Vliv tepelně-mechanického zpracování na mechanické vlastnosti nové obrobitelné slitiny Al.CuSnBi

Transkript

1 Vliv tepelně-mechanického zpracování na mechanické vlastnosti nové obrobitelné slitiny Al.CuSnBi Jiří Faltus a), Karel Plaček b), Ivana Stulíková c), Bohumil Smola c), Peter Sláma a) a) VÚK Panenské Břežany, s.r.o., 25 7 Odolena Voda, ČR, vuk@volny.cz b) Alcan - Extrusions,s.r.o., Ústecká 37, 45 1 Děčín 5,ČR, placek.karel@alcan.com c) MFF UK, Ke Karlovu 5, Praha 2,ČR, stulik@cuckoo.karlov.mff.cz Abstrakt Firma Alcan Děčín - Extrusions, s.r.o. zavedla na trh novou obrobitelnou slitinu Al.CuSnBi (AA 2111B) s obchodním názvem Stanal 37, jako bezolovnatou alternativu komerční slitiny Al.Cu6BiPb (EN.AW-211). Na rozdíl od komerční slitiny, která obsahuje olovo,5-,6 % a vizmut,3-,6 %, je olovo v nové slitině nahrazeno netoxickým cínem Sn,3-,7 %. Nová slitina má obrobitelnost při soustružení stejnou nebo lepší než stávající komerční obrobitelné slitiny Al.Cu6BiPb. Přítomnost cínu v nové slitině Al.CuSnBi nejen zlepšuje obrobitelnost, ale také zvyšuje pevnostní vlastnosti (R p,2 a R m ) slitiny. Korozní odolnost slitiny v běžném prostředí se přítomností cínu zásadním způsobem nemění. Při zavádění slitiny Al.CuSnBi do technické praxe se u některých aplikací projevily potíže související s poněkud nižšími plastickými vlastnostmi nové slitiny oproti slitině Al.Cu6BiPb. Článek se zabývá vlivem tepelně - mechanického zpracování na mechanické vlastnosti a zlepšení plastických vlastností nové slitiny. Výsledky přispěly k rozšíření základních znalostí o systému na bázi hliníku Al-Cu-Sn. Abstract Alcan Děčín - Extrusions, first in Europe, put into manufacture new free-cutting Al.CuSnBi alloy (AA2111B) as lead-free option to free-cutting leaded Al.Cu6BiPb alloy (EN.AW-211). Machinability of new alloy is the same or ever better than of the existing free-cutting alloy Al.Cu6BiPb containing lead. The presence of tin in the new alloy Al.CuSnBi does not only improve its machinability but also increases mechanical properties in temper T6 in contrast to Al.Cu6BiPb alloy in the same temper. Corrosion resistance of the alloy in normal environment does not fundamentally change with the presence of tin. Present paper deals with the influence of thermo-mechanical treatment on mechanical properties and improvement plastic properties of the AlCuSnBi alloy. The results contributed to the enlarging of fundamental knowledge about aluminium system of type Al-Cu-Sn. 1. Úvod Při zpracování na obráběcích automatech je nutné používat materiály, které mají zaručenou obrobitelnost zejména z hlediska utváření třísek. Ve světě se vyrábí a všeobecně komerčně využívá obrobitelná hliníková slitina AlCu6BiPb. Tato slitina na bázi Al-Cu obsahuje olovo a vizmut v množství kolem,5 hm. % jako přísady zlepšující obrobitelnost. Tyto prvky vytvářejí ve struktuře slitiny dispersní nízkotavitelné eutektické fáze. Během obrábění při lokálním zvýšení teploty v oblasti řezného nástroje dochází k jejich natavení a tím k snadnějšímu oddělování (porušování) materiálu a lámavosti třísek. Tyto fáze zjemňují morfologii třísky, zlepšují jakost povrchu a snižují energii potřebnou k obrábění. Snížením třecích sil zabraňují tvorbě nárůstků na čele nástroje, snižují opotřebení nástroje a snižují energetickou náročnost při obrábění. 1

