Procesy wydzielania cząstek faz umacniających z przesyconych stopów AlMgSi

Inżynieria Materiałowa 6 (8) (1) 376 380 DOI.1199/28.1.6. Copyright SIGMA-NOT MATERIALS ENGINEERING 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. Therefore, 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/t 2 ) of 00/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 właściwości 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 oddziaływania składu chemicznego oraz warunków prowadzenia procesu umacniania wydzieleniowego (temperatury i czasu) na sekwencję wydzielania faz umacniających 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 stopów. Na podstawie krzywych kalorymetrycznych oraz zależności ln(q/t 2 ) od 00/RT określono wartości energii aktywacji wydzielania lub rozpuszczania składników fazowych mikrostruktury. Słowa kluczowe: AlMgSi alloy, precipitation processes, microstructure, strengthening phases, activation energy. 1. WPROWADZENIE Właściwości 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 ]. Największe właściwości 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 [1 8]. Analiza wyników dotychczasowych badań [1 4, 7] stopów 6xxx jednoznacznie wskazuje, że oprócz składu fazowego (objętości względnej, morfologii, dyspersji i rozmieszczenia faz międzymetalicznych) na właściwości wytrzymałościowe, plastyczne oraz odporność na pękanie decydujący wpływ ma obróbka cieplna, a w szczególności umacnianie wydzieleniowe [2,, 9 19]. Mechanizm wydzielania faz międzymetalicznych z przesyconego 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, ] zaproponowali następujący schemat procesu rozpadu przesyconego roztworu stałego: α GP β β β(mg 2 Si) (1) β i β metastabilne fazy przejściowe, β(mg 2 Si) faza stabilna, równowagowa. W celu ustalenia oddziaływania składu chemicznego oraz warunków prowadzenia procesu umacniania wydzieleniowego (temperatury i czasu) na sekwencję wydzielania faz umacniających z przesyconych stopów AlMgSi wykonano badania kalorymetryczne. Określono charakterystyczne wartości temperatury wydzielania faz umacniających dla różnych wartości szybkości nagrzewania badanych stopów. Na podstawie krzywych kalorymetrycznych oraz zależności ln(q/t 2 ) od 00/RT określono wartości energii aktywacji wydzielania lub rozpuszczania składników fazowych mikrostruktury. 2. MATERIAŁ I METODYKA BADAŃ Materiał badań stanowiły techniczne stopy aluminium: 600, 6061 i 6082 z magnezem i krzemem grupa 6xxx, przeznaczone do przeróbki plastycznej. 376 INŻYNIERIA MATERIAŁOWA ROK XXXVI

Skład chemiczny stopów określono za pomocą spektrometru ARL-XTRa 3460 wyposażonego w linię spektrometryczną Al oraz wzorce umożliwiające określenie składu chemicznego tych gatunków stopów aluminium (tab. 1). Przemiany fazowe w badanych stopach określono metodą różnicowej kalorymetrii skaningowej (DSC) za pomocą kalorymetru SETARAM SETSYS Evolution-10. Próbki o masie ok. mg nagrzewano od temperatury pokojowej do 700 C ze stałą szybkością nagrzewania:,, 1, i 2 C/min. Na krzywych DSC rejestrowano efekty cieplne związane z przemianami fazowymi zachodzącymi w stanie stałym. Badania kalorymetryczne wykonano dla stopów aluminium 600, 6061 i 6082 bezpośrednio po procesie przesycania (6 C/6 h/ woda). Określono efekty cieplne związane z procesami wydzielania 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 nagrzewania. Energię aktywacji E procesu wydzielania umacniających cząstek faz przejściowych GP, β, β i równowagowej fazy β-mg 2 Si wyznaczono metodą Kissingera z uwzględnieniem równania: q E ln( ) = +const 2 (2) T RT m gdzie: q prędkość nagrzewania, K/min, T m temperatura maksymalna piku, K, R uniwersalna stała gazowa, 8,314 J/mol K, E energia aktywacji, kj/mol. Ustalono zależność pomiędzy wartością temperatury T m dla maksimum piku DSC i liniowym wzrostem wartości szybkości nagrzewania q. Przyjmując odpowiednie założenia określono związek pomiędzy wartością energii aktywacji procesu E i zależnością T m od q. Na