VLIV Sc A Zr NA STRUKTURU A VLASTNOSTI SLITINY Al-Mn1,5 EFFECT of Sc AND Zr ON THE STRUCTURE AND PROPERTIES OF Al-Mn1.5 ALLOY Abstrakt Vladivoj Očenášek a Petr Homola a Michal Kolář a Jaromír Uhlíř a Miroslav Cieslar b a VÚK Panenské Břežany a. s., Panenské Břežany 50, 250 70 Odolena Voda, ČR b Univerzita Karlova v Praze, Matematicko-fyzikální fakulta, Katedra fyziky materiálů, Ke Karlovu 5, 121 16 Praha 2, ČR ocenasek@vukpb.cz Legování Sc a Zr do slitin hliníku je v současné době předmětem intenzivního výzkumu. Pozornost je převážně věnována čistému hliníku a nevytvrzovatelným slitinám typu Al-Mg, u kterých současné legování Sc a Zr zlepšuje mechanické vlastnosti a vytvrzující fáze Al 3 (Sc,Zr) přitom má výrazný antirekrystalizační účinek. U vytvrzovatelných slitin jsou předmětem výzkumu zejména slitiny hliníku legované lithiem pro použití v letectví a kosmickém průmyslu, dále slitiny legované zinkem a částečně je věnována pozornost i slitinám typu Al-Mg-Si. V tomto příspěvku je věnována pozornost nevytvrzovatelné slitině typu Al-Mn, do které je legováno Sc a Zr na úrovni 0,2 hm.%. Struktura a vlastnosti v litém a homogenizovaném stavu jsou souběžně sledovány u slitiny AlMn1,5 legované Sc a Zr a slitiny těmito prvky nelegované. Parametry vysokoteplotní homogenizace lité struktury ukončené ochlazením ve vodě byly 610 C/18hodin. Na změnách tvrdosti a konduktivity v průběhu izochronního žíhání litého i homogenizovaného stavu jsou v rozmezí teplot 90 až 630 C nepřímo sledovány precipitační procesy probíhající v tuhém roztoku Mn, Sc a Zr. Ukázalo se, že stejně jako u čistého Al a slitin Al-Mg dochází u slitiny Al-1,5Mn-0,2Sc-0,2Zr k maximálnímu vytvrzení dispersoidy Al 3 (Sc,Zr) při teplotách kolem 300 C. Dlouhodobé homogenizační žíhání při teplotě 610 C vede jak k rozpouštění fáze Al 3 (Sc,Zr), tak k jejímu růstu spojeného se ztrátou koherence. Současně dochází při homogenizačním žíhání k ochuzení tuhého roztoku o Mn. Abstract Nowadays, an addition of Sc and Zr into aluminium alloys is studied widely. The main attention has been given to high purity aluminium and non-age treatable alloys of Al-Mg type. In these materials, simultaneous addition of Sc and Zr enhances the mechanical properties and the hardening Al 3 (Sc,Zr) phase provides an appreciable anti-recrystallization effect. In the case of age treatable alloys, especially the Al alloys alloyed with lithium for aeronautics and space industry application have been the subject of research. Furthermore, alloys containing zinc (7xxx series) and Al-Mg-Si alloys (6xxx series) have been also partially under investigation. The present paper deals with a non-heat treatable Al-Mn alloy (3xxx series) alloyed with Sc and Zr (0.2 wt.%). Structure and properties of Al- 1.5Mn alloy with and without Sc and Zr addition in the as-cast and homogenised states have been investigated. The high-temperature homogenisation of as-cast structure was performed using 610 C/18h regime finished by water cooling. Precipitation processes, occurring in solid solution of Mn, Sc and Zr, were studied indirectly using the measurement of hardness and conductivity changes during isochronal annealing of both cast and homogenised states in temperature interval from 90 to 630 C. This investigation has shown that the maximum hardening of Al-1.5Mn-0.2Sc-0.2Zr alloy by Al 3 (Sc,Zr) dispersoids (peak-aged state) occurs at temperatures about 300 C, as well as in the case of high purity aluminium and Al-Mg alloys. Moreover, the effect of long-time homogenisation annealing at 610 C leads to both dissolution and growth of Al 3 (Sc,Zr) phase connected with its coherency loss. Simultaneously, a solid solution depletion of Mn occurs during homogenisation treatment. 1
