Full resolution (JPEG) - On this page / på denna sida - Sidor ...
<< prev. page << föreg. sida << >> nästa sida >> next page >>
Below is the raw OCR text
from the above scanned image.
Do you see an error? Proofread the page now!
Här nedan syns maskintolkade texten från faksimilbilden ovan.
Ser du något fel? Korrekturläs sidan nu!
This page has never been proofread. / Denna sida har aldrig korrekturlästs.
2. Koppar-grafit-blandningar.
Vid koppar-volfram-sintermetaller ligga de hårda
W-kornen i en betydligt mjukare grundmassa. Vid
koppar-grafitblandningar är däremot
koppargrund-massan mycket hårdare än de inlagrade
grafitpartik-larna. Till denna serie användes samma
elektrolytiska kopparpulver som förut samt grafit med en
kornstorlek av 0,03—0,1 mm diam. Provernas
framställning skedde för övrigt på samma sätt som vid
koppar-volframmetallen.
Egenskaper: Den spec. vikten visade endast ytterst
obetydliga avvikelser från den för blandningen
beräknade teoretiska (fig. 7). Strukturen av koppar med
20 viktsprocent grafit visas på fig. 8. Kornstorleken
av kopparkristallerna var 0,007—0,øU5 i medeldiam.
Spår av kallbearbetning kunde icke iakttagas. Då kol
och koppar icke bilda någon legering, framträda på
Debye-diagrammet koppar- och grafitlinjerna
oförändrade (fig. 5 b). Röntgenreflexerna visade ingen
likriktningseffekt av kristallerna från
pressningsoperationen. Hårdheten samt andra av
deformations-motståndet beroende egenskaper sjunka med
grafit-tillsatsen. Deformationen sker nämligen
företrädesvis inom grafitinlagringarna, varigenom den blir
mindre i den omgivande kopparn. Sänkningen med
stigande grafithalt sker först hastigt, sedan vid större
tillsatser saktare (fig. 7). Samma förlopp visar
stuk-hållfastheten (spec. bel. vid 10 % hopstukning) fastän
ännu mera utpräglad. Förhållandet är motsatt det vid
Cu—W-blandningarna och finner en analog
förklaring. Vid ca 10 viktsprocent, motsvarande ca 30
volymprocent, börja grafitkornen här och där komma
i beröring med varandra. Ovanför denna halt brytes
sammanhanget av kopparskelettet på allt flera
ställen. Sänkningen av deformationsmotståndet sker vid
växande grafithalt allt långsammare, då de
nytillkommande grafitkornen även placeras på ställen där
sammanhanget av grundmassan redan förut var avbrutet.
Den halt, vid vilken en beröring av grafitkornen äger
rum, beror till en viss grad också på deras form.
Deformationsförmågan mätt på höjdreduktionen till
inträdande bristning på stukprov sjunker likaså
hyper-belartat med stigande grafithalt. Det är
anmärkningsvärt att en komposition med 5 vikts- resp. 17
volym % grafit tål en sammantryckning av 50 % innan
bristning inträffar. Även sträckhållfastheten faller
med stigande grafithalt först hastigare och sjunker,
sedan grafitkornen kommit i kontakt med varandra,
Fig. 8. Koppar med 20 % grafit, varmpressad. X 100.
Fig. 9. System koppar—tenn, tillståndsdiagrammet.
långsammare allt efter det kopparförstagningen av
brytes.
Vid de ovan behandlade Cu—W- och
Cu-grafitkom-binationerna bilda beståndsdelarna rent mekaniska
blandningar utan bildning av biandkristaller eller
intermediära faser. I det följande behandlas några
försök med Cu-legeringar.
3. Koppar-tenn-sinterlegeringar.
Som utgångsmaterial användes
elektrolytkoppar-pulver som ovan samt från oxid reducerat tennpulver
med en medelkorndiam. av 0.J5—2,0 //. Förberedningen
av proverna skedde på samma sätt som tidigare.
Pressningen utfördes vid 770°C sålunda ca 100°C
under smältpunkten. Två sammansättningar användes
med 6 resp. 10 % Sn. Vid upphettningen smälter
tennet, vilket legeras med kopparkornen; därvid
genomlöpas alla stadier i tillståndsdiagrammet. Bildning och
omvandling i nya faser sker med stor hastighet vid den
höga temperaturen. Vid beröringsytan mellan
koppar-och tennkornen finnas för en kort tid skiktvis alla faser
samtidigt. Kopparn följes av ett hölje fast lösning av
Sn i Cu (a). Därpå följer ett skikt (5 (Cu4Sn), sedan
t] (Cu3Sn) och & med formeln Su6Sn5 samt slutligen
rent tenn. Ovanför 420 °C försvinner #-fasen samt 6
ovanför 520°C, där istället en annan (?) bildas och vid
587°C (ß), en CuSn blandkristall. Dessa
övergångsfaser bildas dock mer eller mindre fullkomligt allt
efter upphettningshastigheten. Vid snabb
upphettning eller avkylning kan tillståndsdiagrammet ej i
detalj tillämpas. Vid systemet Cu—Sn sker
koncentrationsutjämningen relativt trögt, så erhålles t. e.
vid normal stelnings- och avkylningshastighet av en
smälta med 10 % Sn, vilken under 820° borde bestå
av blandkristaller, även en del y över den peritektiska
reaktionen vid 798°C och den obeständiga ß-fasen.
Den rena cc-strukturen inställer sig först efter en lång
tids glödgning vid hög temperatur. Inom cc-området
sker diffusionen ungefär lika hastigt som vid Cu/Zn
eller Cu/AL-legeringar. (Diff. koeff. D • 105 cma/sek. i
Cu/Sn SS 6, Cu/Zn öq 4; Cu/AL oa 1,3.)
Efter två varmpressningar vid 780°C hade
legeringen med 10 % Sn en struktur enligt fig. 10.
Kornstorleken är ytterst fin: 0,001—0,015 mm diam., och
12 april 1941
57
<< prev. page << föreg. sida << >> nästa sida >> next page >>