podstawie równania Kissingera (2) opracowano wykresy zależności ln(q/t 2 ) 00/RT i określono wartości energii aktywacji wydzielania lub rozpuszczania składników fazowych mikrostruktury. Obserwacje mikrostruktury stopów prowadzono za pomocą mikroskopu świetlnego Nikon Epiphot 300. Zgłady metalograficzne przygotowano standardowymi metodami. Obserwacje mikrostruktury prowadzono na próbkach trawionych zmodyfikowanym odczynnikiem Kellera o składzie chemicznym: 2 cm 3 HF + 3 cm 3 HCl + cm 3 HNO 3 + 17 cm 3 H 2 O. 3. WYNIKI BADAŃ Każdy badany stop cechuje krzywa DSC z odpowiednim kształtem i położeniem endo- i egzotermicznych efektów cieplnych umożliwiających analizę przemian fazowych związanych z wydzielaniem bądź rozpuszczaniem składników fazowych mikrostruktury. Przykładową krzywą DSC otrzymaną podczas nagrzewania z szybkością K/min przesyconego stopu 600 przedstawiono na rysunku 1. Natomiast otrzymane dla różnych szybkości nagrzewania stopów 600, 6061 i 6082 charakterystyczne wartości czasu i temperatury przedstawiono w tabeli 2. Na krzywej DSC przesyconego i następnie starzonego stopu 600 (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 analogicznie (tab. 2). Inny charakter krzywej DSC stwierdzono tylko dla stopu 6061 o większej zawartości Cu (0,3%). Obserwowano dodatkowy pik egzotermiczny w temperaturze ~30 C (tab. 2, rys. 2) oraz endotermiczny pik 8 z maksimum w temperaturze ~80 C, który jest wynikiem rozpuszczania się eutektyki Al + β-mg 2 Si + β-al FeSi L + α H -Al 8 Fe 2 Si lub Al +β-mg 2 Si L (rys. 3). Efekty cieplne na krzywych DSC umożliwiły nie tylko prześledzenie sekwencji m Tabela 1. Skład chemiczny badanych stopów aluminium grupy 6xxx Table 1. Chemical composition of the investigated 6xxx aluminium alloys Zawartość pierwiastków, % mas. Stop Si Mg Mn Cu Fe Zn Ni Cr Ti 600 0,77 0,6 0,12 0,04 0, 0,03 0,008 0,03 0,02 6061 0,78 1,07 0,1 0,3 0,16 0,04 0,007 0,3 0,029 6082 1,0 0,76 0,6 0,02 0,16 0,01 0,004 0,023 Rys. 1. Termogram DSC przesyconego stopu 600 nagrzewanego do temperatury 62 C z szybkością K/min Fig. 1. DSC thermogram of supersaturated 600 alloy after heating up to temperature of 62 C at the rate of K/min Tabela 2. Charakterystyczne wartości temperatury poszczególnych stadiów procesu wydzielania umacniających cząstek faz z przesyconych 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 Szybkość Temperatura wydzielania, C Stop nagrzewania, C/min Strefy GP β β θ /Q β 600 6061 6082 1 1 2 1 2 183,0 194,0 198,1 3,2 23,0 262,0 28,6 296,9 242,,8 267,7 26,0 273,9 248,4 266,2 274,4 288, 29,8 289,0 301,0 308,0 283, 297,0 304,3 313,2 319,0 28,0 299,3 3,4 334,7 348, 363,0 371,1 379, 442,0 464,0 47,0 47,9 484,3 496, 00,4 13,4 21,8 461,0 481,0 02,0 08,0 wydzielania faz umacniających, ale także pozwoliły wyznaczyć wartość energii aktywacji procesu wydzielania się faz umacniających w badanych stopach. Na podstawie zależności ln(q/t 2 ) od 00/RT (rys. 4 6) określono wartości energii aktywacji wydzielania lub rozpuszczania składników 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 T m piku odpowiedzialnego za wydzielanie NR 6/1 INŻYNIERIA MATERIAŁOWA 377

Rys. 2. Termogram (DSC) przesyconego stopu 6061 nagrzewanego do temperatury 62 C z szybkością K/min Fig. 2. DSC thermogram of supersaturated 6061 alloy after heating up to temperature of 62 C at the rate of K/min Rys. 4. Wykresy Kissingera zależności ln(q/t 2 ) 00/RT dla efektów cieplnych w procesie wydzielania faz przejściowych β i β oraz równowagowej fazy β w stopie 600 Fig. 4. Kissinger s graphs for the relationship of ln(q/t 2 ) 00/RT related of transition: β, β and equilibrium: β phases (600 alloy) a) b) Rys.. Wykresy Kissingera zależności ln(q/t 2 ) 00/RT dla efektów cieplnych w procesie wydzielania faz przejściowych β, β oraz θ -Al 2 Cu lub Q -Al oraz równowagowej fazy β w stopie 6061 Fig.. Kissinger s graphs for the relationship of ln(q/t 2 ) 00/RT related of transition: β, β and θ -Al 2 Cu or Q -Al and equilibrium