1. ÚVOD Legování Sc a Zr do slitin hliníku je v současné době předmětem intenzivního základního i aplikovaného výzkumu. Větší pozornost je zatím věnována čistému hliníku a slitinám nevytvrzovatelným typu Al-Mg, u kterých současné legování Sc a Zr zlepšuje mechanické vlastnosti, přičemž vytvrzující fáze Al 3 (Sc,Zr) má i výrazný antirekrystalizační účinek [1-4]. U vytvrzovatelných slitin jsou předmětem výzkumu zejména slitiny hliníku legované mědí, lithiem a slitiny legované zinkem [5-10]. U těchto slitin je s ohledem na precipitaci fáze obsahující Sc a Zr důležitým faktorem tepelné zpracování při vyšších teplotách. Jedná se zejména o teplotu rozpouštěcího žíhání, která se pohybuje v závislosti na typu slitiny v rozmezí teplot od 470 do 530 C. Vedle rozpouštěcího žíhání, které se zařazuje na konci výrobního procesu, je dalším vysokoteplotním ohřevem homogenizační žíhání, které se zařazuje na začátku výrobního procesu před tvářením, a to nejen u slitin vytvrzovatelných, ale v řadě případů také u slitin nevytvrzovatelných. Toto žíhání vede k odstranění odmíšení, tj. k homogennímu rozdělení legujících prvků v objemu materiálu, a tím ke zvýšení homogenity vlastností a zejména ke zlepšení tvařitelnosti. Předmětem experimentálních prací prezentovaných v tomto příspěvku je slitina AlMn1,5, u které byl sledován vliv homogenizačního žíhání na strukturu a vlastnosti u dvou variant této slitiny u slitiny legované 0,2 hm.% Sc a 0,23 hm.% Zr, a slitiny těmito prvky nelegované. Uvedené výsledky navazují na experimenty zaměřené na vliv Sc a Zr na strukturu a vlastnosti Al slitin, jejichž výsledky byly publikovány v [11 až 16]. 2. EXPERIMENT Program experimentálních prací, jejichž cílem bylo kvantifikovat účinek Sc a Zr na strukturu a vlastnosti slitiny AlMn1,5, byl založen na porovnání dvou taveb, jejichž chemické složení je uvedeno v Tab. 1. Tabulka 1 Chemické složení experimentálního materiálu [hm.%] Table 1 Chemical composition of investigated alloys [wt.%] Slitina Označení Si Fe Mn Sc Zr AlMn1,5 Al-Mn 0,025 0,056 1,47 - - AlMn1,5Sc0,2Zr0,2 Al-MnScZr 0,034 0,072 1,35 0,27 0,23 Pro legování Sc, Zr a Mn byla připravena předslitina Al2Sc a použity standardní předslitiny Al10Zr a Al8Mn. Obě tavby byly odlity do bločků o rozměrech 145 x 245 x 40 mm, ze kterých byly odebrány vzorky pro vlastní experimenty. V průběhu experimentu byl vždy souběžně sledován litý stav a stav po vysokoteplotním homogenizačním žíhání. Tato dlouhodobá homogenizace proběhla při 610 C/18hodin s pomalým náběhem a s ochlazením do vody o teplotě C. Časový záznam průběhu teploty homogenizačního žíhání je uveden na obr. 1. Struktura studovaných materiálů byla vyhodnocena pomocí světelné a řádkovací elektronové mikroskopie (SEM). Obsah legujících prvků v pozorovaných intermetalických fázích byl kvalitativně odhadován pomocí bodové a lineární energiově disperzní analýzy rentgenového záření (EDX) v SEM. Mikrostruktura a distribuce dispersoidů ve slitině Al-MnScZr ve výchozím litém stavu a ve stavu po homogenizačním žíhání byly pozorovány pomocí transmisní elektronové