgSi. Charakterystykę przemian zachodzących w mikrostrukturze przesyconych stopów AlMgSi pod wpływem zmiany składu chemicznego i warunków obróbki cieplnej ustalono w badaniach kalorymetrycznych. Ustalono także sekwencję procesu rozpadu przesyconych stopów grupy 6xxx. Określono charakterystyczne wartości temperatury wydzielania faz umacniających dla różnych szybkości nagrzewania badanych sto-pów. Na podstawie krzywych kalorymetrycznych oraz zależności ln(q/T2) od 1000/RT określono wartości energii aktywacji wydzielania lub rozpuszczania składników fazowych mikrostruktury.

Słowa kluczowe: AlMgSi alloy, precipitation processes, microstructure, strengthening phases, activation energy.

Inżynieria Materiałowa 6 (208) (2015) 376÷380DOI 10.15199/28.2015.6.5© Copyright SIGMA-NOT MATERIALS ENGINEERING

1. WPROWADZENIEWłaściwości mechaniczne stopów aluminium AlMgSi z grupy 6xxx zapewniają szerokie ich stosowanie w wielu gałęziach przemysłu. Na ogół są używane do wyrobu średnio obciążonych elementów konstrukcji lotniczych, pojazdów samochodowych oraz taboru kolejowego [1÷5]. Największe właściwości wytrzymałościowe uzyskują po procesie umacniania wydzieleniowego. Pomimo wy-konanych wielu prac badawczych zagadnienia wpływu składu che-micznego, kinetyki procesu wydzielania z przesyconych roztworów i rodzaju faz umacniających są nadal aktualne. Wynika to zarówno z opracowywania nowych stopów, jak i stale zwiększających się wymagań dotyczących ich właściwości użytkowych [1÷8].

Analiza wyników dotychczasowych badań [1÷4, 7] stopów 6xxx jednoznacznie wskazuje, że oprócz składu fazowego (obję-tości względnej, morfologii, dyspersji i rozmieszczenia faz mię-dzymetalicznych) na właściwości wytrzymałościowe, plastyczne oraz odporność na pękanie decydujący wpływ ma obróbka cieplna, a w szczególności umacnianie wydzieleniowe [2, 5, 9÷19].

Mechanizm wydzielania faz międzymetalicznych z przesycone-go roztworu α-Al jest podstawą do uzyskania dobrych właściwości mechanicznych. Umacnianie stopów AlMgSi następuje wskutek wydzielania się metastabilnych faz przejściowych oraz tworzenia się stabilnych faz równowagowych [1÷4]. Edwards [11] i wsp. [7,

8, 10] zaproponowali następujący schemat procesu rozpadu przesy-conego roztworu stałego:

α → GP → β″ → β′ → β(Mg2Si) (1)gdzie: α – przesycony roztwór stały, GP – strefy Guiniera-Prestona, β″ i β′ – metastabilne fazy przejściowe, β(Mg2Si) – faza stabilna, równowagowa.

W celu ustalenia oddziaływania składu chemicznego oraz wa-runków prowadzenia procesu umacniania wydzieleniowego (tem-peratury i czasu) na sekwencję wydzielania faz umacniających z przesyconych stopów AlMgSi wykonano badania kalorymetrycz-ne. Określono charakterystyczne wartości temperatury wydzielania faz umacniających dla różnych wartości szybkości nagrzewania ba-danych stopów. Na podstawie krzywych kalorymetrycznych oraz zależności ln(q/T2) od 1000/RT określono wartości energii akty-wacji wydzielania lub rozpuszczania składników fazowych mikro-struktury.

2. MATERIAŁ I METODYKA BADAŃ

Materiał badań stanowiły techniczne stopy aluminium: 6005, 6061 i 6082 z magnezem i krzemem — grupa 6xxx, przeznaczone do przeróbki plastycznej.

NR 6/2015 I N Ż Y N I E R I A M A T E R I A Ł O W A 377

Skład chemiczny stopów określono za pomocą spektrometru ARL-XTRa 3460 wyposażonego w linię spektrometryczną Al oraz wzorce umożliwiające określenie składu chemicznego tych gatun-ków stopów aluminium (tab. 1).