β phases in the 6061 alloy Rys. 3. Mikrostruktura stopu 6061 po wygrzewaniu w temperaturze 80 C/ h oraz chłodzeniu z szybkością: a), b) 2 K/min Fig. 3. Microstructure of 6061 alloy after annealing at 80 C/ h and cooled with the rate of: a), b) 2 K/min się np.: fazy β. Zwiększenie zawartości głównych pierwiastków (Mg i Si) w badanych stopach znacznie obniża temperaturę wydzielania 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 Rys. 6. Wykresy Kissingera zależności ln(q/t 2 ) 00/RT dla efektów cieplnych w procesie tworzenia stref GP oraz wydzielania przejściowych faz β i β oraz równowagowej fazy β w stopie 6082 Fig. 6. Kissinger s graphs for the relationship of ln(q/t2) 00/RT related of GP, transition β and β and equilibrium β phases in the 6082 alloy 378 INŻYNIERIA MATERIAŁOWA ROK XXXVI

Tabela 3. Energia aktywacji wydzielania się faz umacniających w badanych stopach 6xxx wyznaczona metodą Kissingera Table 3. The values of activation energy related to precipitation of strengthening phases in the examined 6xxx alloys. The values were evaluated using Kissinger s method Energia aktywacji, kj/mol Stop Strefy GP β β /Q β 600 66,6 121,8, 6061 9,3 7,4/7,6 2,7 6082 71,9 74,2 8,3 1,1 gatunkami stopów. Obserwacje mikrostruktury przedstawione w pracach opublikowanych przez autorów artykułu [6, 13 1, ] oraz analiza danych literaturowych [1,12] wskazują, że w stopie 6061 oprócz wydzieleń umacniającej fazy β-mg 2 Si mogą pojawić się także wydzielenia przejściowych faz θʹ oraz Qʹ. Poprzedzają one tworzenie się stabilnych, równowagowych faz: dwuskładnikowej θ-al 2 Cu i czteroskładnikowej Q(Al ) [12]. Dodatkowy pik egzotermiczny (pik ) jest odpowiedzialny za wydzielanie się przejściowych faz metastabilnych θʹ/qʹ. Natomiast endotermiczny pik 8 z maksimum w temperaturze ~80 C w stopach grupy 6xxx o większej zawartości Fe (0,16%) potwierdza rozpuszczanie się eutektyki: Al + β-mg 2 Si + β-al FeSi L + αʹ-al 8 Fe 2 Si lub (4) Al + β-mg 2 Si L Stwierdzono, że proces wydzielania z przesyconego stopu 6061 zachodzi według schematu: Rys. 7. Wpływ szybkości nagrzewania na temperaturę oraz czas wydzielania cząstek przejściowej fazy β w stopach aluminium grupy 6xxx Fig. 7. The effect of heating rate on the temperature and time of precipitation of transition β phase in the 6xxx group of aluminum alloys cieplnej: szybkości nagrzewania, temperatury i czasu wygrzewania oraz szybkości chłodzenia. Analiza wyników badań kalorymetrycznych (rys. 1 6) była podstawą do ustalenia schematu procesu rozpadu przesyconego roztworu stałego α-al w umacnianych wydzieleniowo stopach AlMgSi (grupa 6xxx). Stwierdzono, że w stopach 600 i 6082 proces wydzielania faz umacniających z przesyconych roztworów stałych α-al przebiega jednakowo (tab. 2). Pik 1 zarejestrowany 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 kolejnym stadium rozpadu przesyconego roztworu α-al wydzielają się cząstki metastabilnych faz pośrednich β i β (piki 4 i ) odpowiedzialnych za maksymalne umocnienie stopu 600. Cząstki faz β i β są wciąż koherentne z osnową i proces ich wydzielania poprzedza 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 600 i 6082 jest podobny do przedstawianych w literaturze dla stopów o zbliżonym składzie chemicznym [1, 7, 12] i zachodzi według schematu: α klastery GP β β β(mg 2 Si) (3) β i β metastabilne fazy przejściowe, β(mg 2 Si) faza stabilna, równowagowa. W stopie 6061 o większej zawartości Cu (0,3% Cu) na krzywej DSC obserwowano natomiast dodatkowy pik egzotermiczny w temperaturze ~30 C (rys. 2). Główną fazą umacniającą w stopie 6061 jest faza β-mg 2 Si. Jednak nie bez znaczenia pozostaje wpływ zawartości miedzi większej w porównaniu z dwoma pozostałymi α klastery strefy GP β βʹ + Qʹ/θʹ β(mg 2 Si) + Q/θ () β, βʹ, Qʹ i θʹ metastabilne fazy przejściowe, β(mg 2 Si), θ-al 2 Cu, Q(Al ) fazy stabilne, równowagowe. Zwiększenie szybkości nagrzewania stopów przesyconych powoduje, że niezależnie od ich składu chemicznego zwiększa