2 Olovo je pro lidský organismus škodlivé. Nepříznivě ovlivňuje hematologický a nervový systém, má nepříznivé účinky na činnost ledvin a dalších orgánů. Tato skutečnost vyvolala ekologické tlaky na snížení povoleného obsahu olova ve vodě, potravinách a v celém životním prostředí. Postupně se rovněž zpřísňují normy na úroveň obsahu olova ve slitinách, zejména v těch, které se používají pro rozvod vody, přicházejí do styku s potravinami a ve slitinách pro dopravní strojírenství. Naše předcházející práce vedly k tomu, že v obrobitelné slitině Al.Cu6BiPb lze toxické olovo nahradit netoxickým cínem [1]. Podobně jako Pb s Bi, vytváří i cín s vizmutem ve struktuře nové slitiny dispersní nízkotavitelné eutektické fáze zajišťující vynikající obrobitelnost. Nová slitina Al.CuSnBi (Stanal 37) má obrobitelnost na úrovni komerční slitiny Al.Cu6BiPb. Chování obou slitin při tepelně-mechanickém zpracování a jejich mechanické vlastnosti se však od sebe významně odlišují. Proč tomu tak je. Rozpustnost olova a vizmutu v hliníku je velmi malá. Tyto prvky v systému Al-Cu mají jen minimální vliv na rozpad přesyceného tuhého roztoku tohoto systému [2]. Slitina Al Cu6BiPb se tudíž při tepelně mechanickém zpracování chová podobně jako systém Al-Cu (obr.1). Rozpadovou sekvenci přesyceného tuhého roztoku tohoto systému lze schematicky popsat takto [3]: α GP1 GP2 (θ // ) θ / θ ( CuAl 2 ) Naproti tomu se cín za zvýšených teplot v hliníku částečně rozpouští a při nízkých teplotách znova vylučuje (obr. 2). Důsledkem toho je, že již malé množství Sn zásadním způsobem mění rozpadovou sekvenci přesyceného tuhého roztoku Al-Cu, potlačuje vznik GP zón za nižších teplot (pod 15 o C) a podporuje vznik hustě rozložené semikoherentí fáze θ / za zvýšených teplot [4-6]. V nové obrobitelné slitině Al.CuSnBi s obsahem Sn od,3 do,7 hm. % se část přítomného cínu rozpustí v tuhém roztoku a ovlivní rozpad přesyceného tuhého roztoku a jeho precipitační vytvrzení. Cílem prací byl výzkum tepelně-mechanického zpracování nové slitiny Al.CuSnBi a jeho vliv na mechanické vlastnosti slitiny. Tyto znalosti jsou nezbytné pro doporučení optimálního technologického zpracování polotovarů z této slitiny a při stanovení zaručovaných vlastností nového materiálu. Obr. 1 Fázový diagram Al-Cu Obr.2 Fázový diagram Al-Sn 2

