najkorzystniejszej temperatury homogenizacji
2.5. Analiza wyników
Właściwy dobór warunków homogenizacji i temperatury przeróbki plastycznej na gorąco jest podstawą uzyskania wysokiej twardości wysokoskładnikowego stopu 2014 w stanie T5, a tym samym oczekiwanych własności wytrzymałościowych.
Dobór warunków homogenizacji
Temperatura i czas homogenizacji
Badania mikrostruktury stopu AlCu4SiMg nie ujawniły jej zróżnicowania na skutek zastosowania homogenizacji w zmiennych warunków wygrzewania w badanych zakresach temperatury (490C, 500C i 510C) i czasu (4, 8 i 12 h) oraz po chłodzeniu w wodzie (rys. 40, 41). Natomiast badania wpływu temperatury i czasu homogenizacji na poziom twardości HV materiału po chłodzeniu w wodzie (z temperatury homogenizacji) i starzeniu sztucznym, pokazują znaczny przyrost twardości (rys. 43) i mikrotwardości (rys. 44) ze wzrostem temperatury homogenizacji, przy czym twardość w każdym z badanych przypadków osiąga wyższy poziom niż mikrotwardość. W najniższej z badanych temperatur homogenizacji (490C) twardość rośnie ze wzrostem czasu wygrzewania, w temperaturze 500C wydłużenie czasu powyżej 4 h nie powoduje wzrostu twardości HV, natomiast w najwyższej temperaturze wynoszącej 510C wydłużenie czasu wygrzewania powyżej 8 h powoduje nieznaczny spadek twardości HV. Badanie mikrotwardości tych samych próbek pokazuje podobną tendencję dla temperatury homogenizacji 490C i 500C, natomiast odwrotną dla temperatury 510C.
Wzrost temperatury homogenizacji istotnie wpływa również na wzrost zawartości Cu we wnętrzach ziarn, w przypadku próbek chłodzonych w wodzie po homogenizacji. Ponieważ Cu jest pierwiastkiem, który uczestniczy w utwardzeniu wydzieleniowym, więc wysoką jej zawartość we wnętrzach ziarn należy uznać za korzystną z punktu widzenia przygotowania materiału do uzyskania wysokiej twardości w stanie T5. Stwierdzono, że podniesienie temperatury homogenizacji z 490C do 510C powoduje wzrost zawartości Cu z 4,1 do 4,6% mas., natomiast zawartość Mg i Si wzrasta nieznacznie na skutek podniesienia temperatury homogenizacji. W temperaturze 510C czas homogenizacji nie wpływa na zawartość Cu, Mg i Si w osnowie, ponieważ po wygrzewaniu w temperaturze 510C przez 4 i 12 godzin, a następnie chłodzeniu w wodzie są one jednakowe i wynoszą odpowiednio 4,6; 0,6 i 0,3% mas. (rys. 42).
62 Analiza wpływu czasu homogenizacji w temperaturze 510C prowadzi do interesujących spostrzeżeń. Wydłużenie czasu homogenizacji w temperaturze 510C z 4 do 12 h powoduje (po chłodzeniu stopu w wodzie z temperatury homogenizacji i starzeniu sztucznym) wzrost mikrotwardości, przy niezmienionej zawartości składników stopowych we wnętrzach ziarn, a równocześnie spadek twardości. Wyjaśnienie przyczyn opisanych powyżej zmian własności wymaga wykonania szczegółowych badań mikrostruktury materiału po homogenizacji w temperaturze 510C z różnym czasem wygrzewania.
Szybkość chłodzenia z temperatury homogenizacji
Zaobserwowano wpływ szybkości chłodzenia z temperatury homogenizacji na mikrostrukturę stopu AlCu4SiMg, próbek wygrzewanych i chłodzonych z różnymi szybkościami z temperatury homogenizacji. Stwierdzono, że wzrost szybkości chłodzenia prowadzi do uzyskania drobniejszych cząstek faz w osnowie (faz zawierających składniki niezbędne do późniejszego utwardzania wydzieleniowego). Jest to bardzo ważne dla procesu z bezpośrednim przesycaniem z temperatury odkształcenia plastycznego na gorąco, gdyż tylko drobne cząstki mogą łatwo ulec rozpuszczeniu podczas wyciskania. Dotyczy to zarówno chłodzenia z temperatury homogenizacji 490C (rys. 17 - 20), jak i z temperatury 510C (rys. 44, 45).