Przemiany fazowe w badanych stopach określono metodą róż-nicowej kalorymetrii skaningowej (DSC) za pomocą kalorymetru SETARAM SETSYS Evolution-1200. Próbki o masie ok. 150 mg nagrzewano od temperatury pokojowej do 700°C ze stałą szybko-ścią nagrzewania: 5, 10, 15, 20 i 25°C/min. Na krzywych DSC reje-strowano efekty cieplne związane z przemianami fazowymi zacho-dzącymi w stanie stałym.

Badania kalorymetryczne wykonano dla stopów aluminium 6005, 6061 i 6082 bezpośrednio po procesie przesycania (565°C/6 h/woda). Określono efekty cieplne związane z procesami wydzie-lania cząstek faz umacniających z przesyconego roztworu stałego α-Al. Wyniki badań przedstawiono w postaci krzywych zależności zmiany przepływu ciepła od temperatury. Stanowiły one podstawę oszacowania wstępnego liczby i rodzaju faz międzymetalicznych występujących w stopach oraz wyznaczenia sekwencji i wartości temperatury zachodzących przemian fazowych podczas nagrzewa-nia.

Energię aktywacji E procesu wydzielania umacniających czą-stek faz przejściowych GP, β″, β′ i równowagowej fazy β-Mg2Si wyznaczono metodą Kissingera z uwzględnieniem równania:

ln( )q

TE

RTm m2 = − + const

(2)

gdzie: q – prędkość nagrzewania, K/min, Tm – temperatura mak-symalna piku, K, R – uniwersalna stała gazowa, 8,3145 J/mol∙K, E – energia aktywacji, kJ/mol.

Ustalono zależność pomiędzy wartością temperatury Tm dla mak-simum piku DSC i liniowym wzrostem wartości szybkości nagrze-wania q. Przyjmując odpowiednie założenia określono związek po-między wartością energii aktywacji procesu E i zależnością Tm od q. Na podstawie równania Kissingera (2) opracowano wykresy zależ-ności ln(q/T2)–1000/RT i określono wartości energii aktywacji wy-dzielania lub rozpuszczania składników fazowych mikrostruktury.

Obserwacje mikrostruktury stopów prowadzono za pomocą mi-kroskopu świetlnego Nikon Epiphot 300. Zgłady metalograficzne przygotowano standardowymi metodami. Obserwacje mikrostruk-tury prowadzono na próbkach trawionych zmodyfikowanym od-czynnikiem Kellera o składzie chemicznym: 2 cm3 HF + 3 cm3 HCl + 20 cm3 HNO3 + 175 cm3 H2O.

3. WYNIKI BADAŃ

Każdy badany stop cechuje krzywa DSC z odpowiednim kształtem i położeniem endo- i egzotermicznych efektów cieplnych umożli-wiających analizę przemian fazowych związanych z wydzielaniem bądź rozpuszczaniem składników fazowych mikrostruktury. Przy-kładową krzywą DSC otrzymaną podczas nagrzewania z szybko-ścią 10 K/min przesyconego stopu 6005 przedstawiono na rysunku 1. Natomiast otrzymane dla różnych szybkości nagrzewania stopów 6005, 6061 i 6082 charakterystyczne wartości czasu i temperatury przedstawiono w tabeli 2.

Na krzywej DSC przesyconego i następnie starzonego stopu 6005 (rys. 1) zarejestrowano sześć pików egzotermicznych (1÷6) i jeden endotermiczny (7). Proces wydzielania faz umacniających w stopie 6082 z przesyconego roztworu stałego α-Al przebiega ana-logicznie (tab. 2).

Inny charakter krzywej DSC stwierdzono tylko dla stopu 6061 o większej zawartości Cu (0,35%). Obserwowano dodatkowy pik egzotermiczny w temperaturze ~350°C (tab. 2, rys. 2) oraz endoter-miczny pik 8 z maksimum w temperaturze ~580°C, który jest wyni-kiem rozpuszczania się eutektyki Al + β-Mg2Si + β-Al5FeSi → L + αH-Al8Fe2Si lub Al +β-Mg2Si → L (rys. 3). Efekty cieplne na krzywych DSC umożliwiły nie tylko prześledzenie sekwencji

Tabela 1. Skład chemiczny badanych stopów aluminium grupy 6xxx Table 1. Chemical composition of the investigated 6xxx aluminium alloys

StopZawartość pierwiastków, % mas.