3 2. Experiment Experiment proběhl paralelně na nové slitině Al.CuSnBi a komerční slitině Al.Cu6BiPb. Byly použity výlisky ze slitin běžně odlitých, lisovaných, případně tažených v provozních podmínkách Alcan Děčín Extrusions, s.r.o. Chemické složení studovaných slitin je v tab.1 Tab. 1 Chemické složení v hm. % Slitina Označení Si Fe Cu Mn Mg Ti Pb Bi Sn Al.CuSnBi AA2111B,6,15 4,67,7,6,5,14,59,37 Al.Cu6BiPb AA211,13,3 5,62,7,9,5,51,51,1 Byly studovány materiály po tepelně mechanickém zpracování a to ve stavech T3 - po rozpouštěcím žíhání, tváření za studena a přirozeném stárnutí T4 - po rozpouštěcím žíhání a přirozeném stárnutí T6 - po rozpouštěcím žíhání a umělém stárnutí T8 - po rozpouštěcím žíhání, tváření za studena a umělém stárnutí Tepelné zpracování vzorků bylo provedeno ve vzdušné laboratorní peci s cirkulací atmosféry a v laboratorní solné lázni. Strukturní vlastnosti konečných stavů se studovaly na podélných řezech pomocí světelné metalografie. Rozložení a složení fází se sledovalo metodou elektronové mikroanalýzy na rastrovacím elektronovém mikroskopu DSM 94. V režimu odražených elektronů se sledovalo rozložení fází, identifikace fází proběhla pomocí plošných rozložení jednotlivých prvků. Mechanické vlastnosti byly určeny na trhacím stroji Instron standardním způsobem na kruhových tyčích o průměru 8 mm, odebraných v podélné ose konečných tyčí a profilů. Tvrdost HV3 byla měřena na tvrdoměru Wolpert. 3. Výsledky a diskuse 3.1 Vytvrzování za zvýšených teplot, stavy T6 a T8 Vytvrzovací křivky nové slitiny Al.CuSnBi při umělém stárnutí za obvyklých teplot (14 a 16 o C) jsou, oproti slitině Al.Cu6BiPb (AA211), posunuty k vyšším hodnotám (obr. 3). Cín přítomný ve slitině Al.CuSnBi se při teplotách rozpouštěcího žíhání (RŽ) kolem o C v hliníkové matrici částečně rozpouští (viz obr..2) a v průběhu kalení nebo bezprostředně po něm opět vylučuje v podobě drobných shluků či precipitátů, které na sebe váží zamrznuté vakance. Vlivem nedostatku pohyblivých vakancí se zhoršuje difuzivita atomů mědi v hliníku. Sekvence rozpadu přesyceného tuhého roztoku Al-Cu se neodehrává běžným postupem, ale při rozpadu hned vzniká hustě rozložená semikoherentní fáze θ /, vyloučená na zárodcích cínu či v jejich bezprostředním okolí (obr. 2a) [6-9]. Vlivem velké hustoty těchto fází je jejich vytvrzující účinek podstatně vyšší než fází, vzniklých běžným rozpadem systému Al-Cu [9]. Slitina Al.CuSnBi ve stavu T6 tak vykazuje vyšší pevnostní hodnoty oproti komerční slitině Al Cu6BiPb i přesto, že nová slitina má zpravidla poněkud nižší nominální obsah mědi (4,6-5 %) oproti 5,6-6 % ve slitině Al.Cu6BiPb. 3

4 15 15 HV Stanal 37 AA 211 US: 14 o C 6 po sep.rz a kalení Umělé stárnutí při 14 C v [h] HV Stanal 37 AA 211 US: 16 o C po sep.rz a kalení Umělé stárnutí při 16 C v [h] Obr. 3 Vytvrzovací křivky slitin Al.CuSnBi a Al.Cu6BiPb při teplotách 14 a 16 o C. Režim rozpouštěcího žíhání: Al.CuSnBi 52 o C x 1 h, Al.Cu6BiPb 53 o C x 1 h s následným zakalením do vody Vliv plastické deformace po RŽ. Vysoká účinnost precipitačního vytvrzení slitiny Al.CuSnBi při umělém stárnutí se vlivem malé plastické deformace (2 %) po zakalení výrazně snižuje. Například lisovaná tyč pr. 3 mm má po rozpouštěcím žíhání 52 o C x 1 h a umělém stárnutí režimem 16 o C x 12 h meze R p,2 = 349 MPa a R m = 43 