Analiza wpływu szybkości chłodzenia z temperatury homogenizacji 490C na twardość i mikrotwardości HV badanych próbek (po starzeniu naturalnym), ujawniła niewielki wzrost tych własności wraz z podwyższeniem szybkości chłodzenia w zakresie od 84C/h do 335C/h oraz znaczący przy zastosowaniu najwyższej badanej szybkości chłodzenia 8200C/h (chłodzenie na powietrzu). Dla najwyższej szybkości chłodzenia (8200C/h) twardość wynosi 115 HV, a mikrotwardość 112 VH, podczas gdy dla szybkości chłodzenia 84C/h twardość wynosi 73 HV, a mikrotwardość wynosi 70 HV (rys. 28). Tę tendencję zaobserwowano również dla próbek homogenizowanych w temperaturze 510C (rys. 47). Wynika ona ze zwiększenia stopnia przesycenia stopu, a tym samym efektu starzenia naturalnego wraz ze wzrostem szybkości chłodzenia z temperatury homogenizacji. Dodatkowo w przypadku materiału homogenizowanego w temperaturze 510C i chłodzonego z szybkością 8200C/h, stwierdzono niewielki spadek twardości i mikrotwardości wraz z wydłużeniem czasu wygrzewania z 4 do 12 h.
Zwiększenie szybkości chłodzenia z temperatury homogenizacji wpływa również korzystnie na wzrost zawartości Cu we wnętrzach ziarn, natomiast nie prowadzi do
63 zwiększenia zawartości Mg i Si. Miedź obecna jest we wnętrzach ziarn w postaci cząstek, wydzielonych podczas chłodzenia z temperatury homogenizacji lub/i w postaci produktów starzenia. Zawartość Cu we wnętrzach ziarn rośnie ze wzrostem szybkości chłodzenia zarówno podczas chłodzenia z temperatury 490C (rys. 27) jak i z temperatury 510C (rys. 46). Po homogenizacji w temperaturze 510C i chłodzeniu z najniższą szybkością (84C/h), uzyskano znacznie wyższą zawartość Cu we wnętrzach ziarn wynoszącą 4,2% mas. niż po homogenizacji w temperaturze 490C i takim samym chłodzeniu, gdzie zawartość ta wynosiła 3,3% mas. (rys. 53). Większy jest zatem wpływ temperatury homogenizacji na zawartość Cu we wnętrzach ziarn, niż szybkości chłodzenia z tej temperatury. Ponadto uzyskano porównywalną zawartość Cu we wnętrach ziarn po wygrzewaniu w temperaturze 510C przez 4 godziny i najwolniejszym chłodzeniu jak i po wygrzewaniu w temperaturze 490C przez 12 godzin i chłodzeniu w wodzie (rys. 54). Ma to istotne znaczenie, gdyż w warunkach przemysłowych nie jest możliwe bardzo szybkie chłodzenie wlewków ze stopów serii 2xxx z temperatury homogenizacji. Przy zastosowaniu nadmiernej szybkości chłodzenia, wlewki mogą pękać na skutek naprężeń termicznych.
Rys. 54. Wpływ warunków homogenizacji i szybkości chłodzenia na zawartość Cu we wnętrzach ziarn 3,3 4,0 4,1 4,2 4,5 4,6 0,0 0,5 1,0 1,5 2,0 2,5 3,0 3,5 4,0 4,5 5,0
Szyb. chł. =84°C/h Szyb. chł. =8200°C/h Chłodzenie w wodzie
Za w ar to ść C u w e w n ęt rz ac h z ia rn , % ma s.
