PODSUMOWANIE I WNIOSKI

Czynniki determinujące kruchość badanych brązów cynowych podczas odkształcenia plastycznego w temperaturze podwyższonej analizowane są często alternatywnie jako czynniki minimalnej plastyczności w określonych warunkach procesu technologicznego.

W licznych zagadnieniach inżynierii materiałowej zarówno kruchość, jak i jej antonim - plastyczność rozpatrywane są jako właściwości badanych metali i stopów, należą do parametrów ciał stałych trudno mierzalnych w skali makro- i mikroskopowej. Co więcej, do tej pory nie opracowano jednoznacznej miary oceny ilościowej tych parametrów. Wśród terminów określających zdolność materiału do odkształceń plastycznych, również w temperaturze podwyższonej, funkcjonuje oprócz pojęcia plastyczności prawie synonimiczne pojęcie odkształcalności. W literaturze [228] przyjmuje się, że odkształcalność (D) definiuje zdolność odkształcanych wyrobów do nieodwracalnej zmiany kształtu bez naruszenia ich ciągłości, natomiast plastyczność (P) odnosi się do konkretnych właściwości materiału, które warunkują realizację określonych mechanizmów odkształcenia i pękania. Zależność między tymi pojęciami jest następująca:

D (eT) = f(P ,M x ) (6.1)

gdzie: D(sT) - odkształcalność wyrobu określona ilościowo za pomocą odkształcenia (sT), przy którym w materiale powstają pierwsze szczeliny; P - plastyczność materiału;

Mx - kompleks tzw. czynników zewnętrznych charakteryzujących warunki odkształcenia (szybkość, równomierność i selektywność odkształcenia).

Z zależności (6.1) wynika, że zaniżenie plastyczności może być kompensowane polepszeniem warunków odkształcenia i na odwrót. Funkcyjnie ujęta plastyczność charakteryzuje wewnętrzne właściwości materiału i zachodzące w nim procesy fizykochemiczne. Mechaniczne warunki odkształcenia można traktować w tym ujęciu jako środowisko kształtowania postaci i własności wyrobów. Warunki te mogą również sprzyjać rozwojowi procesów fizykochemicznych lub je hamować. W ustalonym stanie fizycznym każdy materiał posiada określony zapas właściwości plastycznych, czyli właściwą dla materiału plastyczność, która może się w pełni ujawnić dopiero w procesie odkształcenia wyrobu. Ponieważ aktualnie nie określono jednoznacznej metody badania i oceny plastyczności materiału, więc jej poziom wyznaczany w stosowanych metodach badawczych (próby rozciągania, skręcania i udamości) ma charakter względny. Wyrażany jest również w jednostkach względnych i prawidłowo powinien być zdefiniowany plastycznością względną.

Z badań wynika, że wyroby z danego materiału o różnym kształcie i wielkości może charakteryzować różna odkształcalność, podczas gdy zunifikowane próbki tych wyrobów - identyczna plastyczność. Jeśli wymiary i kształt odkształcanego wyrobu sprowadzi się do wymiarów zunifikowanej próbki do badań, to D=f(P). W tym przypadku odkształcalność wyrobu i plastyczność materiału można rozpatrywać równorzędnie i opisać funkcją złożoną stałych i zmiennych czynników fizykochemicznych w postaci:

(6.2)

gdzie: q)K - czynnik krystalograficzny; <pw - czynnik wiązania atomowego; (ps - czynnik składu chemicznego; tpf — czynnik składu fazowego stopu; cpc - czynnik naprężenia wewnętrznego; q>q - czynnik czystości granic ziam; (px - czynnik temperatury;

(pć - czynnik szybkości odkształcenia.

