- 289 -
i&íspEm.
KB STUDIU
ssjvm
M£Ď - URAN.
/Téze referátu/ Ing. Drahomír JaSka C S c , VSB Ostrava, 1. Úvod. Vymezení rozsahu a náplně referátu - studium slitin soustavy Cu-U s nízkými obsahy uranu. Hlavní účel studia - příspěvek,k perspektivnímu využití ochuzeného uranu z odvětví jaderné metalurgie, Kovový uran, jeho složení a význam v jaderné technice. Obsah Štěpného izotopu 2 ^ U . Metody obohacování uranu, štěpným izotopem. Produkce ochuzeného uranu. Zbytkové ob* sáhy *$hj v ochuzeném uranu a celkový obsah doprovodných prvků. Vliv zbytkového štěpného izotopu ne fyzikální, ehe* mické, mechanické a metalurgické vlastnosti, Obecné poznatky o možnostech využiti uranu • aetslurgii. Zlepšení některých vlastností ušlechtilých ocelí, prostředek dezoxidační a desulfurační. Ochrana oceli proti korozi. V metalurgii barevných kovů příprava speciálních slitin ti a Hi, Co, Cr a tSžkotavitelnými kovy. Bszoxidační vliv uranu na mSd" a nikl. Potlačování Škodlivých účinků některých kovů ve slitinách.' 2. Slitiny C G - U. Rovnovážná soustava Cu - U. Interaetalické fáse soustavy Cu-U, zejména fáza UCu^ a její vlaatnoati, Eutektifcun Příprava vzorků slitin. Záktadní kovy pro přípravu slitin, chemické aloíení. Tavící tarízení a jeho úprava pro daný
- 290 účel. Průběh tavení a legování. Stanovení obsahu uranu ve vzorcích, Výsledky tavení. 3. Vyhodnocování s l i t i n Co - U. Složení zkoumaných s l i t i n . Úprava vzorků pro vyhodnocování* Vliv uranu na primeral zrno mědi, Výsledné makrostruktury. Xikrotvrdost primárních zrn. Příprava mikrostruktur s l i t i n , použité a vyzkoušená leptadla. Vyhodnocení mikrostruktur, Vliv ursnu na mechanické vlastnosti mědi. Stanovení pevnosti, průtažnosti a tažnosti, dále tvrdosti nízkolegcvaných s l i t i n Cu-U. Vliv uranu na elektrickou vodivost, metodika měření, výsledky měření. 4. Dezoxida&nl vliv uranu na mel. Kyslík v mědi, soustava Cu-O. Metodika stanovení kyslíku v mědi. Termodynamika odkysličovacích reakcí. Obsah kyslíka v elektrolytické mědi a v mědi přetavené. Příprava vzorku mědi se zvýšeným obsahem kyslíku. Prapal uranu při legování médi. Stanovení prosté závisl o s t i propalu na obsahu legujícího prvku. Saížení obsahu kyslíku v závislosti ne obsahu uranu ve s l i t i n ě . Zbytkové obsahy uranu ve slitinách, 5. Závěr, Ha základě zjištění, podložených výsledky experimentálních prací, je aožno vyvodit tyto závěry: » a/ 13 nlzkolegovaných slitin v oblawti soustavy Cu-U do 2 vah. * V neovlivňuje uran velikost primárních srn mědi. Slitina v litém stavu zůstává hrubozrné jako je u čisté mědi v litém stavu.