Sposób chłodzenia z temperatury homogenizacji
Homog. 490°C/12h Homog. 510°C/4h
64
Dobór temperatury odkształcenia na gorąco
Przeprowadzone testy ściskania w temperaturze 450C, 475C i 500C materiału homogenizowanego w temperaturze 490C przez 12 h i chłodzonego ze zmienną szybkością jednoznacznie wskazują, że opór plastyczny spada ze wzrostem temperatury ściskania. W temperaturze ściskania 450C opór plastyczny wynosi 35 MPa, a w temperaturze 500C – 25 MPa. Nie obserwuje się znaczących różnic w poziomie oporu plastycznego w zależności od szybkości chłodzenia z temperatury homogenizacji 490C (rys. 30 - 32). Podobny wpływ szybkości chłodzenia obserwuje się także dla temperatury homogenizacji 510C (rys. 49, 50), w tym przypadku obserwuje się niewielki spadek oporu plastycznego z 25 MPa na około 22 MPa na skutek wydłużenia czasu wygrzewania z 4 do 12 h.
Badania stopu 2014 w stanach T5 i T6
Wyniki badań twardości (rys. 33 - 35) i mikrotwardości (rys. 36 - 38) próbek homogenizowanych w temperaturze 490C przez 12 h, chłodzonych z różnymi szybkościami, a następnie odkształconych w temperaturze 450C, 475C i 500C z bezpośrednim przesyceniem z temperatury odkształcenia i starzonych sztucznie (stan T5) wskazują, że poziom tych wartości rośnie ze wzrostem szybkości chłodzenia dla wszystkich badanych temperatur odkształcenia. Dla próbek odkształconych w temperaturze 450C i 475C uzyskany poziom twardości i mikrotwardości jest znacząco niższy w stanie T5 w porównaniu z wartościami uzyskanymi w stanie T6. Natomiast dla próbek odkształconych w najwyższej badanej temperaturze 500C zarówno twardość jak i mikrotwardość w stanie T5 uzyskały bardzo wysoki poziom wynoszący, dla dwóch najwyższych szybkości chłodzenia z temperatury homogenizacji, odpowiednio 152 HV i 159 HV. Twardość jest o około 10 HV niższa od uzyskanej w stanie T6 (162 HV), a mikrotwardość jest niemal równa (161 HV). Uzyskane wyniki jednoznacznie wskazują na konieczność stosowania możliwie najwyższej temperatury odkształcenia, bowiem zdecydowanie wpływa ona na własności stopu w stanie T5. Należy równocześnie zauważyć, że zwiększenie w badanym zakresie szybkości chłodzenia z temperatury homogenizacji przyczynia się do wzrostu twardości i mikrotwardości stopu w stanie T5 (rys. 55). Nie stwierdzono natomiast wpływu ani szybkości chłodzenia po homogenizacji, ani wpływu temperatury odkształcenia na twardość i mikrotwardość stopu w stanie T6, gdzie wartości utrzymują się na poziomie około 160 HV.
65 Rys. 55. Wpływ temperatury odkształcenia na mikrotwardość w stanie T5 (homogenizacja
w temp. 490C przez 12h)
Badania twardości (rys. 51) i mikrotwardości (rys. 52) próbek homogenizowanych w temperaturze 510C przez 4 i 12 h, chłodzonych z różnymi szybkościami, a następnie odkształconych w temperaturze 500C z bezpośrednim przesyceniem z temperatury odkształcenia i starzonych sztucznie (stan T5), wskazują również na wysoki poziom uzyskanych własności. Twardość utrzymuje się na poziomie około 160 HV, a mikrotwardość na poziomie około 150 HV dla wszystkich badanych wariantów chłodzenia po homogenizacji. Podniesienie temperatury homogenizacji zmniejsza wpływ szybkości chłodzenia (z temperatury homogenizacji) na twardość i mikrotwardość stopu w stanie T5. Natomiast wydłużenie czasu homogenizacji nieznacznie obniża własności w stanie T5 dla szybkości chłodzenia 84 i 335C/h. Takiej tendencji nie zaobserwowano w przypadku najwyższej badanej szybkości chłodzenia 8200C/h, gdzie dla czasu 4 i 12 h twardość i mikrotwardość utrzymują się prawie na jednym poziomie.