mikroskopie (TEM) při 0 kv. Fólie na TEM byly připraveny tryskovým elektrolytickým leštěním (-15 C, 15V) v 30% roztoku HNO3 v metanolu. Změny mechanických vlastností a průběh fázových transformací během izotermického a izochronního žíhání byly sledovány měřením tvrdosti HV10 a měřením konduktivity metodou vířivých proudů. Změny vlastností v průběhu izotermického žíhání byly hodnoceny v rozmezí teplot od 0 do 500 C. Izochronní žíhání proběhlo v režimu 30 C/30 minut v rozmezí teplot od 90 do 630 C, tj. v režimu, při kterém se postupně zvyšovala teplota po 30 C s výdrží 30 minut, a s následným ochlazením ve vodě. Teplota ( C) 700 600 500 400 300 0 100 0 0 10 30 40 Čas (h) Obr. 1 Průběh homogenizačního žíhání Fig. 1 Homogenisation annealing 2
3. VÝSLEDKY A JEJICH DISKUZE Výchozí struktura obou slitin byla velmi podobná. Na obr. 2 a 3 jsou struktury slitiny Al-MnScZr v litém i homogenizovaném stavu. Po hranicích licích zrn jsou patrné intermetalické fáze typu Al 6 Mn, případně Al 6 (Mn,Fe). V homogenizovaném stavu jsou tyto fáze větší a zaoblené (obr. 3). Obr. 2 Struktura slitiny Al-MnScZr v litém stavu Fig. 2 As cast microstructure of the Al-MnScZr alloy Obr. 3 Struktura slitiny Al-MnScZr po homogenizačním žíhání Fig. 3 Microstructure of the Al-MnScZr alloy after homogenisation treatment Na rozdíl od slitiny Al-Mn se však ve slitině legované Sc a Zr kromě těchto fází vyskytovaly další fáze dvojí morfologie. Jednalo se buď o tyčinky dlouhé až 0,1 mm anebo o ostrohranné plošné útvary ve tvaru nepravidelných mnohoúhelníků. Tyto fáze se vyskytovaly jak v litém stavu, tak ve stavu homogenizovaném (obr. 4 a 6). Homogenizací se jejich tvar a velikost neměnily. Lineární analýza EDX/SEM ukázala, že se jedná o fáze obsahující Sc a Zr. Bodová analýza těchto hrubých primárních částic zjistila přibližný obsah prvků Sc a Zr v poměru 1:2, přičemž přítomnost Mn a Fe v těchto fázích nebyla prokázána (obr. 5 a 7). Na obr. 5 byla analýza homogenizované slitiny vedena nejen přes fázi obsahující Sc a Zr, ale i přes intermetalické fáze typu Al(Mn, Fe, Si). Vzhledem k velmi malému obsahu Si ve slitině (0,034 wt.%) nebyl v těchto fázích vedle Mn a Fe křemík zjištěn. Dispersoidy typu Al 3 (Sc,Zr), které se vyskytovaly v litém i homogenizovaném stavu a které precipitují z tuhého roztoku Sc a Zr (v poměru 2:1), nejsou světelnou mikroskopií detekovatelné (jejich velikost se obvykle pohybuje v řádech 10-8 m) a pomocí SEM bylo možné pozorovat pouze částice o rozměru větším než 100 nm. Obr. 4 Intermetalické fáze slitiny Al-MnScZr v litém stavu Fig. 4 Intermetallic phases of the as cast Al-MnScZr alloy Obr. 5 Intermetalické fáze slitiny Al-MnScZr po homogenizačním žíhání s výsledky lineární EDX analýzy (SEM) Fig. 5 Intermetallic phases of the Al-MnScZr alloy after homogenisation along with the results of linear EDX/SEM analysis 3
METAL 09 Obr. 6 Intermetalické fáze slitiny Al-MnScZr v litém stavu Fig. 6 Intermetallic phases of the as cast Al-MnScZr alloy Obr. 7 Intermetalické fáze slitiny Al-MnScZr po homogenizačním žíhání s výsledky lineární EDX analýzy (SEM) Fig. 7 Intermetallic phases of the Al-MnScZr alloy after homogenisation along with the results of linear EDX/SEM analysis TEM ukázala odlišnou distribuci i velikost dispersoidů Al3(Sc, Zr) v litém a homogenizovaném stavu slitiny Al-MnScZr (obr. 8). Zatímco v litém stavu byly pozorovány částice o velikosti 5- nm, jejichž distribuce byla výrazně nehomogenní (obr. 8a), ve stavu po vysokoteplotním homogenizačním žíhání bylo možné pozorovat rovnoměrné a husté (přibl. 