Si Mg Mn Cu Fe Zn Ni Cr Ti

6005 0,77 0,56 0,12 0,04 0,20 0,03 0,008 0,03 0,02

6061 0,78 1,07 0,15 0,35 0,16 0,04 0,007 0,35 0,029

6082 1,0 0,76 0,56 0,02 0,16 0,01 0,004 — 0,023

Rys. 1. Termogram DSC przesyconego stopu 6005 nagrzewanego do temperatury 625°C z szybkością 10 K/minFig. 1. DSC thermogram of supersaturated 6005 alloy after heating up to temperature of 625°C at the rate of 10 K/min

Tabela 2. Charakterystyczne wartości temperatury poszczególnych stadiów procesu wydzielania umacniających cząstek faz z przesyco-nych stopów aluminium grupy 6xxx Table 2. The values of temperature’s peaks corresponding to the stages of formation of strengthening phases from the supersaturated 6xxx group aluminum alloys

StopSzybkość

nagrzewania, °C/min

Temperatura wydzielania, °C

Strefy GP β″ β′ θ′/Q′ β

6005

5101520

————

253,0262,0285,6296,9

289,0301,0308,0

————

442,0464,0457,0457,9

6061

510152025

—————

242,5250,8267,7265,0273,9

283,5297,0304,3313,2319,0

334,7348,5363,0371,1379,5

484,3496,5500,4513,4521,8

6082

510152025

183,0194,0198,1203,2

248,4266,2274,4288,5295,8

285,0299,3310,4

—————

461,0481,0502,0508,0

wydzielania faz umacniających, ale także pozwoliły wyznaczyć wartość energii aktywacji procesu wydzielania się faz umacniają-cych w badanych stopach.

Na podstawie zależności ln(q/T2) od 1000/RT (rys. 4÷6) określo-no wartości energii aktywacji wydzielania lub rozpuszczania skład-ników fazowych mikrostruktury. Stwierdzono, że skład chemiczny stopów (zawartość Mg, Si, Mn i Cu) wpływa na wartość energii aktywacji wydzielania się faz umacniających (tab. 3).

Stwierdzono, że nie tylko zwiększenie szybkości nagrzewania podwyższa temperaturę Tm piku odpowiedzialnego za wydzielanie

378 I N Ż Y N I E R I A M A T E R I A Ł O W A ROK XXXVI

Rys. 2. Termogram (DSC) przesyconego stopu 6061 nagrzewanego do

temperatury 625°C z szybkością 10 K/minFig. 2. DSC thermogram of supersaturated 6061 alloy after heating up to temperature of 625°C at the rate of 10 K/min

a)

b)

Rys. 3. Mikrostruktura stopu 6061 po wygrzewaniu w temperaturze

580°C/5 h oraz chłodzeniu z szybkością: a) 10, b) 25 K/minFig. 3. Microstructure of 6061 alloy after annealing at 580°C/5 h and cooled with the rate of: a) 10, b) 25 K/min

Rys. 4. Wykresy Kissingera zależności ln(q/T2)–1000/RT dla efektów

cieplnych w procesie wydzielania faz przejściowych β″ i β′ oraz rów-nowagowej fazy β w stopie 6005 Fig. 4. Kissinger’s graphs for the relationship of ln(q/T2)–1000/RT relat-ed to the observed heat effects associated with the precipitation processes of transition: β″, β′ and equilibrium: β phases (6005 alloy)

Rys. 5. Wykresy Kissingera zależności ln(q/T2)–1000/RT dla efek-tów cieplnych w procesie wydzielania faz przejściowych β″, β′ oraz θ′-Al2Cu lub Q′-Al5Cu2Mg8Si6 oraz równowagowej fazy β w stopie 6061Fig. 5. Kissinger’s graphs for the relationship of ln(q/T2)–1000/RT relat-ed to the observed heat effects associated with the precipitation processes of transition: β″, β′ and θ′-Al2Cu or Q′-Al5Cu2Mg8Si6 and equilibrium β phases in the 6061 alloy

Rys. 6. Wykresy Kissingera zależności ln(q/T2)–1000/RT dla efektów cieplnych w procesie tworzenia stref GP oraz wydzielania przejścio-wych faz β″ i β′ oraz równowagowej fazy β w stopie 6082Fig. 6. Kissinger’s graphs for the relationship of ln(q/T2) – 1000/RT re-lated to the observed heat effects associated with the precipitation pro-cesses of GP, transition β″ and β′ and equilibrium β phases in the 6082 alloy

się np.: fazy β″. Zwiększenie zawartości głównych pierwiastków (Mg i Si) w badanych stopach znacznie obniża temperaturę wydzie-lania cząstek fazy β″ (rys. 7).