- 291 b/ Při stanoveni mikrotvrdosti primárních zrn u hypo*utek~ tických slitin soustavy Cu-U bylo zjištěno, že aikrotvrdost těchto primárních zrn je téměř dvojnásobná proti mikrotvrdosti primárních zrn Čisté mědi. Poukazuje to na pravděpodobnou /alespoň minimální/ omezenou rozpustnost uranu v mědi a tvorbu omezeného tuhého roztoku. e/ V souladu s publikovanými rovnovážnými diagraov soustavy Cu-U je možno potvrdit, že mikrostruktura hypoeutektických slitin Cu-U je tvořena primárními zrny Cu /resp. dle předpokladu bodu fo/ zrny tuhého roztoku Cu/y/ / » stoupajícího obsahu eutektika. d/ Mechanické vlastnosti u ní zkolegc váných slitin Cu-U se výrazně neliší od vlastností čisté mědi /jedná se ale o litý 9tav/ v nebol prútažnost a tažnost je shodná, pouze pevnost je mírně zvýšená; tato poslední vlastnost může míti technický význam vzhledem k elektrické vodivosti. Je tady otázkou, zda zvýšení pevnosti je způsobeno ob* sáhem uranu jako legury anebo prvku dezoxidačního. e/ Stanovení vlivu uranu na elektrickou vodivost mědi nebylo běžnými metadami možné. Použitá metoda /měření sněny napětí při přechodu stejnosměrného proudu vynoké intenzity/ poukázala na velmi malý vliv uranu na snl£«ní elektrické vodivosti* f/ Propal uranu při přímém legování byl značný e pro případné praktické použití se musí počítat a vhodnou předslitinou. g/ DezoxidaSní vliv uranu na měa byl prokázán řadou experimentálních zkoušek. Ha závada ale byla skutečnost, Že produkty dezcocidace ae z taveniny těžko odlučují a tavenina proto vyžaduje vyššího přehřáti.
- 292 -
SLITÍMI HA B£ZI Cu-Al S DALŠÍMI PŘÍSADAMI, JEJICH ZU3l£CHŤ0VA*HÍ A MECHANICKÉ HODNOST Ing.O.Vondrášek - Kovohutě Čelákovice Ing.J.KlofáC - Ytfe Panenské Břežany
I když mají slitiny železa v technické praxi prvořadé postavení, víme, že prakticky žádné průmyslové oévětví se neobejde bez barevných kovů nebo jejich slitin. S rozvojem techniky jejich spotřeba stále stoupá, i když je možné v některých případech je dnes nahradit umělými hmotami. Ceny barevných kovů a jejich slitin, rvlážtě na bázi mědi, jsou poměrně vysoké. Mimo to větěina barevných kovů nebo surovin pro jejich výrobu pochází z dovozu. Je proto z národohospodářského hlediska a nimi účelně hospodařit, t.j. účelně využívat jejich vlastnosti a provádět výběr slitin jichž je ke každému účelu několik, ale které se vzájemně liší složením a tím i cenami. Jednou z oblasti slitin, kterým se v současné době věnuje stále větší pozornost, jsou slitiny na bázi Cu-Al, kterými lze v mnoha případech úspěšně nahradit dražší cínové bronzy. V běžné praxi jsou častěji, než čisté binární slitiny Cu-Al, používány slitiny s dalšími přísadami, hlavně lín, Ft a Ni. Zvléšt významné je jejich použití tam, kde nesmí dojít k jiskření, jako v hlubinných dolech, plynárnách a továrnách na výrobu třaskavin. Stále více do popředí se dostávají hliníkové bron, zy s obsahem Ni a Fe pro své velmi dobré chemické i mechanické vlastnosti. Na této bázi je u nás normována CuA110Fe4Ni4, viz ČSN 42 3047, schválena 25.11.1965.