Porównując własności próbek uzyskane w stanie T5 po homogenizacji standardowej (490C) dla dwóch najwyższych szybkości chłodzenia z temperatury homogenizacji (335 i 8200C/h) i po homogenizacji w temperaturze 510C dla wszystkich badanych szybkości chłodzenia można stwierdzić, że twardość nieznacznie rośnie, a mikrotwardość nieznacznie się obniża z podwyższeniem temperatury homogenizacji. Natomiast niewielkiemu obniżeniu uległy wartości w stanie T6 (rys. 35, 38, 51 i 52). Z drugiej strony, badania zawartości Cu we wnętrzach ziarn w stanie T5 pokazują niższą
0 20 40 60 80 100 120 140 160 180 450 475 500 HV Temperatura odkształcenia, °C 84°C/h 179°C/h 335°C/h 8200°C/h T6 T6
66 jej koncentrację w przypadku homogenizacji w temperaturze 490C (12 h) niż 510C (4 h), a wynoszącą odpowiednio 4,0% mas. i 4,5% mas. W stanie T6 zawartość Cu we wnętrzach ziarn, dla wymienionych wyżej homogenizacji, jest porównywalna i wynosi odpowiednio 4,5% mas. i 4,3% mas. (rys. 39, 53). Można uznać za zaskakujące, że uzyskana dzięki doborowi warunków homogenizacji wyższa zawartość Cu we wnętrzach ziarn, nie spowodowała otrzymania wyższej mikrotwardości w stanie T5. Być może przyczyn tego można upatrywać w konieczności zastosowania specjalnych warunków starzenia. W niniejszej pracy przyjęto warunki starzenia obecnie stosowane w przemyśle dla procesów konwencjonalnych, odbywających się w niższych temperaturach i z osobną operacją przesycania poprzedzającą starzenie na stan T6. Można zatem sądzić, że wyższa zawartość Cu we wnętrzach ziarn, uzyskana dzięki wysokotemperaturowej homogenizacji i bezpośredniemu przesyceniu z temperatury odkształcenia plastycznego, wymaga ustalenia nowych warunków starzenia. Zatem dodatkowo wykonano wstępne badania procesu starzenia próbek przesycanych bezpośrednio z temperatury odkształcenia plastycznego na gorąco. Starzenie prowadzono w temperaturze 175C przez 2, 5, 8 i 10 godzin. Maksimum twardości i mikrotwardości uzyskano po 8 h starzenia, więc po krótszym czasie niż obecnie stosowany w przemyśle (rys. 56). Wyniki te potwierdzają konieczność wykonania szczegółowych badań procesu starzenia materiału po wysokotemperaturowej homogenizacji z bezpośrednim przesycaniem z temperatury odkształcenia plastycznego na gorąco.
Rys. 56. Wpływ czasu starzenia na twardość w stanie T5 (homogenizacja w temp. 510C przez 4h, chłodzenie z szybkością 8200C/h, ściskanie w temperaturze 500C)
100 110 120 130 140 150 160 170 2 5 8 10 HV Czas starzenia, h HV uHV HV HV
67
Podsumowanie analizy
Biorąc pod uwagę uzyskane wyniki badań można określić warunki przygotowania wlewków oraz przeróbki plastycznej na gorąco, pozwalające na produkcję wyrobów ze stopu 2014 w stanie T5 o wysokich własnościach wytrzymałościowych.
Obecnie stosowane w praktyce przemysłowej warunki homogenizacji (490C, 12 h) pozwalają na uzyskanie własności w stanie T5 zbliżonych do osiąganych w stanie T6, jednakże pod warunkiem zwiększenia szybkości chłodzenia wlewków z temperatury homogenizacji z obecnie stosowanej, wynoszącej około 100C/h do przekraczającej 300C/h oraz zapewnienia wysokiej temperatury odkształcenia, wynoszącej 500C.