MPa, s vloženou plastickou deformací tažením 4,5 % poklesnou tyto meze na hodnoty R p,2 = 3 MPa a R m = 385 MPa (obr.4). S rostoucí plastickou deformací tažením v rozmezí 2-11 % se pokles pevnosti zvyšuje (obr. 5). I když v současné době jednoznačný důkaz o mechanizmu tohoto jevu prozatím chybí je pravděpodobné toto vysvětlení : Dislokace vznikající při plastické deformaci rekombinují s vakancemi vázanými na shluky či drobné precipitáty cínu, čímž tyto zárodky nebo precipitáty ztrácejí vlastnosti, které vedou ke snadnému vylučování semikoherentních fází θ / v jejich okolí či na nich. Klesá tak počet zárodků cínu na kterých se vylučují fáze θ /, což vede i k poklesu hustoty těchto fází a jejich zhrubnutí, takže se jejich vytvrzující účinek zmenšuje [9]. Oproti slitině Al.Cu6BiPb u které se meze R p,2 a R m po vložené plastické deformaci po RŽ (stav T8) zvyšují oproti stavu T6, nevykazuje slitina Al CuSnBi zvýšení, naopak stav T8 má nižší hodnoty R p,2 a R m než stav T6. Rp,2, [MPa], A, Z [%] ,1 15,8 12,3 Stav 1 T8 Stav 2 T6 Rp,2 A Z Obr.4 Mechanické vlastnosti lisované tyče pr. 3 mm ze slitiny Al.CuSnBi ve stavu T6 (RŽ 52 o Cx 1 h + US 16 o C x 16 h) a ve stavu T8 ((RŽ 52 o Cx 1 h + plastická deformace 4,5 % + US 16 o C x 16 h) 3,4 Snížení Rp,2 a [MPa] Vložená plastická deformace tažením [%] Rp,2 Obr.5 Snižování hodnot R p,2 a R m slitiny Al.CuSnBi ve stavu T8 oproti stavu T6 s rostoucí plastickou deformací po rozpouštěcím žíhání 3.2 Vytvrzování za pokojové teploty, stavy T4 a T3 Na rozdíl od slitiny Al.Cu6BiPb se slitina Al.CuSnBi během přirozeného stárnutí téměř nevytvrzuje (obr. 6). Rozpad přesyceného tuhého roztoku systému Al-Cu za pokojových teplot je spojen se vznikem GP1 zón za výrazné podpory přebytku zamrznutých vakancí. Jiná situace je v systému Al-Cu-Sn. Vlivem nedostatku pohyblivých vakancí, vázaných na shluky cínových atomů je přesycený tuhý roztok systému Al-Cu-Sn oproti systému Al-Cu za 4

5 pokojových teplot podstatně stabilnější a prakticky se nerozpadá [6]. Důsledkem toho je, že slitina Al.CuSnBi ve stavu T4 vykazuje nízkou pevnost (R p,2 = 94 MPa a R m = 246 MPa) oproti slitině Al.Cu6BiPb ve stejném stavu (R p,2 = 195 MPa a R m = 311 MPa). Při aplikaci plastické deformace za studena, po RŽ a přirozeném stárnutí (stav T3) se vlivem zvýšené hustoty pohyblivých vakancí a tím uvolnění rozpadu tuhého roztoku vznikem GP1 zón, pevnostní vlastnosti slitiny poněkud zvýší (obr. 7). Na rozdíl od slitiny Al.Cu6BiPb, která se v technické praxi ve stavech T4 a T3 používá, je toto tepelně mechanické zpracování slitiny Al.CuSnBi pro nízké pevnostní vlastnosti technicky nevýznamné Tvrdost HV AA Stanal po,1 sep.rz a kalení Doba prirozeného stárnutí [h] Rp,2, [MPa], A, Z [%] ,4 53,2 3,6 26,2 Savy T4 a T3 Rp,2 A Z Obr.6 Změna tvrdosti HV3 s dobou přirozeného stárnutí u slitin Al.CuSnBi a Al.Cu6BiPb Obr.7 Porovnání mechanických vlastností tyče pr.3 mm ze slitiny Al.CuSnBi ve stavu T4 a T3 (s vloženou plastickou deformací 4,3 % po