- 29? -
Tento hliníkový bronz má z metalografického hlediska v e l ai složitou strukturu. Přeato, že je snáma již řada l e t , stéle není k disposici dostatečné množství faktů, týkajících se jeho rovnovážného systému. Vzhledem k tomu, že se jedné o velmi jemnou strukturu, je identifiksce jednotlivých fá*í velmi obtížná a stejně tak je obtížné určení j e jich chemického složení, uvážlme-li navíc, že tyto s l i t i ny mohou obsshevat řadu nerovnovážných f ér i . 2ákladní fázový diagram pro hliníkové bronzy je na obr.l, který tvoří v konečném s t a v i l i tiny jedno, nebo dvoufázové. Při obaahu AI nižším než je eutektoidnl obsah, je mikrostruktura složena Afází a eutektoidni směsi s t * ^ . Při obsahu vy osím, vylučuje se nejdříve fáze /i vedle eutektoidu«t+}V • Při obsahu AI 10 % se bude z taveniny vylučovat nejdříve fáze /$ , která má prostorově centrovanou kubickou mřížku. Při teplotě 95O°C dochází v d&aledku Kmeny rozpustnosti AI v Ä fázi k vylučování * z & . P ř i 500°C dochází k eutektoidnímu rozpadu <& na«£*J*«. . J e l i kož tento rozpad probíhá pomalu, l z e ho zvýšenou rychlost í ochlazování potlačit za vzaiku nerovnovážné fáze martensitického charakteru. Typ martensitické přeměny, která proběhne, je závislý na obsahu AI. Tato závislost je schematicky znázornená na 3br.2. Přidáním ře jako slitinového prvku k dvousložkovému hliaíkovému bronzu, se vyvolá již při obsahu 2 % Fe vznik nové fáze, identifikované jako FeAl3 / ! / , což svědčí o malé rozpustnosti Fe v «t . pro naee složení /nebere»e-li v úvahu dosud obsah Hi, t . j . 10 * AI a 4 % Fe, bylo r j i š těno, že alitina v rovnovážném stavu je trojfázové,**$& • PeA.l3, nebo při poněkud sníženém obsahu legujících prvků dvoufázová, «U FeAl 3 . Mezní obsah při kterém se objé*«á« fa. j« podle teploty, 8,7 až 9,1 * AI. Při ochlazování velkou rychlosti z oblasti d+& , ja mikrostruktura této
- 294 -
J
«
*
•
«
Obr* 1. Rovnovážná soustava Cu-Al do 20 % AI
-295 -
ř
[S.
\
13
-
14
IS
10
mh. % 'hl
11
II
11
H
1$
— -
nestabilní
Obr. 2, Schematické .znázornění přeměn hliníkových bronzů S Ni, 5 Fe
1000
6 Ni, 6 Fe
soo 400 8
9
10
11
12 g
9
10
11 12 8
9
10
11 12
Obr. 3 a,b,c. Fázové rozložení v souetavě Cu-Al-Fe-Hi při konstantní obeahu železa a niklu
296 -
slitiny tvořena řaseni «E*FeAl,tj5 « • *"• tomto případě sfistává Fe rozpuštěno v/i & PeA.1^ s* vyluguje pouze x «C * Při pomalém ochlazování S9 pak FeAl-, vylučuje současně z «Ci Ä . Z pozorování vyloučeného množství .FeAl? s obou fásí vyplývá, í e rozpustnost Fe v/5 j e nohem větéí než i \ í ; f | | | \ I j
Přidáním Štvrtého slitinového prvku Ni do 'soustavy Cu-Al-Fe vyvolá značný přesun ve výskytu jednotlivých fázových oblasti. Z hlediska naší slitiny jsou důležité &a« gramy Cu-Al-Fe-Ni při konstantních obsazích Fe a Ni, viz obr.3 e/,b/ a c/. Podle tSehto diagramu je naše slitina v závislosti na obsahu Fe, Ni a Al bud" dvoufázová «í * 3C při nižších obsazích, nebo trojfázová«t*'3?*^' při cbse*í zích vyšších. Fáze
\
Kromě těchto fází zachycených v rovnovážných diagramech, lze pozorovat v této slitině i některé nerovnovážné fáze, jejichž množství a velikost jsou dány podmínkami oehlezovánf taveniny, respektive vysokoteplotních fází v tuhém stavu. Prvním případe© tak zvaná fáat bohatá žele__zjem, doposud přesněji neoznačená. Její typický dendritický charakter, který si zachovává i v lisovaném polotovaru ukazuje, že tato fáze vzniká primární kr^staliaeci přímo z taveniny, viz obr.4« ftez dendritem t4to fése, zobrazený odraženými elektrony je n» obr.5a. Rentgenový obras téhož místa vzorku v FeKti. na obr. 5b přesvědčivě ukazuje, že eákladni komponentou je železo /4/. Pomocí spektrální analysy se zjistilo její chemické složení: 67 * Fe, 13 t 7 % Cu, 5,5 % Ni a 3 % Al. Tato fáze vznikla z taveniny se v důsledku reakce v tuhé fázi rozpouští. Průběh této reakce