Wysokotemperaturowa homogenizacja (510C) prowadzi do uzyskania wyższej zawartości Cu we wnętrzach ziarn, w porównaniu z homogenizacją standardową (490C), również przy skróconym do 4 h wygrzewaniu. Należy oczekiwać, że zastosowanie homogenizacji w temperaturze 510C pozwoli na uzyskanie wysokich własności w stanie T5 przy skróconym z 12 do 4 h czasie wygrzewania co przyczyni się do znacznego obniżenia kosztów i zwiększenia wydajności produkcji. Nie bez znaczenia jest również fakt, iż po homogenizacji wysokotemperaturowej mniejszy wpływ na własności stopu w stanie T5 ma szybkość chłodzenia z temperatury homogenizacji.
Wyniki uzyskane na podstawie licznych prób ściskania dla stanu T5 mogą być wykorzystane nie tylko w procesie wyciskania wyrobów ale także w procesie kucia odkuwek ze stopu AlCu4SiMg. Można sądzić, że wysokie własności mechaniczne wyrobów uzyskiwane w stanie T5 wynikać będą nie tylko ze skutecznego utwardzenia wydzieleniowego, ale również z zachowania bardzo korzystnej mikrostruktury odkształcenia plastycznego, której nie można uzyskać w stanie T6 z powodu jej niszczenia podczas późniejszego nagrzewania do przesycania. Nie bez znaczenia jest również fakt, że wyeliminowanie odrębnej operacji przesycania pozwali istotnie skrócić czas procesu technologicznego, obniżyć koszty wytwarzania oraz zmniejszyć ryzyko powstania wad wyrobów związanych z ich ponownym nagrzewaniem do wysokiej temperatury.
Otrzymane wyniki badań eksperymentalnych pozwalają stwierdzić prawdziwość tezy postawionej w niniejszej pracy.
68
Wnioski
Na podstawie przeprowadzonych badań wysunięto główne wnioski związane z tezą pracy, które przedstawiono poniżej.
1. Stwierdzono, że w przypadku stopu AlCu4SiMg homogenizowanego laboratoryjnie w warunkach odpowiadających przemysłowym, mianowicie z zastosowaniem stosunkowo niskiej temperatury (490C), dość znacznego czasu wygrzewania (12 h) i stosunkowo małej szybkości chłodzenia (100C/h), osiągnięcie korzystnych warunków przesycania bezpośrednio z temperatury odkształcenia plastycznego jest praktycznie niemożliwe.
2. W przypadku wykorzystania temperaturowo-czasowych warunków homogenizacji wlewków (490C, 12 h), stosowanych w przemyśle, dość dobre wyniki dla stanu T5 osiągnięto jedynie przy zastosowaniu wyraźnie podwyższonych szybkości chłodzenia (335 - 8200C/h) oraz podwyższonej temperatury odkształcenia plastycznego (500C).
3. Na podstawie badań stopu AlCu4SiMg przeprowadzonych z wykorzystaniem trzech temperatur homogenizacji: 490C, 500C, 510C, stwierdzono, że najwyższa temperatura homogenizacji (510C) zapewnia najkorzystniejsze warunki dla przesycania z temperatur technologicznych.
4. Stwierdzono, że próby ściskania przeprowadzone w temperaturze 500C, z wykorzystaniem stopu homogenizowanego w temperaturze 510C przez 4 h, pozwalają osiągnąć wysoką zawartość miedzi w ziarnach stopu, niezbędną do skutecznego utwardzania wydzieleniowego.
69
Literatura
1. Hornbogen E.: Hundred years of precipitation hardening. Journal of Light Metals,
2001, (127 – 132).
2. Polmear I.J.: Aluminium Alloys – A Century of Age Hardening. Materials Forum,
2004, (1 – 14).
3. Williams J. C., Starke E. A.: Progress in structural materials for aerospace systems.
Acta Materialia, 2003, vol. 51, (5775 – 5799).