4. DYSKUSJA WYNIKÓW

Procesy wydzielania cząstek faz umacniających z przesyconego roztworu stałego stopów aluminium 6xxx zależą od ich składu chemicznego, głównie zawartości pierwiastków tworzących fazy umacniające (Mg, Si i Cu), oraz warunków prowadzenia obróbki

a)

b)

NR 6/2015 I N Ż Y N I E R I A M A T E R I A Ł O W A 379

cieplnej: szybkości nagrzewania, temperatury i czasu wygrzewania oraz szybkości chłodzenia. Analiza wyników badań kalorymetrycz-nych (rys. 1÷6) była podstawą do ustalenia schematu procesu roz-padu przesyconego roztworu stałego α-Al w umacnianych wydzie-leniowo stopach AlMgSi (grupa 6xxx). Stwierdzono, że w stopach 6005 i 6082 proces wydzielania faz umacniających z przesyconych roztworów stałych α-Al przebiega jednakowo (tab. 2). Pik 1 zare-jestrowany na krzywej DSC (rys. 1) jest wynikiem powstawania skupisk (klasterów) atomów Mg i Si. Są one koherentne z osnową i tworzą strefy GP1 — pik 2 oraz strefy GP2 — pik 3. W kolej-nym stadium rozpadu przesyconego roztworu α-Al wydzielają się cząstki metastabilnych faz pośrednich β″ i β′ (piki 4 i 5) odpowie-dzialnych za maksymalne umocnienie stopu 6005. Cząstki faz β″ i β′ są wciąż koherentne z osnową i proces ich wydzielania poprze-dza tworzenie się stabilnej, równowagowej fazy β (niekoherentnej z osnową) — pik 6 oraz cząstek wolnego Si. Endotermiczny pik 7 jest spowodowany rozpuszczaniem się cząstek równowagowej fazy β oraz cząstek Si. Proces rozpadu przesyconego roztworu stałego α-Al w umacnianych wydzieleniowo stopach 6005 i 6082 jest po-dobny do przedstawianych w literaturze dla stopów o zbliżonym składzie chemicznym [1, 7, 12] i zachodzi według schematu:

α → klastery → GP → β″ → β′→ β(Mg2Si) (3)gdzie: α – przesycony roztwór stały, GP – strefy Guiniera-Prestona, β″ i β′ – metastabilne fazy przejściowe, β(Mg2Si) – faza stabilna, równowagowa.

W stopie 6061 o większej zawartości Cu (0,35% Cu) na krzy-wej DSC obserwowano natomiast dodatkowy pik egzotermiczny w temperaturze ~350°C (rys. 2). Główną fazą umacniającą w stopie 6061 jest faza β-Mg2Si. Jednak nie bez znaczenia pozostaje wpływ zawartości miedzi — większej w porównaniu z dwoma pozostałymi

gatunkami stopów. Obserwacje mikrostruktury przedstawione w pracach opublikowanych przez autorów artykułu [6, 13÷15, 20] oraz analiza danych literaturowych [1÷5,12] wskazują, że w stopie 6061 oprócz wydzieleń umacniającej fazy β-Mg2Si mogą pojawić się także wydzielenia przejściowych faz θʹ oraz Qʹ. Poprzedzają one tworzenie się stabilnych, równowagowych faz: dwuskładnikowej θ-Al2Cu i czteroskładnikowej Q(Al5Cu2Mg8Si6) [12]. Dodatkowy pik egzotermiczny (pik 5) jest odpowiedzialny za wydzielanie się przejściowych faz metastabilnych θʹ/Qʹ. Natomiast endotermiczny pik 8 z maksimum w temperaturze ~580°C w stopach grupy 6xxx o większej zawartości Fe (0,16%) potwierdza rozpuszczanie się eu-tektyki: Al + β-Mg2Si + β-Al5FeSi → L + αʹ-Al8Fe2Si lub