i
» j I I 1 1 L | \ j
I
Obr.4 - Hliníkový brona stacionárni lity dandritická fása Lept. /řm 4 / 2 S 2 O 8 x 500
Obr.5* - Hliníkový brons Obr.9b •» Hliníkový brons atacionárnft lity. Želasen stacionárne lity, rtg bohatá fása sobrssená prox 1200 atřednidvÍB aakundánlch elektronů xl2OO
-298 -
je vázán zákony difúze a proto velikost zbytků fíie bohaté železem ve slitině za normální teploty závisí na velikosti původně vyniklých dendritů. Potvrzeni* tohoto závěru lze nalézt porovnáním Četnosti této fáze na vzorcích z čepů litých stacionárně do kokiX /mela ochlazovacl rychlost/ a čepů litých kontinuálně /velká ochlezovací rychlost/. V prvém případě pozorujeme Častý výskyt poměrně velkých dendritů této fáze s prokazatelnou úzkou vrstvou se změněným složením po jejích hranicích. Obr.6 ukazuje mikrostrukturu z povrchové oblasti stacionárně litého čepu, zobrazenou odrazenými elektrony* V důsledku vyčáí ochlazovacl rychlosti v této oblasti jsou drobnější než dříve uvedené. Kromě nich, *L fáze a eutektoidu «á*^" pozorujeme i oblest nerovnovážné váze & . V druhém případě zbytky prakticky neexistují, nebo jsou velmi jemné a rovnoměrně rozložené ve struktuře. Podrobnějším studiem této fáze se došlo k závěru, že je jedním z hlavních činitelů působících na vznik dřevitého lomu. Podobně jeko u binárni slitiny Cu-ál s 10 % AI, lze i slitiny CuA110Fe4Ni4 potlačit vysokou ochlazovecí rychlostí eutektoidní rozpaďS**'** a vyvolat martensitickou transformaci < 5'*J3 I . Strukturální skladbu slitiny v zava«losti na složení /i pro obsahy přísad v rozmezí kde se nalézá i nese slitina/, udává schematicky diagram na obr.7. Tepelným zpracováním a následujícím popouštěním lse do jisté míry volit strukturální skladbu a tím i současně i mechanické hodnoty slitiny / 5 A Podle rovnovážných diagramů na obr»3a/,b/, c/ vyplývá možnost provádět kalení ze tří oblastí, podle výše kalicí teploty. Z oblasti*•«£•'&* v rozmezí teplot 600 až 350°C, Ji* 71 • rozmezí 850 až 95O°C a konečně z oblasti -# fáze nad teplotou 95O°C. Údaje o teplotách jsou velmi hrubé,
- 299 -
Obr.6. Povrchová oblast stacionární litého čepu, zobrazená pomocí sekundárních elektronů, představuje* -fázi, eutektoid * + * , fázi bohatou železem a fázi ú . Zv. 1000 z. teptota °C
Obr.7. ScheMtické znázornění oblastí fází v sou stav? Cu-Al-ře-Hi 8 obsahem Ni 4-6 %, Pe 4-6 %
- 300 -
nebot tyto v prvé řadě závisí na chemickém složení. Ke stanoveni vlivu kalicích a popougtěcích teplot na mechanické vlastnosti a strukturu byly použity vzorky z lisovaných tyčí 0 36 mm o složení: 11% *1, 4,2 % F«, 4,5 * Ki, Cu zbytek. Praktické část Výchozí struktura vzorků výSe uvedeného složení je dokumentována na mikrosnímku obr.8. Je tvořena polydrickými zrny fáae «*. , eutektoidní směsí**'* a parcipitáty fáze # . Tepelné zpracování bylo prováděno v elektrické odporové pícce a rozsahem teplot do 1200°C, bez cirkulace vzduchu. K uríení optimálníkalicí teploty, ze které by se vycházelo při dalším tepelném zpracování, byla stanovena závislost mechanických hodnot na teplotě kalení, při výdrži na kalicí teplotě 1 hod. a pro kalicí prostředí vodu* Získané hodnoty jsou uvedeny v tabulce I a greficky zobrazeny na obr.9. Prudký vzestup pevnosti a pokles tažnosti pro kalicí teploty mezi 850 a 900°C lze vysvětlit tím," äe se jedné o přechod féze**tf*£ do oblasti tázíA* X . V této oblasti se vzrůstající teplotou kalení ubývá ve struktuře plastická «<• fáae na úkor přibývajícího množství velmi tvrdé, ve formě jemných jehlic vznikající nartensitické féze/í, viz obr.10 a 11. Následující pokles hodnot pevnosti i tažnosti současně, pro zvyšující se teploty, je způsoben prudkým vzrůstem velikosti jehlici fáze, jak dekussentuje mikrostruktura vzorku kaleného z teploty 1000°C, via obr.12 a íve srovnání sA% z nižší teploty, viz obr.12b).