4. Altenpohl D.: Aluminium und Aluminiumlegierungen, Springer Verlag, 1995.
5. PN-EN 573-3: Aluminium i stopy aluminium. Skład chemiczny i rodzaje wyrobów przerobionych plastycznie, 2009.
6. Chakrabarti D.J., Laughlin D. E.: Phase relations and precipitation in Al–Mg–Si
alloys with Cu additions. Progress in Materials Science, 2004, vol. 49, (389–410). 7. Phragmen G.: On the Phases Occurring in Alloys of Aluminum with Copper,
Magnesium, Manganese, Iron and Silicon. Journal of the Institute of Metals, 1950, vol. 77, (498-553).
8. Mondolfo L. F.: Aluminum alloys. Structure and properties. Butterworths, 1979.
9. Arnberg, L., Aurivillius, B.: The Crystal Structure of AlxCu2Mg12-xSi7, (h-AlCuMgSi), Acta Chemica Scandinavica, 1980, A 34, (1-5).
10. Wolverton C.: Crystal Structure and Stability of Complex Precipitate Phases in Al-Cu-Mg-(Si) and Al-Zn-Mg. Acta Materialia, 2001, (3129–3142).
11. Bassani P., Gariboldi E., Vimercati G.: Calorimetric analyses on Aged Al-4.4.Cu-0.5Mg-0.9Si-0.8Mn Alloy (AA2014 grade). Journal of Thermal Analysis and Calorimetry, 2007, vol. 87, (247–253).
12. Totik Y., Sadeler R., Kaymaz I., Gavgali M.: The effect of homogenisation treatment on cold deformations of AA 2014 and AA 6063 alloys. 2004, Journal of Materials Processing Technology 147 (60–64).
13. Sadeler R., Totik Y., Gavgalı M.,. Kaymaz I.: Improvements of fatigue behaviour in 2014 Al alloy by solution heat treating and age-hardening. 2004, Materials and Design 25 (439–445)
14. Riontino G., Zanada A.: Coupled formation of hardening particles on pre-precipitates in an Al–Cu–Mg–Si 2014 alloy. 1998, Materials Letters 37 (241–245).
15. Totten G. E., MacKenzie D. (ed.): Handbook of Aluminium. 2003, vol. 1, Physical Metallurgy and Processes.
16. Bäckerud L., Król E., Tamminen J.: Solidification Characteristics of Aluminum Alloys. Wrought Alloys. 1986, Skanaluminium.
17. Manabu N., Takehiko E.: New aspects of development of high strength aluminum alloys for aerospace applications. Materials Science and Engineering, 2000, A285 (62–68).
70 18. Davis J.R. (ed.): Aluminum and Aluminum Alloys. ASM Specialty Handbook 1993. 19. Łatkowski A., Jarominek J., Mikułowski B.: Ćwiczenia laboratoryjne z
metaloznawstwa metali nieżelaznych. Skrypty Uczelniane. Wydawnictwo AGH 1991.
20. Polmear I. J.: Light Alloys. From Traditional Alloys to Nanocrystals. Elsevier 2006. 21. Lesniak D., Zasadzinski J., Galanty M., Woznicki A., Rekas A.: New Developments
in Extrusion of 2xxx Alloys with Solution Heat Treatment on the Press - w druku 22. Bronicki M., Woźnicki A.: Analiza przemysłowych warunków homogenizacji
okresowej wlewków ze stopów aluminium. Rudy i Metale Nieżelazne 2007, R 52, nr 12 (907-909).
23. Totik Y., Gavgali M.: The effect of homogenization treatment on the hot workability between the surface and the center of AA 2014 ingots. Materials Characterization 2003, 49 (261– 268).
24. Gavgali M., Aksakal B.: Effects of various homogenisation treatments on the hot workability of ingot aluminium alloy AA2014. Materials Science and Engineering 1998, A254 (189–199).
25. Gonçalves M., Martins M. G., Misiołek W. Z., VanGeertruyden W. H.: Homogenization and Hot Workability of Alloy AA2014.Materials Science Forum 2002, vols. 396-402 (393-398).
26. Dixon B.: Extrusion of 2xxx and 7xxx alloys. Aluminium Extrusion Technology Seminar ET 2000 (281-294).
27. Leśniak D., Bronicki M., Woźnicki A.: High-temperature homogenization of AlCuMg alloys for extrusion in T5 temper. Archives of Metallurgy and Materials 2010, vols. 55 (499-513).