Al + β-Mg2Si → L

(4)

Stwierdzono, że proces wydzielania z przesyconego stopu 6061 zachodzi według schematu:

α → klastery → strefy GP → β″ → βʹ + Qʹ/θʹ → β(Mg2Si) + Q/θ (5)gdzie: α – przesycony roztwór stały, GP – strefy Guiniera-Prestona, β″, βʹ, Qʹ i θʹ – metastabilne fazy przejściowe, β(Mg2Si), θ-Al2Cu, Q(Al5Cu2Mg8Si6) – fazy stabilne, równowagowe.

Zwiększenie szybkości nagrzewania stopów przesyconych po-woduje, że niezależnie od ich składu chemicznego zwiększa się temperatura Tm wydzielania cząstek przejściowych i stabilnych faz umacniających. Największy efekt zwiększania tej temperatury wy-stępuje w stopie 6005, zwłaszcza przy dużej szybkości nagrzewania — 20 i 25°C/min (rys. 7).

Energia aktywacji procesu wydzielania cząstek faz umacniają-cych w stopach AlMgSi zależy od zawartości głównych pierwiast-ków stopowych. Ustalono, że wartość energii aktywacji wydziela-nia np.: fazy β″ w stopie 6005 wynosi 66,6 kJ/mol i zwiększa się wraz z zawartością Mg i Si do 95,3 kJ/mol w stopie 6061 (tab. 3).

5. WNIOSKI

Proces wydzielenia faz umacniających w stopach 6005 i 6082 zacho-dzi według schematu: strefy GP → β″ → βʹ → β(Mg2Si), natomiast w stopie 6061: strefy GP → β″ → βʹ + Qʹ/θʹ → β(Mg2Si) + Q/θ.

Skład chemiczny stopów oraz szybkość nagrzewania po prze-syceniu wpływają na kinetykę wydzielania cząstek faz umacniają-cych w stopach grupy 6xxx. Zwiększenie zawartości pierwiastków stopowych prowadzi do obniżenia temperatury Tm wydzielania się cząstek faz β″, βʹ i β, natomiast zwiększenie szybkości nagrzewa-nia zmniejsza czas do wydzielenia się metastabilnych i równowa-gowych faz umacniających. Jednocześnie zwiększenie szybkości nagrzewania prowadzi do nieznacznego podwyższenia temperatury wydzielania Tm cząstek faz β″, βʹ, Qʹ, θʹ i β.

Energia aktywacji procesu wydzielania faz umacniających w sto-pach aluminium grupy 6xxx zależy od zawartości głównych pier-wiastków stopowych. Wartość energii aktywacji wydzielania fazy β″ w stopie 6005 wynosi 66,6 kJ/mol i zwiększa się do 95,3 kJ/mol wraz z zawartością Mg (1,07%) i Si (0,78%) w stopie 6061.

LITERATURA

[1] Gupta A. K., Lloyd D. J., Court S. A.: Precipitation hardening in Al–Mg–Si alloys with and without excess Si. Materials Science and Engineering A316 (2001) 11÷17.

[2] Gupta A. K., Lloyd D. J., Court S. A.: Precipitation hardening processes in Al-0.4% Mg-1.3% Si-0.25% Fe aluminum alloys. Materials Science and Engineering A301 (2001) 140÷146.

[3] Edwards G. A., Stiller K., Dunlop G. L., Couper M. J.: The precipitation sequence in Al–Mg–Si alloys. Acta Materialia 46 (11) (1998) 3893÷3904.

[4] Miao W. F., Laughlin D. E.: Effects of Cu content and presaging on pre-cipitation characteristics in aluminum alloy 6022. Metallurgical and Mate-rials Transactions 31A (2000) 361÷371.