Takie ujęcie czynników fizykochemicznych pozwala na analizę plastyczności jako właściwości, a nie cechy stanu materiału. Ujęcie (6.2) jest również zbieżne z analizą czynników fizykochemicznych ZKM badanych brązów cynowych. Szczególna zbieżność dotyczy głównie czynników stałych (cpK, cpw, <ps)> jak również zależnych od temperatury i szybkości odkształcenia oraz składu fazowego, a zwłaszcza - czystości granic ziam. Podjęte w pracy badania ZKM brązów cynowych wymagają kompleksowej analizy czynników fizykochemicznych, strukturalnych i mechanicznych warunkujących złożone mechanizmy tej kruchości, jak również możliwość jej ograniczenia i zwiększenia plastyczności badanych stopów w temperaturze podwyższonej. Przeprowadzone badania eksperymentalne i symulacje komputerowe pozwoliły na określenie wpływu analizowanych czynników na ZKM i weryfikację hipotetycznych mikromechanizmów tej kruchości odziałujących synergicznie w badanych warunkach odkształcenia. Przedmiotem szczegółowej analizy czynników fizykochemicznych jest więc skład chemiczny i fazowy badanych brązów oraz skład chemiczny na granicach ziam. Analiza czynników strukturalnych obejmuje głównie wpływ wielkości ziam, stanu metalurgicznego i procesu modyfikacji stopów. Z czynników mechanicznych analizowano przede wszystkim wpływ temperatury i szybkości odkształcenia, jak również rodzaju, wielkości oraz stanu naprężenia i odkształcenia, szczególnie w strefie granic ziam badanych stopów, a także oddziaływania środowiska - atmosfery ochronnej i geometrii próbek do badań. Zasadniczej weryfikacji poddano wybrane mikromechanizmy kruchości międzykrystalicznej, jak: poślizgu granic ziam oraz kawitacji i segregacji międzykrystalicznej, które zgodnie z tezą pracy są głównie odpowiedzialne za pękanie badanych brązów odkształcanych w temperaturze podwyższonej.

Analiza składu chemicznego brązów dotyczy przede wszystkim określenia wpływu stężenia zanieczyszczeń oraz pierwiastków stopowych i mikrododatków na przebieg pękania w zakresie TMP. Analizie poddano również badane gatunki czystej miedzi w stanie dostarczenia i po przetopieniu próżniowym. Wyniki przeprowadzonej analizy potwierdziły zarówno prawidłowość doboru składu chemicznego stopów do badań, jak również istotne znaczenie tego czynnika na ZKM. Stwierdzono, że kruchość międzykrystaliczna występuje w zakresie TMP podczas prób mechanicznych: rozciągania, skręcania i udamości brązów cynowych z wytopów przemysłowych (rys. 5.3, 5.6, 5.10) i laboratoryjnych (rys. 5.12) niezależnie od sposobu wytopu i stosowanych mikrododatków (rys. 5.14, 5.15), a także w badanych gatunkach czystej miedzi (rys. 5.13). Niemniej szeroki zakres TMP i minimalne wartości przewężenia w tym zakresie są charakterystyczne tylko dla brązów przemysłowych - o maksymalnej zawartości zanieczyszczeń (rys. 5.3, 5.5). Podobne efekty oddziaływania zanieczyszczeń stwierdzono również w przypadku badanych gatunków miedzi.

Brązy cynowe modelowe z wytopów laboratoryjnych, a w szczególności modyfikowane cerem lub cyrkonem, wykazują wyraźnie ograniczony zakres TMP i wyższy poziom

plastyczności w tym zakresie (rys. 5.12, 5.14, 5.15). Ewenementem jest brak tej kruchości stwierdzony w brązach dwuskładnikowych modyfikowanych Ce lub Zr typu: CuCe(M) i CuZr(M) lub CuZr(Ml), które w zakresie temperatury odkształcenia (20+800)°C wykazują wysoką plastyczność (Z > 80%) (rys. 5.14-5-5.16). Eliminacja ZKM w tych brązach związana jest ze złożonym oddziaływaniem mikrododatków na stan strukturalny i fazowy stopów, szczególnie w obszarach osnowy i granic ziam (rys. 5.45). Optymalne stężenia modyfikatorów powodują istotne rozdrobnienie ziam roztworu-a do ok. ^{1 0} jam oraz utworzenie, między innymi, drobnych nanometrycznych (ok. ^{1 0 0} nm) wtrąceń metalicznych, które oddziałują synergicznie w polu naprężeń i odkształceń granic ziam na blokowanie mikromechanizmu PGZ oraz istotne ograniczenie lub nawet zupełne zahamowanie mechanizmu segregacji międzykrystalicznej na skutek wiązania zanieczyszczeń w związki o wyższej temperaturze topnienia. Dodatkowym czynnikiem zwiększenia plastyczności miedzi i brązów badanych powyżej temperatury odkształcenia 400°C jest proces rekrystalizacji dynamicznej (rys. 6.1).