1019 m-3) rozložení zřetelně hrubších dispersoidů (obr. 8b), které dosahovaly velikosti více než 0,1 mm (obr. 8c). Tím dochází nejen ke ztrátě jejich koherence, ale i ke snížení přesycení tuhého roztoku hliníku legujícími prvky Sc a Zr, které má vliv na průběh precipitačních procesů při následujícím tepelném zpracování tohoto materiálu (viz níže výsledky měření tvrdosti a konduktivity). Kromě těchto částic se v obou stavech materiálu převážně na hranicích zrn vyskytovaly hrubé částice Mn o velikosti 2-3 µm. Při posuzování a porovnávání velikosti a distribuce dispersoidů Al3(Sc,Zr) u lité a homogenizované struktury je nutné vzít v úvahu rozdílné tepelné podmínky vzniku těchto struktur. Zatímco pozorované dispersoidy Al3(Sc,Zr) vnikaly v lité struktuře v průběhu relativně pomalého chladnutí ingotu, dispersoidy v homogenizované struktuře vznikly během dlouhodobé výdrže na teplotě 610 C. Rychlé ochlazení po homogenizačním žíhání vedlo k uchování rozpuštěného Sc a Zr v tuhém roztoku. V případě obdobné rychlosti chladnutí po homogenizačním žíhání jako v případě litého stavu by ve struktuře byly patrné nejen hrubé disperzoidy, ale i disperzoidy s velikostí pozorovanou ve stavu po odlití. (a) (b) (c) Obr. 8 Distribuce dispersoidů Al3(Sc, Zr) ve slitině Al-MnScZr ve výchozím litém stavu (a) a ve stavu po homogenizačním žíhání (b), které vede ke zhrubnutí a ztrátě koherence těchto částic (c) Fig. 8 Distribution of Al3(Sc, Zr) dispersoids in Al-MnScZr alloy in as-cast (a) and after homogenisation treatment state (b), resulting in coarsening and coherency loss of these particles (c) 4
Výskyt pozorovaných, relativně velkých a tvarem rozmanitých intermetalických fází obsahujících Sc a Zr (obr. 5 a 7), které vznikají již při krystalizaci taveniny, je s největší pravděpodobností způsoben vysokým obsahem Zr ve sledované slitině (0,23%). Z tohoto pohledu je vysoký obsah Zr nepříznivý, protože se tím snižuje obsah Sc v tuhém roztoku po lití a tím je sníženo i množství Sc, které je k dispozici při precipitaci dispersoidů Al 3 (Sc,Zr). Z tohoto pohledu se legování Zr nad 0,15 wt.% ukazuje jako kontraproduktivní (maximální rozpustnost v binárním peritektickém systému Al-Zr je 0,11 wt.% [17]). Výsledky izotermického i izochronního žíhání jsou uvedeny na obr. 9 a 10. Z uvedených závislostí vyplývá významný vliv Sc a Zr na změny vlastností slitiny Al-Mn1,5. Zatímco u slitiny Al-Mn1,5 jsou změny tvrdosti během izochronního i izotermického žíhání u lité i homogenizované varianty zanedbatelné, slitina legovaná Sc a Zr vykazuje v závislosti na teplotě výrazné změny. Maximálního vytvrzení slitiny Al-MnScZr je dosaženo při teplotě 300 C (obr. 9a), které je součástí nevýrazného plochého maxima tvrdosti, tj. změny tvrdosti v intervalu od 60 do 960 minut jsou velmi malé. Průběh tvrdosti u homogenizované varianty je podobný jako u litého materiálu, křivka je však posunuta k nižším hodnotám. Vliv homogenizace je rovněž patrný u teploty žíhání 500 C (obr. 9b) zatímco u lité struktury je patrný vzrůst tvrdosti (maximum je ale nižší než u teploty 300 C a je posunuto ke kratším časům), změny tvrdosti u homogenizovaného materiálu jsou na době žíhání nezávislé. HV10 100 90 80 70 60 50 40 30 10 0 Al-MnScZr (L) Al-MnScZr (H) Al-Mn (L) Al-Mn (H) T=300 C (L)-litý (H)-homogenizovaný 1 10 100 1000 Doba na teplotě [min.] a) b) HV10 100 90 80 70 60 50 40 30 10 0 Al-MnScZr (L) Al-MnScZr (H) Al-Mn (L) Al-Mn (H) 1 10 100 1000 Doba na teplotě [min.] T=500 C (L)-litý (H)-homogenizovaný Obr. 9 Změny tvrdosti sledovaných slitin během izotermického žíhání při teplotě 300 C (a) a 500 C (b) Fig. 9 Hardness evolution of studied alloys during isothermal annealing at 300 C (a) and 500 C (b) 18 HV10 80 60 40 Al-MnScZr (L) Al-Mn (H) Al-MnScZr (H) Al-Mn (L) 0 1 240 360 480 600 Teplota / C/ a) b) Konduktivita /m/(ohm.mm 2 )/ 17 16 15 14 Al-MnScZr (H) Al-Mn (H) 13 Al-Mn (L) Al-MnScZr (L) 12 0 1 240 360 480 600 Teplota / C/ Obr. 10 Změny tvrdosti (a) a konduktivity (b) v průběhu izochronního žíhání sledovaných slitin (L)-litý, (H)-homogenizovaný Fig. 10 Evolution of hardness (a) and electrical conductivity (b) during isochronal annealing (L)- as cast, (H)-homogenised 5
Posunutí křivky k nižším tvrdostem u homogenizované slitiny legované Sc a Zr je rovněž patrné u křivek izochronního žíhání. Tento posun, který u křivek homogenizovaného stavu nastává směrem k nižším tvrdostem a vyšší konduktivitě, je způsoben menším obsahem Sc, Zr a pravděpodobně i Mn v tuhém roztoku. Nepřímo to vyplývá i z průběhu konduktivity na obr. 10b během izochronního žíhání. Z obr. 10a i 10b je velmi dobře patrný rozdílný účinek Sc a Zr na tvrdost a konduktivitu studovaných materiálů. Zatímco nárůst tvrdosti je výrazný v oblasti od 270 do 330 C, konduktivita se při těchto teplotách mění velmi pozvolna. Maximální hodnoty konduktivity je naopak dosaženo při teplotě 540 C, kdy se tvrdost pohybuje v oblasti minimálních hodnot. Tento rozdílný průběh tvrdosti a konduktivity je důsledkem vývoje dispersoidů Al 3 (Sc,Zr). V oblasti maximálního vytvrzení (kolem teploty 330 C a výše) je ochuzování tuhého roztoku spojené s pozvolným vzrůstem konduktivity, což poukazuje na to, že oblast maximálního vzrůstu tvrdosti HV (obr. 10a) není spojena s výraznou změnou konduktivity (obr. 10b). Maximální konduktivity je dosaženo při teplotě 540 C, kdy je fáze Al 3 (Sc,Zr) již přerostlá a její příspěvek ke zpevnění velmi malý. Nad teplotou 540 C dochází k opětovnému rozpouštění některých fází Al 3 (Sc,Zr) a přechodu Sc a Zr zpět do tuhého roztoku, a tím k poklesu konduktivity. Zajímavý je vliv homogenizace provedené při 610 C, při níž dochází současně jak k rozpouštění, tak i k růstu dispersoidů Al 3 (Sc,Zr), které ztrácejí koherenci a dosahují velikosti až 0,2 mm (viz obr. 8). Současně dochází i k precipitaci dispersoidů obsahující Mn. Tyto změny ve srovnání s litým nehomogenizovaným stavem vedou k poklesu tvrdosti (obr.10a) a ke vzrůstu konduktivity (obr.10b) ve výchozích stavech pro izochronní žíhání. Křivky tvrdosti a konduktivity homogenizovaného stavu jsou tak v celém rozsahu teplot izochronního žíhání posunuty k nižším, resp. vyšším hodnotám. Na křivce tvrdosti homogenizovaného stavu je ve srovnání s litým stavem (obr.10a) rovněž patrná změna tvaru křivky v oblasti teplot 360 až 480 C. Zatímco u homogenizovaného stavu dochází nad teplotou 360 C k trvalému poklesu tvrdosti, u litého stavu je patrné plató s lokálním maximem tvrdosti při 450 C. Podstata těchto změn souvisí pravděpodobně s rozdílným obsahem Sc a Zr v tuhém roztoku a tím i rozdílným průběhem precipitace dispersoidů. Pro jejich objasnění je nutné provést cílené experimenty