RŽ) 3.3 Vliv teploty rozpouštěcího žíhání a teploty kalení Na rozdíl od slitiny Al.Cu6BiPb mají lisované tyče a profily z nové slitiny Al.CuSnBi při kalení sklon praskat centrálními trhlinami (obr. 8). K praskání, které je vyvoláno teplotním pnutím, zpravidla nedochází pod teplotou 525 o C. K zabránění praskavosti výlisků z nové slitiny Al.CuSnBi po kalení je nutné snížit buď teplotu RŽ nebo teplotu kalení. Vliv snížení těchto teplot na mechanické vlastnosti slitiny bylo tudíž nutné studovat. Obr. 8 Typický vzhled trhliny lisované tyče pr. 36 mm ze slitiny Al.CuSnBi po kalení z teploty 53 o C, (podle [11]) Vliv teploty RŽ. S rostoucí teplotou RŽ v rozmezí teplot 51 až 545 o C se pevnost R m slitiny neustále výrazně zvyšuje za současného poklesu tažnosti A (obr. 9). Vlastnosti slitiny lze vysvětlit následujícím způsobem. Rozpustnost cínu v hliníku se v intervalu teplot 515 až 545. o C, běžně používaných při RŽ slitin typu Al-Cu, výrazně mění. S rostoucí teplotou se rozpustnost Sn zvyšuje z cca,8 hm. % při 515. o C na cca,1 hm. % při 545. o C tedy o cca 2 %. Vyšší množství cínu v tuhém roztoku vede zřejmě k zvýšení hustoty vyloučených shluků atomů cínu při následném ochlazení. Důsledkem je zvyšování hustoty a zjemňování vyloučené fáze θ / a tudíž zvyšování jejího zpevňujícího účinku. Z toho důvodu slitina s rostoucí teplotou RŽ nad 53 o C vykazuje stále rostoucí pevnostní hodnoty i když, při těchto teplotách je veškerá měď již převedena do tuhého roztoku (obr. 9). Při RŽ na maximální teplotě (545 o C) se dosahuje ve stavu T6 mimořádně vysokých pevnostních hodnot (R p,2 ~ 5

6 38 MPa a R m ~ 46 MPa), které jsou pro běžné slitiny Al-Cu bez přítomnosti cínu nedosažitelné. [MPa] A Teplota RŽ [ o C] x 1 h Tažnost A [%] [MPa] 43 A Prodleva [s] Tažnost A [%] Obr.9 Vliv teploty RŽ na a tažnost A tyče pr. 22 mm slitiny Al.CuSnBi ve stavu T6 (režim US: 16 o C x 12 h) Obr.1 Vliv prodlevy po RŽ režimem 525 o x 1 h na a tažnost A slitiny Al.CuSnBi ve stavu T6 (režim US: 16 o C x 12 h) Při snížení teploty RŽ dochází ke ztrátě pevnostních vlastnosti slitiny (obr. 9). Nízká teplota RŽ zvyšuje podíl nerozpuštěných fází s obsahem Cu v matrici slitiny, což může vést k neúměrnému zhoršení korozních vlastností. Druhou potenciální možností jak předejít praskání při kalení je ponechat RŽ na vysoké teplotě a snížit teplotu kalení do vody pomocí prodlevy mezi RŽ a kalením. Během této prodlevy materiál chladne s nízkou rychlostí ochlazování volně na vzduchu na nižší teplotu při které je zakalen. Vliv teploty kalení byl sledován na tyči pr. 22 mm prostřednictvím prodlevy mezi RŽ na teplotě 525 o C v solné lázni a kalením do vody, kdy slitina chladla pozvolna volně na vzduchu. Ukázalo se, že prodleva do 45 sekund, kdy teplota materiálu dosáhla teplotu cca 48. o C prakticky neovlivňuje mechanické vlastnosti. Teprve při delší prodlevě, která odpovídá teplotě kalení pod 48 o C dochází k poklesu pevnosti R m a růstu tažnosti A slitiny Al.CuSnBi ve stavu T6 (obr. 