28. Ebrahimia, G.R., Zarei-Hanzakib A., Haghshenasb M., Arabshahic H.: The effect of heat treatment on hot deformation behaviour of Al 2024. Journal of Materials Processing Technology 2008, 206 (25–29).
29. Saeed-Akbari A., Zarei-Hanzaki A., Rahmanian R.,. Ebrahimi Gh.R.: The Effects of Homogenization Conditions on the Hot Ductility Behaviour of AA2024 Aluminum Alloys. Materials Forum 2004, vol. 28 (1235-1242).
30. Takehiko E., Manabu N.: New Process-Microstructure method for Affordable 2024 Series Aerospace Aluminum alloys. Materials Science Forum 2007, vols. 539-543 (3643-3648).
31. Reiso O., Hafsås J.E., Sjothun O., Tundal U.: The Effect of Cooling Rate After Homogenization and Billet Preheating Practice on Extrudability and Section Properties. Part 1: Extrudability and Mechanical Properties. Proc. of 6th Int. Aluminum Extrusion Technology Seminar, Chicago 1996, t.1, (1 – 10)0.
32. Reiso O., Tundal U., Andersen S.J.: The Effect of Cooling Rate After Homogenization and Billet Preheating Practice on Extrudability and Section Properties. Part 2: A Microstructural Investigation. Proc. of 6th Int. Aluminum Extrusion Technology Seminar, Chicago 1996, t.1, (141 – 146).
33. Lefstad M., Reiso O.: Metalurgical Speed Limitations During the Extrusion of AlMgSi-Alloys. Proc. of 6th Int. Aluminum Extrusion Technology Seminar, Chicago 1996, t.1, (11 – 21).
71 34. Bjørnbakk E.B., Sæter J.A., Reiso O., Tundal U.: The influence of homogenization cooling rate, billet preheating temperature and die geometry on the T5- properties for three 6XXX alloys extruded under industrial conditions. Materials Science Forum 2002, vols. 396-402, (405-410).
35. Woźnicki A., Richert J., Richert M., Woźnicka J.: Podatność wlewków ze stopów AlMgSi do wyciskania z przesycaniem na wybiegu prasy. Rudy i Metale Nieżelazne 2003, R 48, nr 10-11, (468-473).
36. Woźnicki A., Richert J.: Wpływ nowych warunków homogenizacji na podatność wlewków AlMgSi do wyciskania w stanie T5. Rudy i Metale Nieżelazne 2005, R 50, nr 10-11, (635-639).
37. Richert J.: Innowacyjne metody przeróbki plastycznej metali. Wydawnictwa AGH Kraków 2010.
38. Szilágyi G., Gonçalves M.: Effects of Homogenization and Cooling after Extrusion on Microstructure and Ageing Kinetics of aluminium Alloys 2014. Materials Forum 2004, vol. 28 (558-563).
39. Zasadziński J., Richert J., Libura W.: Optymalizacja prędkości wyciskania rur z aluminiowych stopow trudnoodkształcalnych. Rudy i Metale Nieżelazne 1980, R 25, nr 10, (457-461).
40. Zakharov V.V.: Scientific Aspects of Deformability of Aluminum Alloys During Extrusion. Advanced Performance Materials 1995, 2, (51-66).
41. Ricks R.A., Parson N.C. Yiu H.L. Court S.A.: Microstructural Optimisation for Extrusion Of 6063 Alloys. Proc. of 5th Int. Aluminum Extrusion Technology Seminar, Chicago 1992, t.2, (57 – 69).
42. Winjum N.W., Newsted G.W., Beevis A.R.: Continuous Homogenizing of 6xxx Alloy Aluminum Extrusion Billets at Alcoa-Intalco Works. Proc. of 7th Int. Aluminum Extrusion Technology Seminar, Chicago 2000, t.2, (115 – 123).