a detailní studium mikrostruktury vybraných stavů pomocí TEM. Z hodnocení izochronních křivek tvrdosti a konduktivity lze usuzovat na to, že precipitace dispersoidů Al 3 (Sc,Zr) a jejich účinek na vytvrzení není ovlivněn manganem, tj. Mn se aktivně nezapojuje do rozpadu tuhého roztoku Sc a Zr. Tento předpoklad lze podpořit i srovnáním izochronních křivek tvrdosti a konduktivity slitin Al-Sc-Zr a Al-Mg-Sc-Zr [12,13,16]. Na obr. 11a,b jsou vyneseny křivky těchto slitin společně s křivkou slitiny sledované v rámci tohoto příspěvku. Jak z těchto závislostí vyplývá, všechny křivky mají stejný průběh, s lokálními změnami i extrémy při stejných teplotách. Jejich vzájemné posunutí je způsobeno dalšími legujícími prvky Mg a Mn. 1 Al-3.5Mg-0.29Sc-0.12Zr HV10 100 80 60 40 Al-1.35Mn-0.27Sc-0.23Zr Al-0.21Sc-0.13Zr 0 1 240 360 480 600 Teplota / C/ a) b) Konduktivita /m/(ohm.mm 2 )/ 30 Al-0.21Sc-0.13Zr Al-3.5Mg-0.29Sc-0.12Zr Al-1.35Mn-0.27Sc-0.23Zr 10 0 1 240 360 480 600 Teplota / C/ Obr. 11 Porovnání změn tvrdosti (a) a konduktivity (b) během izochronního žíhání tří nevytvrzovatelných hliníkových slitin legovaných Sc a Zr v litém stavu Fig. 11 Comparison of hardness (a) and electrical conductivity (b) changes during isochronal annealing of three non-hardenable aluminium alloys containing Sc and Zr in as cast condition 6
4. ZÁVĚRY Výsledky sledování vlivu legování Sc a Zr a vlivu homogenizačního žíhání na strukturu a vlastnosti slitiny typu Al-Mn1,5 lze shrnout do těchto bodů: 1) Vysoký obsah Zr vede k výskytu hrubých ostrohranných a tyčinkovitých primárních fází o velikosti až 0,1 mm obsahujících Sc a Zr v poměru 1:2. Tyto fáze vznikající již v průběhu krystalizace se v průběhu homogenizačního žíhání podstatně nemění. Výskyt těchto fází nepříznivě ovlivňuje obsah Sc a Zr v tuhém roztoku a tím i příznivý účinek dispersoidů Al 3 (Sc,Zr) na velikost zpevnění. 2) Homogenizační žíhání při 610 C po dobu 18 hodin s následným ochlazením vede k současnému rozpouštění a růstu některých dispersoidů Al 3 (Sc,Zr). 3) V porovnání s litým stavem vykazuje homogenizovaná varianta slitiny AlMnScZr rovnoměrnější distribuci dispersoidů, které jsou ovšem podstatně hrubší (až 0,2 mm v porovnání s 5- nm v litém stavu). Při homogenizačním žíhání dochází nejen ke ztrátě jejich koherence, ale i ke snížení přesycení tuhého roztoku hliníku legujícími prvky Sc a Zr, což bylo potvrzeno i zjištěnými změnami tvrdosti a konduktivity v průběhu izotermického a izochronního žíhání. 4) Zatímco u slitiny Al-Mn1,5 jsou změny tvrdosti během izochronního i izotermického žíhání u lité i homogenizované varianty zanedbatelné, slitina legovaná Sc a Zr vykazuje v závislosti na teplotě výrazné změny maximálního vytvrzení lité varianty slitiny Al-MnScZr bylo dosaženo izotermickým žíháním při teplotě 300 C po dobu 4h. 5) Rozdílné chování litého a homogenizovaného stavu při žíhání nad teplotou 360 C pravděpodobně souvisí s rozdílným obsahem Sc a Zr v tuhém roztoku a tím i odlišným průběhem precipitace dispersoidů. 