301 -
Obr. 8, Stav hliníkového bronzu před tepelným zpra-covéním. Lept.FeCl^+HCl, zv.1000 x .
100
Obr* 9. Grafické znázornění průběhu mechanických •flBatnosti hliníkového bronzu kaleného x různých taplot.
- 302 -
Obr. 10. Kaleno a 850° C/l hod./ voda lept. FeCl-j+HCl, zv. 200 x
Obr. 11. Kaleno z 9OO°C/1 hoa./voda l e p t . FeC2.2+HClt zv. 200 x
-303 -
Obr. 12 a. Kaleno z 1000°C/ 1 hod./ voda Lept. PeCl,+HČl, sv. 800 z
Obr. 12 b. Kaleno z 850°C A hod./ voda Lept. FeCl.+ECl, zv. 800 x
- 304
Vzhledem na jistou dědičnost mezi strukturou kalenou A popuštěnou a tím i návaznost mechanických vlastností, je pro další tepelné zpracováni nejvýhodnější kalit z ob* lesti 9C0°C, kde je dosaženo maximálních pevností při šachování poměrně jemné a rovnoměrné struktury o Podle některých prací /6/ se u hliníkových brontů dosáhne maximálních mechanických hodnot při popouštěcí teploto 300^0, při níž se naproti tomu v jiných / 7 / uvádí, íe optimální teplota je v oblasti 400°C. Všeobecně se však vídává, Se teplota 500°C a vyšší, je rozhodně nevhodná. Proto změny mechanickýdi vlastností byly sledovány v průběhu popouštění při teplotách 300 a 450°C. Pro ověření předpokladu o nevhodnosti vysokých popouštěcích teplot byl proveden průskům i v této oblasti teplot• Vzorky kalené z teploty 95O°C /I hodo/voda, byly po- • puštěny při teplotě 300°C po dobu 5,12 a 24 hod. Mechanické hodnoty těchto vzorků jsou uvedeny v tabulce H a graficky vyneseny na obr. 13. Obdobným 'způsobem bylo provedeno popouštění z teploty 450°C a získané mechenieké hodnoty opět zaneseny do tabulky U I a vyneseny do grafů na obr. 14. Pro úplnost bylo provedeno též popouštění vtorku ns teplotu 650°C/hod/vzduch. Tai cvýtato zuělechtěním byly tiskány překvapující velmi dobré aeehanieké hodnoty: VQ 2 - 6 8 , 2
až 74,8 kp/mm , C 19,4 * /8/.