1). Ukázalo se, že rozhodující vliv na pevnost slitiny má především teplota RŽ. Ta určuje množství mědi a cínu v tuhém roztoku, který zvyšuje precipitační vytvrzení slitiny. Teplota kalení se přitom může pohybovat kolem o C aniž by to ovlivnilo pevnostní vlastnosti slitiny. Takovýmto způsobem zpracování je možné snížit teplotní pnutí a vyloučit tak praskavost při kalení za současného dosažení vysokých pevnostních vlastností slitiny Al.CuSnBi ve stavu T Plastické vlastnosti slitiny AlCuSnBi Při zavádění slitiny Al.CuSnBi se u některých aplikací projevily potíže související s poněkud nižšími plastickými vlastnostmi nové slitiny ve stavu T6 oproti slitině Al.Cu6BiPb v témže stavu. Bylo tudíž nezbytné se zaměřit na plastické vlastnosti slitiny a způsob porušení. 6

7 METAL 23 Struktura výlisků ze slitiny AlCuSnBi po RŽ je tvořená rekrystalizovanou matricí s téměř rovnoosými zrny a obsahuje vedle dispersních fází s obsahem Sn+Bi i fáze CuFeAl, usměrněné ve směru lisování (obr. 11). Při rozboru lomů se ukázalo, že po umělém i přirozeném stárnutí má porušení především interkrystalický charakter (viz obr..12 a 13). Obr. 11 Struktura lisované tyče ze slitiny Al.CuSnBi ve stavu T6. Obr. 12 Interkrystalický charakter lomu slitiny Obr. 13 Interkrystalický charakter lomu slitiny Al.CuSnBi ve stavu T4 Al.CuSnBi ve stavu T6 Obr. 14 Schematické znázornění mechanizmu lomu slitiny Al.CuSnBi při tahovém zatížení Obr. 15 Oblast v okolí hranice zrna se sníženou hustotou fází ve slitině AlCuMgSnBi bezprecipitační oblasti, s větší plastickou deformací tvrdé vnitřní oblasti zrn oblast vzniku lomových ploch měkké fáze s obsahem Bi tvrdé fáze s obsahem Cu, Fe, Al Nejslabším místem struktury jsou tedy hranice zrn a hrubých fází. Tato skutečnost pravděpodobně souvisí se vznikem bezprecipitačních zón v okolí hranic zrn a hrubých fází (obr.15). Rovnoměrné vyloučení shluků atomů cínu uvnitř zrn, které určují rozložení částic 7

8 semikoherentní fáze θ / při následném umělém stárnutí, je v okolí hranic zrn a hrubých precipitátů porušeno vlivem silné vazby vakancí s těmito mezifázovými rozhraními a jejich migrací k nim. V okolí hranic zrn a hrubých fází tak vznikají úzké oblasti se sníženou hustotou shluků atomů cínu a tím následně i bez vytvrzujících fází θ / po umělém stárnutí. Působením vnějšího napětí je deformace těchto oblastí mnohem větší než podstatně tvrdších vnitřních oblastí zrn. Plastické možnosti těchto oblastí se brzo vyčerpají, následkem čehož dochází k vzájemné dekohezi zrn a posléze vzniku a rozvoji interkrystalického porušení. Děj je podporován přítomností částic jak měkkých fází vizmutu a cínu tak primárních hrubých tvrdých fází s obsahem mědi a železa, přítomných na hranicích zrn (obr.14). Zejména hraniční fáze nízkotavitelných kovů snižují kohezi jednotlivých zrn a zřejmě především tyto fáze iniciují vznik dekoheze. Ukázalo se, že plastické vlastnosti slitiny (tažnost A a kontrakce Z) jsou úzce vázány na stupeň vytvrzení. Čím vyšší jsou