6) Průběh závislosti tvrdosti na teplotě při izochronním žíhání je u slitiny AlMn1,5ScZr stejný jako u slitin AlMg3ScZr a AlScZr. Vliv Mn, stejně jako vliv Mg, na charakter precipitace dispersoidů Al 3 (Sc,Zr) se tak projevuje pouze posunutím křivek k vyšším hodnotám tvrdosti. Poděkování: Výsledky uvedené v tomto příspěvku byly získány při řešení projektu Ekocentrum aplikovaného výzkumu neželezných kovů č. 1M0556 podporovaného Ministerstvem školství mládeže a tělovýchovy. LITERATURA [1] DAVYDOV, V.G. et al. On prospects of application of new 01570 high-strength weldable Al- Mg-Sc alloy in aircraft industry. Mater. Sci. Forum 217-222, 1996, pp. 1841-1846. [2] RIDDLE, Y.W., PARIS, H.G., SANDERS, T.H. Control of recrystallization in Al-Mg-Sc-Zr alloys. In Proc. of ICAA-6 in Toyohashi (Japan), Tokyo: The Japan Institute of Light Metals, 1998, p. 1179. [3] OČENÁŠEK, V., SLÁMOVÁ, M. Resistance to recrystallization due to Sc and Zr addition to Al- Mg alloys. Mater. Char. 47, 01, pp. 157-162. [4] SMOLA, B. et al. Effect of Sc and Zr additions on the microstructure and age hardening of an AlMg3MnCr alloy: Structure and age hardening of AlMgMnCrScZr. Mater. Char. 51, 03, pp. 11-. [5] KAMP, N., STARINK, M.J., SINCLAIR, I.A.: Development of Al-Cu-Mg-Li (Mn,Zr,Sc) alloys for age-forming. In Proc. of ICAA-9 in Brisbane (Australia), Melbourne: The Institute of Materials Engineering Australasia Ltd., 04, p. 369. [6] FRIDLYANDER, J.N. et al. Alloying components optimization of weldable Al-Li-Mg alloy. Mater. Sci. Forum 217-222, 1996, pp.1847-1852. [7] RIDDLE, Y.W., SANDERS, T.H. Jr.: Recrystallization performance of AA7050 varied with Sc and Zr. Mater. Sci. Forum 331-337, 00, pp. 799-803. [8] SENKOVA, S.V., SENKOV, O.N., MIRACLE, D.B. Cryogenic and elevated temperature strengths of an Al-Zn-Mg-Cu alloy modified with Sc and Zr. Met. And Mat. Transactions A, Volume 37A, December 06-3569 [9] RØYSET, J. et al. The effect of intermediate storage temperature and time on the age hardening response of Al-Mg-Si alloys. Mater. Sci. Forum 519-521, 06, pp. 239-244. 7
[10] CABIBBO, M., EVANGELISTA, E. A TEM study of the combined effect of severe plastic deformation and (Zr), (Sc+Zr)-containing dispersoids on an Al-Mg-Si alloy. J. Mater. Sci. 41/16, 06, pp. 5329-5338. [11] OČENÁŠEK, V. Vliv Sc a Zr na strukturu a vlastnosti slitiny hliníku AA6082. In Metal 06 : 15. mez. metal. konference: 23. - 25. 5. 06. Hradec nad Moravicí, Česká republika. [CD-ROM]. Ostrava: Tanger: Květen 06, s. 37. ISBN 80-86840-18-2. [12] OČENÁŠEK, V., SLÁMOVÁ, M., KOLÁŘ, M. Vliv Sc a Zr na precipitační zpevnění slitin hliníku. In Metal 07: 16. mez. metal. konference: 22. - 24. 5. 07. Hradec nad Moravicí, Česká republika. [CD-ROM]. Ostrava: Tanger: Květen 07, s. 92. ISBN 978-80-86840-33-8. [13] OČENÁŠEK, V. aj. Vliv deformace za studena a tepelného zpracování na vlastnosti slitin hliníku legovaných Sc a Zr. In Sborník semináře EKOCENTRUM 07. VUT v Brně, CERM, s. 65. ISBN 978-80-74-541-9. [14] VLACH, M. aj. Rezistometrické studium vlivu Sc a Zr na mikrostrukturu slitiny AA6082. In Sborník semináře EKOCENTRUM 07. VUT v Brně, CERM, s. 103. ISBN 978-80-74-541-9. [15] OČENÁŠEK, V. aj. Vliv Sc a Zr a homogenizačního žíhání na strukturu a vlastnosti slitiny AA6082. In Metal 08: 17. mez. metal. konference: 13. - 15. 5. 08. Hradec nad Moravicí, Česká republika [CD- ROM]. Ostrava: Tanger: Květen 08, přísp. č. 123. ISBN 978-80-254-1987-8. [16] KOLÁŘ, M., OČENÁŠEK, V. UHLÍŘ, J. Effect of Sc and Zr Additions on Microstructure and Mechanical Properties of Conventional Cast and P/M Aluminium. Mater. Sci. Forum. 567-568, 08, pp. 357-360. [17] TOROPOVA, L. S. et al.: Advanced Aluminum Alloys Containing Scandium - Structure and Properties. Amsterdam: Gordon and Breach Science Publisher, 1998, 175 p. 8