Wpływ mikrododatków Ce lub Zr na ZKM brązów związany jest również z oddziaływaniem czynnika wielkości ziam roztworu-a. Zarodkotwórcze działanie Ce i Zr podczas krystalizacji stopów oraz rozdrobnienie struktury podczas odkształcenia plastycznego i rekrystalizacji klasycznej na etapie przetwórczym zapewniło zróżnicowanie wielkości ziam badanych stopów w zakresie od ok. 10 jim (brązy cynowe) do ok. 250 |im (MOOB). Analiza wpływu stężenia mikrododatku Zr i wielkości ziam na ciągliwość miedzi MOOB w zakresie TMP (rys. 6.2) wykazała, że zarówno zwiększenie stężenia cyrkonu, jak też zmniejszenie wielkości ziam (rys. ⁵.^{4 4}) powoduje wzrost naprężeń do zerwania badanych próbek oraz zwiększenie ciągliwości miedzi i tym samym ograniczenie ZKM. Stwierdzono, że zmniejszenie wielkości ziam z ok. 200 (im do 30 (im istotnie zwiększa wartości przewężenia od ok. 37% do ok. 90%. Podobny efekt (Z ok. 85%) zapewnia wprowadzenie do miedzi MOOB już ok. 0,06% Zr. Analiza krzywych a - e brązów cynowych modelowych modyfikowanych Zr, o porównywalnej wielkości ziam (ok. 10+15 (im), wykazała korzystne oddziaływanie mikrododatku Zr na zwiększenie ich ciągliwości w zakresie TMP (ok. 340°C) (rys. 6.3). Dla porównywalnych wartości Rp0,2 (ok. 170 MPa) brązów cynowych modelowych wartości ich wskaźników plastyczności A i Z różnią się wyraźnie. Wydłużenie zwiększa się od ok. 13% do ok. 28%, a przewężenie - od ok. 18% do ok. 25% odpowiednio dla brązu CuSn6(M l) i CuSn6Zr(M l) modyfikowanego cyrkonem w ilości ok. 0,1%. Podobny lecz znacznie mniej wyraźny efekt modyfikacji stwierdzono dla brązów przemysłowych. Analiza krzywych umocnienia a(e) w zakresie TMP wskazuje, że próbki wytrzymałościowe brązu modelowego CuSn6(M l) zrywają się na etapie wczesnego umocnienia stopu przy nieznacznym wydłużeniu. Należy sądzić, że w tym przypadku pękanie na granicach ziam zachodzi łatwo już przy stosunkowo niskich naprężeniach. Fakt ten sugeruje, że wytrzymałość granic ziam analizowanego brązu jest niższa niż w brązach modyfikowanych.

Można zatem przypuszczać, że zmniejszenie efektu kruchości międzykrystalicznej spowodowane modyfikacją badanych brązów może być wynikiem zwiększenia ich wytrzymałości granic ziam.

ObciążenieF,kNObciążenieF,kN

W y d łu ż e n ie AL, m m

10 15 20 2= 30 35

W y d łu ż e n ie AL, m m

Rys. 6.1. K rzyw e rozciągania m iedzi M OOB (a) i brązu m odelowego CuSn6Zr(M) (b) w zakresie tem peratury (2(h-800)°C

Fig. 6.1. Tension curves o f copper M OOB (a) an d m odel bronze CuSn6Zr(M) (b) within the tem perature range o f (2(h-800)°C

W y d łu ż e n ie AL, mm

Rys. 6.2. Wpływ mikrododatku Zr i wielkości zia m na ciągliw ość m iedzi MOOB

Fig. 6.2. The influence o f m icroadditions o f Zr and grain sizes on the ductility o f copper MOOB

W y d łu ż e n ie A L , m m

Rys. 6.3. Wpływ stężenia Zr na ciągliw ość brązu modelowego CuSn6Zr(Ml)

Fig. 6.3. The influence o f the concentration o f Zr on the ductility o f model bronze CuSn6Zr(Ml)