pevnostní vlastnosti (R p,2, R m a tvrdost), tím nižší je tažnost A a kontrakce Z (obr. 16). Při nižším stupni precipitačního vytvrzení se působením vnějšího přiloženého napětí zrna snadněji deformují, takže ke vzniku dekoheze a následného porušení dojde později, to je při vyšším stupni plastické deformace. Jedna z možností jak vyřešit problém nízkých plastických vlastností slitiny Al.CuSnBi je upravit její tepelné zpracování tak, aby se zvýšily její plastické vlastnosti při zachování dostatečně vysokých pevnostních hodnot. Tažnost A [%] A = -,862 x Rp,2 + 39,142 R 2 =, Rp,2 [MPa] Kontrakce Z [%] Z = -,1692 x Rp,2 + 75,781 R 2 =, Rp,2 [MPa] Obr. 16 Korelace mezi a) R p,2 a tažností A a mezi b) R p,2 a kontrakcí Z u slitiny Al.CuSnBi ve stavu po různém stupni precipitačního vytvrzení (podle [12]) 4. Závěry Mechanické vlastnosti slitiny Al.CuSnBi (AA2111B), jako bezolovnaté alternativy komerční slitiny Al.Cu6BiPb (AA211), se od stávající olovnaté slitiny výrazně odlišují. Slitina dosahuje po umělém stárnutí vysoké pevnosti a nižší tažnosti oproti slitině Al.Cu6BiPb, přestože obsahuje zpravidla nižší množství mědi. Vytvrzení přirozeným stárnutím je u slitiny omezeno. Schopnost vysokého precipitačního vytvrzení po umělém stárnutí se snižuje s rostoucí plastickou deformací za studena po rozpouštěcím žíhání. Lom slitiny ve stavech po umělém i přirozeném stárnutí je převážně interkrystalický. Je vyvolám bezprecipitačními oblastmi v okolí hranic zrn za přispění hraničních nízkotavitelných fází s obsahem Sn a Bi a tvrdých fází s obsahem Cu a Fe. Specifické vlastnosti nové slitiny Al.CuSnBi po tepelně mechanickém zpracování je nutné respektovat při zavádění slitiny do běžné technické praxe. Lze nalézt podmínky tepelně-mechanického zpracování při němž se dosáhne vysokých pevnostních vlastností slitiny při zachování dostatečné tažnosti 8

9 Poděkování: Práce vznikla za finanční podpory grantu č.gačr 16/3/772. Tuto podporu autoři oceňují. Experimentální materiál byl připraven na výrobních zařízeních firmy Alcan Děčín, s.r.o. Za tuto pomoc autoři děkují vedení společnosti a pracovníkům technického rozvoje. Literatura [1] FALTUS,J. - PLACEK,K.: Aluminium, 75, 1999, 4, [2] FALTUS, J. - PLAČEK, K.: Aluminium alloy with good machinability, Patent CZ , Priority: [3] HARDY, H.K.: J. Inst. Met., 79, , p.169 [4] MONDOLFO, L.F.: Aluminum Alloys: Structure and Properties, Butterworth & Co., 1976, p.253 [5] HARDY, H.K.: J. Inst. Met., 8, , p.483 [6] HARDY, H.K.: J. Inst. Met., 82, , p.236 [7] SILCOCK, J.M. - FLOWER, H.M. Scripta Mater., 46, 22, p.389 [8] SILCOCK, J.M. - HEAL, TJ. - HARDY, H. K.: J. Inst. Met., 84, , p.23 [9] RINGER, S.P. - HONO, T. - SAKURAI, K.:Met. MAT. Trans.A, 26A, 1995, p.227 [1] STULIKOVA,I. - SMOLA,B. - CIESLAR,M. - HAJEK,M. - PELCOVA,J. - MELIKHOVA, O. - FALTUS, J. Kov. Mater. 4, 22, č.5, p.1 [11] FALTUS,J.: Research Report, 1/1995, Panenské Břežany, ITC-VÚK, 1996 [12] FALTUS,J.: Research Report, 2/1996, Panenské Břežany, ITC-VÚK,