43. Zając S., Bengtsson B., Jönsson C.: Influence of cooling after homogenization and reheating to extrusion on extrudability and final properties of AA6063 and AA6082 alloys. Materials Science Forum 2002, vols. 396-402, (399-404).
44. Laue K., Stenger H.: Extrusion. Process, Machinery, Tooling. American Society for Metals 1981.
45. Libura W.: Płynięcie metali w procesie wyciskania. Wydawnictwa AGH Kraków 2008.
46. Zasadziński J., Richert J., Libura W.: Prognozowanie parametrów siłowych wyciskania na gorąco aluminium i jego stopów. Rudy i Metale Nieżelazne 2004, R 49, nr 3, (131-134).
47. Leśniak D.: Structure and mechanical propertis of extruded AlCuMg sections in T5 temper. Archives of Metallurgy and Materials 2009, vols. 54 (1136-1143).
48. Zasadziński J., Richert J., Libura W.: Minimalizacja parametrów siłowych w procesie wyciskania metali. Rudy i Metale Nieżelazne 2006, R 51, nr 3, (136-142). 49. Saha P. K.: Aluminum Extrusion Technology. ASM International 2000.
72 51. Libura W., Leśniak D., Rękas A., Zasadziński J.: Analiza numeryczna wyciskania trudnoodkształcalnych stopów przez matryce o różnym kształcie. Polska metalurgia a latach 2002- 2006. Wydawnictwo naukowe „AKAPIT”, Kraków.
52. Ingvorsen J.: Closed-Loop Isothermal Extrusion. Proc. of 7th Int. Aluminum Extrusion Technology Seminar, Chicago 2000, t.1, (549 – 557).
53. Pandit M., Buchheit K.: A New Measurement and Control System for Isothermal Extrusion. Proc. of 6th Int. Aluminum Extrusion Technology Seminar, Chicago 1996, t.1, (79 – 86).
54. Bryant A.J., Dixon W., Fielding R.A.P., Macey G.: Isothermal Extrusion. Light Metal Age 1999, nr 3/4, (8-36).
55. Harris Ch, Li Q., Jolly M. R.: Prediction Of Extruded Microstructures Using Experimental And Numerical Modelling Techniques. Proc. of 8th Int. Aluminum Extrusion Technology Seminar, Orlando 2004, (159-167).
56. Duan X., Sheppard T.: Simulation and control of microstructure evolution during hot extrusion of hard aluminium alloys. Materials Science and Engineering 2003, A351 (282-292).
57. Libura. W., Leśniak D., Rękas A., Zasadziński J.: Physical and numerical modelling of extrusion of flat sectins from hard deformable aluminium alloys. Proc. of 8th International Conference on Technology of Plasticity. 2005 Verona, Italy.
58. Duana X., Velay X., Sheppard T.: Application of finite element method in the hot extrusion of aluminium alloys. Materials Science and Engineering 2004, A369 (66– 75).
59. Aliuminij. Mietałłowiedieniije. Obrabotka i Primienienije Aliuminijewych Spławow. Wyd. Mietallurgija, Moskwa, 1972.
60. Tokarski M.,: Technologia obróbki cieplnej metali i stopów. Skrypt Uczelniany Nr 99, Wyższa Szkoła Inżynierska w Opolu, Opole 1983.
61. Beck, Chevrier J.: Comparison des donnees de trempe, determinees a l’aid d’une methode numerique, a celles du regime permantent. International Journal of Heat and Mass Transfer 1971, (1731-1751).
62. Hatch J. E. (ed.), Aluminum, Propertis and Phisical Metallurgy. 1984, American Society for Metals.
63. Nowikowa I. I. (ed.) : Diagrammy Izotermicieskogo raspada rastwora w aliuminijewych spławach. 1973, Moskwa – Metallurgija.
64. Bontcheva N., Petzov G., Parashkevova L.: Thermomechanical modelling of hot Extrusion of Al-alloys, followed by cooling on the press., Computational Materials Science 2006, 38 (83-89).
65. Strehmel W., Plata M., Bourqui B.: New Technologies for the Cooling and Quenching of Medium-To-Large-Sized Aluminum Extrusions. Proc. of 6th Int.