2
p t
- 83,5 aS 95,2 kp/nan t ď*5 - Ilj2 až
Metalografický průskům llikrostrukturf vzorků Žíhaných na teploto 300°C po do bu 6,12 a 24 hod. je na obr.15 a/ a b/. Ne obr.l5a/ sůativá šachována struktura martensitického charakteru /300°C/ /6 hod/. Prakticky totožnou strukturu tiskáme u vsorku ií-
- 305 -
Tabulka I, Teplota Icaleoí
Tvrdost
Vrtibová houžcTnatostJÍ
re/
/kp/mm /
/%/
m/
Ap/smV
800 850 900 950 1000
82,7 84,5 96,2 91,3 68 5
12,5 10,4 7,4 5,6 2,6
240 310 376 351 332
0,98 0,70 0,45 0,30 0,30
2
Tabulka I I . ^oba popouštění 2 /hod./ /kp/surn / 6 12 24
81,5 67,0
73,8
/%/
5,0 5,2 56
r /%/
Vrub.houžev. R Apn/cm2/ 0,30 0,30 0,30
8,5 9,0 9,2
Tvrdost /HV/ 397 409 414
Wbulka m , Doba po* pouštění /hod./ 6 12 24
5 /Kp/ma / 72,3
95 U
/'*/ 6 6 8
3
/%/
Vrub. houž. H /kpm/cm /
12,8 13,4 13,4
Cř80 1,20 1,50
Tvrdost /HV/ 297 282 265
- 306 -
inn
•
K)
j
O iainoit u tvrttost W vrubová • kontrakce
SO
25
6
200
as
109
IS dobo pepouiHm, U*Xl
Obr. 13. Mechanické vlastnosti hliníkových bronzů, kaleno z 950 C/ 1 hod./ voda. popuštěno při 300Vvzduch
dcéa popottftém; tkootl
Obr. 14. Mechanické vlastnosti hliníkových bronzô kaleno í 950 C/ 1 hoů./ voda, popuštěno při 450°C/ vsduch
- 307
Obr. 15 «. Kaleno * 95O°C/ 1 hod./ voda, popuštěno při 300°C / 6 hod. Lept. FeCl^+HCl, zv. 500 x
Obr. 15 b.
Kaleno z 95O°C/ 1 hod./ voda, popuštěno při 300°C /24 hod. Lept.PeCl^+HGl, zv. 500 x
-p 3C8 -
Obr. 16 a. Kaleno z 95Ó°C /*oda/ 1 hod., popufitěno při 450°C/. ° 6 hod./vzduch Lept. PeCl3*HCl, « y 500
Obr. 16 b.
Kaleno z 95O°C/ 1 hod./ voda, popuštěno při 45O°C/ 12 hod./ *idueh Lept. Fed-j+HCl, zr. 500 x
- 309 -
haném na 300°C po dobu 12 hod. Kikrostrukture vzorku Sihaného na 300° po dobu 24 hod. již ukazuje na přítomnost fáze * (obr. ft
^
Mikrosnímky vzorků, žíhaných na teplotu 450 C po dobu 6 a 12 hod. jsou na obr.lfia/ s b/. Při době popouštění 6 hod* se projevuje počátek eutektoidníhó rozpadu. Při delší době žíhání 12 hod, se ukasuje větší množství eutektoidu s nepatrným množstvím světlé fáze t, , Vliv deláí doby žíhání, až 24 hod. se neprojevil podstatnouaněnou ve struktuře a odpovídal snímku na obr.16b/.
| | \ % | | |
Mikrosnímek na obr.17 představuje vzorek žíhaný při teplotě 65O°/l hod. Výrazné ©í> je obklopené eutektoidem a precipitáty 9C . Optické mikroskopie není schopna rozeznávat vešleré změny, které proběhnou při popouštění za nízkých teplot. Z toho důvodu bylo přistoupeno ke studiu struktur pomocí elektronové mikroskopie. Elektronový snímek povodního, tepelně nezpracovaného vzorku je ne obr.18. Struktura po kslení e žíhání na 300°C po dobu, 24 hod. je ns obr.19. Lze identifikovat drobné precipitáty. Jedná se pravděpodobně o fázi PC , které jsou příčinou vsřůstu mechanických hodnot. Struktura vzorku po kálení a žíhání na 450°C/24 hod. je na obr.20 a liší se od předchozího snímku tím, že tady jsou viditelné precipitéty podstatně větší. U vzorku popuštěného ne 65O°C/1 hod./vzduch jak je ukázáno na obr.21, byly nalezeny precipitáty více velikostí, od jemných až po hrubé.