Tabela 3. Energia aktywacji wydzielania się faz umacniających w ba-danych stopach 6xxx wyznaczona metodą KissingeraTable 3. The values of activation energy related to precipitation of strengthening phases in the examined 6xxx alloys. The values were eval-uated using Kissinger’s method

StopEnergia aktywacji, kJ/mol

Strefy GP β″ β′/Q′ β

6005 — 66,6 121,8 105,5

6061 — 95,3 107,4/107,6 202,7

6082 71,9 74,2 108,3 120,1

Rys. 7. Wpływ szybkości nagrzewania na temperaturę oraz czas wy-dzielania cząstek przejściowej fazy β″ w stopach aluminium grupy 6xxx Fig. 7. The effect of heating rate on the temperature and time of precipi-tation of transition β″ phase in the 6xxx group of aluminum alloys

380 I N Ż Y N I E R I A M A T E R I A Ł O W A ROK XXXVI

[5] Zhen L., Kang S. B.: DSC analyses of the precipitation behaviour of two Al–Mg–Si alloys naturally aged for different times. Materials Letters 37 (1998) 349÷353.

[6] Warmuzek M., Mrówka G., Sieniawski J.: Influence of heat treatment on the precipitation of the intermetallic phases in commercial AlMn1FeSi al-loy. J. Mater. Proc. Technology 157-158 (2004) 624÷632.

[7] Siddiqui R. A., Abdullah H. A., Al-Belushi K. R.: Influence of aging pa-rameters on the mechanical properties of 6063 aluminium alloy. Journal of Materials Processing Technology 102 (2000) 234÷240.

[8] Delmas F., Casanove M.J., Lours P., Courent A., Coujou A.: Quantita-tive TEM study of the precipitation microstructure in aluminium alloy Al(MgSiCu) 6056 T6. Materials Science and Engineering A373 (2004) 80÷89.

[9] Murayama M., Hono K., Saga M., Kikuchi M.: Atom probe studies on the early stages of precipitation in Al–Mg–Si alloys. Materials Science and Engineering A250 (1998) 127÷132.

[10] Ravi C., Wolverton C.: First-principles study of crystal structure and stabil-ity of Al–Mg–Si–(Cu) precipitates. Acta Materialia 52 (2004) 4213÷4227.

[11] Edwards G. A., Stiller K., Dunlop G. L., Couper M. J.: The precipitation sequence in Al–Mg–Si alloys. Acta Materialia 46 (11) (1998) 3893÷3904.

[12] Miao W. F., Laughlin D. E.: Precipitation hardening in aluminum alloy 6022. Scripta Materialia 40 (7) (1999) 873÷878.

[13] Mrówka-Nowotnik G., Sieniawski J.: Influence of heat treatment on the micrustructure and mechanical properties of 6005 and 6082 aluminium

alloys. Journal of Materials Processing Technology 162-163 (2005) 367÷372.

[14] Mrówka-Nowotnik G.: Influence of chemical composition variation and heat treatment on microstructure and mechanical properties of 6xxx alloys. Archives of Materials Science and Engineering 46 (2) (2010) 98÷107.

[15] Mrówka-Nowotnik G., Sieniawski J., Nowotnik A.: Influence of precipita-tion strengthening process on the mechanical properties of 6082 wrought aluminium alloy. Archives of Metallurgy and Materials 51 (1) (2006) 33÷36.

[16] Biroli G., Caglioti G., Martini L., Riontino G.: Precipitation kinetics of AA4032 and AA6082 a comparison based on DSC and TEM. Scripta Ma-terialia 39 (2) (1998) 197÷203.

[17] Gaber A., Gaffar M. A., Mostafa M. S., Abo Zeid E. F.: Precipitation kinet-ics of Al-1.12 Mg2Si-0.35 Si and Al-1.07 Mg2Si-0.33 Cu alloys. Metallur-gical and Materials Transactions 36A (2005) 2059÷2065.

[18] Birol Y.: DSC analysis of the precipitation reactions in the alloy AA6082. Effect of sample preparation. Journal of Thermal Analysis and Calorim-etry 83 (1) (2006) 219÷222.

[19] Biroli G., Caglioti G., Martini L., Riontino G.: Precipitation kinetics of AA4032 and AA6082 a comparison based on DSC and TEM. Scripta Ma-terialia 39 (2) (1998) 197÷203.

[20] Mrówka-Nowotnik G.: Rola składników fazowych w kształtowaniu mik-rostruktury i właściwości mechanicznych stopów aluminium grupy 6xxx. Oficyna Wydawnicza PRz, Rzeszów (2012).