się temperatura T m wydzielania cząstek przejściowych i stabilnych faz umacniających. Największy efekt zwiększania tej temperatury występuje w stopie 600, zwłaszcza przy dużej szybkości nagrzewania i 2 C/min (rys. 7). Energia aktywacji procesu wydzielania cząstek faz umacniających w stopach AlMgSi zależy od zawartości głównych pierwiastków stopowych. Ustalono, że wartość energii aktywacji wydzielania np.: fazy β w stopie 600 wynosi 66,6 kj/mol i zwiększa się wraz z zawartością Mg i Si do 9,3 kj/mol w stopie 6061 (tab. 3).. WNIOSKI Proces wydzielenia faz umacniających w stopach 600 i 6082 zachodzi według schematu: strefy GP β βʹ β(mg 2 Si), natomiast w stopie 6061: strefy GP β βʹ + Qʹ/θʹ β(mg 2 Si) + Q/θ. Skład chemiczny stopów oraz szybkość nagrzewania po przesyceniu wpływają na kinetykę wydzielania cząstek faz umacniających w stopach grupy 6xxx. Zwiększenie zawartości pierwiastków stopowych prowadzi do obniżenia temperatury T m wydzielania się cząstek faz β, βʹ i β, natomiast zwiększenie szybkości nagrzewania zmniejsza czas do wydzielenia się metastabilnych i równowagowych faz umacniających. Jednocześnie zwiększenie szybkości nagrzewania prowadzi do nieznacznego podwyższenia temperatury wydzielania T m cząstek faz β, βʹ, Qʹ, θʹ i β. Energia aktywacji procesu wydzielania faz umacniających w stopach aluminium grupy 6xxx zależy od zawartości głównych pierwiastków stopowych. Wartość energii aktywacji wydzielania fazy β w stopie 600 wynosi 66,6 kj/mol i zwiększa się do 9,3 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 (01) 11 17. [2] Gupta A. K., Lloyd D. J., Court S. A.: Precipitation hardening processes in Al-0.4% Mg-1.3% Si-0.2% Fe aluminum alloys. Materials Science and Engineering A301 (01) 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 precipitation characteristics in aluminum alloy 6022. Metallurgical and Materials Transactions 31A (00) 361 371. NR 6/1 INŻYNIERIA MATERIAŁOWA 379

[] 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 33. [6] Warmuzek M., Mrówka G., Sieniawski J.: Influence of heat treatment on the precipitation of the intermetallic phases in commercial AlMn1FeSi alloy. J. Mater. Proc. Technology 17-18 (04) 624 632. [7] Siddiqui R. A., Abdullah H. A., Al-Belushi K. R.: Influence of aging parameters on the mechanical properties of 6063 aluminium alloy. Journal of Materials Processing Technology 2 (00) 234 240. [8] Delmas F., Casanove M.J., Lours P., Courent A., Coujou A.: Quantitative TEM study of the precipitation microstructure in aluminium alloy Al(MgSiCu) 606 T6. Materials Science and Engineering A373 (04) 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 A (1998) 127 132. [] Ravi C., Wolverton C.: First-principles study of crystal structure and stability of Al Mg Si (Cu) precipitates. Acta Materialia 2 (04) 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 600 and 6082 aluminium alloys. Journal of Materials Processing Technology 162-163 (0) 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) () 98 7. [1] Mrówka-Nowotnik G., Sieniawski J., Nowotnik A.: Influence of precipitation strengthening process on the mechanical properties of 6082 wrought aluminium alloy. Archives of Metallurgy and Materials 1 (1) (06) 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 Materialia 39 (2) (1998) 197 3. [17] Gaber A., Gaffar M. A., Mostafa M. S., Abo Zeid E. F.: Precipitation kinetics of Al-1.12 Mg 2 Si-0.3 Si and Al-1.07 Mg 2 Si-0.33 Cu alloys. Metallurgical and Materials Transactions 36A (0) 9 6. [18] Birol Y.: DSC analysis of the precipitation reactions in the alloy AA6082. Effect of sample preparation. Journal of Thermal Analysis and Calorimetry 83 (1) (06) 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 Materialia 39 (2) (1998) 197 3. [] Mrówka-Nowotnik G.: Rola składników fazowych w kształtowaniu mikrostruktury i właściwości mechanicznych stopów aluminium grupy 6xxx. Oficyna Wydawnicza PRz, Rzeszów (12). 380 INŻYNIERIA MATERIAŁOWA ROK XXXVI