§ S § f | 1 | ! \ |
Vzorky pro elektronovou mikroskopii byly po mechanickém vyleštění naleptány leptadlem pro tvářenou bronx. Složení leptadla: 2 g dvojchroman draselný, 8 al H g S O ^ 4 ml nasycený roztok H a d a 100 ml vody. Na naleptanou strukturu byle napařena pod úhlem 45° tenká uhlíková
a*
- 310-
Obr. 17. Kaleno a 95O°G/ 1 hod./ voda, popuStfino při 65O°C/ 1 hod./ vzduch Lept» Ped 3 +HCl, sv. 1000 x
Obr. 18. Elektronový snímek vzorku před tepelným zpracováním. Uhlíková replika, zv.12000 z.
- 311 -
<sřs •:i'^BS5S8ř'
t« V.
MU':
• 3SS>
-'Ji? 4
:"'C
••••v-es!®'.:* Obr. 19. Elektronový snímek vzorku kaleného z teploty 95O°C/ 1 hod./ voda, popuStgného při 300°C / 24 hod. Uhlíkové replika, zv. 12000 x.
Obr. 20. *lektr(»ový snímek vzorku kaleného z 95O°C/ 1 hod./ voda, popuSt5ného při 450°
- 312 -
Obr, 21. Elektronový snímek vzorku kaleného z 95O°C/ 1 hod./ voda, popužtěného p ř i 65O°C/ 1 hod./vaauch. Uhlíková replika, sv. 12000 z .
- 313 -
blanka, která se uvolnila z povrchu vzorku pomocí elektrolytického podleptání v lázni HC1O 4 • CH^COOH. Uhlíkový* otiak byl střídavě propírán v methylalkoholu a destilované vodě a dokonale, čistý byl uchycen na fosforobronzovou aííku. Sníaek 5.18 byl zhotove ve VÚHŽ v Prase a ostatní na VŠB T Ostravě*
Závěr 1/ fyla potvrzena existence nestabilní fáze bohaté železem, vznikající ca vysoké teploty, která je proto velmi těžko rozpustná v pevné fázi. 2/ Jako optimální teplota kalení byla určena oblast teplot 900 až 95O°C, kdy jsou dosahovány maximální pevnostní hodnoty. V Při popouštění na 45O°C je po době 12 hod. žíhání dosaženo maximální pevnosti 96 kp/ram pri taznosti vZ 6 %. Další zvyšováni žíhací doby způsobu je jen nepatrné zvyšováni tažnosti při prakticky neměnném O p.. 4/ Krátkodobým popouštěním na teplotu 65O°C/1 hod„ lze dosáhnout oproti literárním údajům velmi dobrých mechanických vlastnosti při dostatečných plastických hodnotách. 5/ Elektronovou mikroskopii bylo potvrzeno, že zvyšování mechanických hodnot této slitiny při popouštění je dáno precipitačnía charakterem tohoto děje.
* 314
Literatura /I/ Joazt K. jlíorawiec H»,GabIanowsa L : Skleá fézowy a wlasnosci brazov aluminiovýchř XY*KôĽďerencje taetsloznewsca, Tom III, Struktuře a wlaanosei netslinieželaahych, 1965. / 2 / Presnjakov A.A.» černyševa J,P.: Vlijsnie koncentraciji na protnostcyje svojstvs aljuminijevych bronz, Trudy institute e metallurgiji i obogaSčenija akadémiji neuk Kazachskoj SSR 1966, ľoaXV, 8.122-125. /3/ Tuschy E.: Nickel-Aluminiuisbronřen* The InternÉional Coop. /Mond/ Limited, 1962 / 4 / Kloféč.Or.: Stuclie příčin dřevitého lemu, Vík Panenské Břežany, C.p. 22/70, 1970 /5/ Dies K.: Kupfer uad Kupferlegierungen in der Technik, Spring«r/Verlag Berlin/ Hoŕ^lberg/ New York, 196? /6/ Hunger J.,Dienst W.: Zeitschrift fur Metallkunda, 51, 1960, 3.394 / ? / líaitre F. ,Gobin F. s Mémcires Scisntifique Rev.Metalurg., 65, 1958, s.751 /Q/ OČenéšek V.,Kiofé5 J.: Analyso vlastnoatí a struktury lisovaných tySí ES slitiny CuállO?a4Ni4 po tep«l^iém zpracování, VÚK Panenské Břežany, S.zp. 20/70, 1970
