Превращения и изменение содержания меди

С понижением содержания меди все меньшая часть ?-кристаллов переводится в а-кристаллы, так что здесь мы имеем постепенный переход от превращения к выделению. Исследования превращения Р- и а-латуни, проведены в большей своей части на сплавах, которые претерпевают если не полное, то все же далеко идущее превращение. Выделение в латуни а-фазы из р-фазы оказывается в этом случае несомненно начальной стадией превращения. Хотя до сих пор мы не имеем точных данных об изменениях концентрации, участвующих в процессе фаз, тем не менее все говорит о том, что выделение и превращение, но крайней мере при медленном охлаждении, происходят так, как того требует правило фаз. Путем длительного выдерживания при соответствующих температурах, подходя к ним и снизу и сверху, всегда одинаково возможно достигнуть состояния равновесия. Это необходимая предпосылка для получения соответствующих линий равновесия на всякой диаграмме состояния, которая лишь в этом случае может быть составлена с такой же точностью, как диаграмма состояния системы медь-цинк.

Несколько иначе дело обстоит с переходом при отпуске после задержки фазового превращения (закалки). При этом необязательно, чтобы процессы изменения концентрации, требуемые диаграммой состояния, протекли до конца. Во всяком случае структура сплава, претерпевшего частичное превращение при низкой температуре, значительно отличается от структуры после превращения, происшедшего при более высокой температуре. Основное отличие заключается в форме кристаллов. В первом случае возникают кристаллографически строго ограниченные пластинки, во втором - пластинки или иглы, ограниченные неправильно. В последнем случае кристаллы, очевидно, вырастают из зародышей; в первом - из-за отсутствия диффузии пластинки образуются сразу полной величины.

Зависимость между решетками р- и а-латуни всегда одинакова и строго закономерна. Несмотря на все различия в составе и обработке здесь кубическая пространственноцентрированная решетка всегда переходит в кубическую гранецентрированную решетку а-латуни по закону, общему для этих обеих решеток. Каждый кристалл распадается согласно этому закону на 24 группы различно ориентированных кристаллических пластинок. При спокойном нагревании они вновь переходят в один единственный р-кристалл.

О полным превращением в сплавах с 64 до 62% Си не связано явление значительного упрочнения. Превращение происходит здесь при очень высоких температурах, и его едва ли можно задержать. Сплавы с меньшим содержанием меди путем закалки и отпуска могут быть сильно упрочнены.

В системе серебро - цинк мы наблюдаем еще одно превращение. Очень похожее, судя по диаграмме состояния, на превращение р-латуни. В действительности §-фаза в сплавах серебро-цинк при температуре около 250° переходит путем закономерного процесса роста в другую гексагональную фазу с неупорядоченным распределением атомов. Однако и здесь при закалке р-фазы проявляется кубическая пространственноцентрированная промежуточная решетка с упорядоченным распределением атомов. Явлений упрочнения при этих переходах не наблюдается.