Zagadnienia opisu ilościowego zjawisk kohezji i dekohezji oraz sił wiązania metalicznego na granicy ziam, które warunkują te zjawiska, są złożone, szczególnie w przypadku struktur polikrystalicznych, i zajmują niewiele miejsca w dostępnej literaturze [79, 149, 229, 230]. N ie dokonano jeszcze jednoznacznego opisu wiązań metalicznych za pomocą funkcji potencjału międzyatomowego par sąsiednich atomów w procesach odkształcenia plastycznego i pękania materiałów metalicznych. Poszukuje się nadal prostych i jednocześnie spójnych modeli przydatnych do takiego opisu, unikając ekstremalnie długich czasów rozwiązań numerycznych, jak również drogich i skomplikowanych rozwiązań równania Schrodingera. Potencjał par sąsiednich atomów, opisujący energię ich oddziaływania w taki sposób, że zależy ona tylko od odległości tych atomów, stosuje się w symulacjach struktury granicy ziam metodami statyki molekularnej, a także w obliczeniach energii granicy i energii kohezji wiązań. Używa się go również do określenia potencjalnych miejsc segregacji atomów na granicy ziam (najczęściej wąskokątowej) o dobrze zdefiniowanej orientacji. Stosowanie metody analizy potencjału par atomowych prowadzi w wielu przypadkach do uzyskania wyników niesprzecznych z większością danych eksperymentalnych, dotyczących struktury i energii granicy ziam. Metoda ta nie jest również wolna od wad, a ponadto wprowadza obligatoryjnie kilka sprzeczności [79], między innymi dotyczących równości stałych sprężystych, które generalnie nie są prawdziwe w ciałach stałych. Zakłada też, że entalpie tworzenia wakansu obliczone za pomocą potencjałów są rzędu wielkości energii kohezji, podczas gdy wartości doświadczalne entalpii tworzenia pustki są rzędu połowy tej energii. Obliczane analogicznie struktury powierzchni swobodnych wykazują zmiany odległości sieciowych dla płaszczyzn równoległych do powierzchni, których nie potwierdzają wyniki doświadczalne.

Przytoczone względy, jak również relatywnie słabo opracowane podstawy teoretyczne potencjałów par atomowych zainicjowały rozwój potencjałów empirycznych, bliższych rzeczywistości fizycznej, opisanej mechaniką kwantową. Aktualnie istnieje nowa rodzina potencjałów półempirycznych (tzw. pseudopotencjałów), pozwalających na opis energii oddziaływania międzyatomowego w funkcji lokalnej gęstości elektronowej (LDF - local density functional) aproksymowanej do otoczenia rozpatrywanego atomu. Stosowanie tego opisu zapewnia obliczanie bardziej dokładnych wartości energii kohezji w porównaniu z wartościami uzyskanymi eksperymentalnie [230].

Analiza jakościowa sił wiązania metalicznego na granicy ziam bazuje na uproszczonym założeniu, że struktura nawet czystych metali polikrystalicznych nie jest zupełnie jednorodna. Wyróżnia się bardziej doskonałą krystalograficznie strukturę samych ziam i strukturę granic ziam o zaburzonej budowie krystalograficznej, charakteryzującą się wyższą energią i większą aktywnością chemiczną. Struktura granicy ziam ma również istotny wpływ na mechanizm pękania międzykrystalicznego. Znaczenie struktury granic ziam wydaje się być nawet kluczowe dla zrozumienia oddziaływania granica-zanieczyszczenie i jego konsekwencji na ZKM. Badania eksperymentalne tych zależności są trudne z uwagi na brak odpowiednich metod, umożliwiających jednoczesną analizę większego spektrum struktur granic ziam w identycznych warunkach. W pracy [231], badając stop Cu-0,1% at. Bi przy zastosowaniu metody ultradźwiękowej, podano pewne możliwości ustalenia jakościowych

zależności między stopniem kruchości granicy ziam a ich energią i orientacją. Kruchość międzykrystaliczna tego stopu spowodowana segregacją Bi na granicach ziam jest dobrze znana. Stwierdzono, że granice ziam o najniższej energii wykazują najmniejszy stopień kruchości. Im bardziej granica ziam odchyla się od stanu niskoenergetycznego, tym bardziej staje się krucha. Tłumaczy się to łatwością zarodkowania i propagacji szczelin na granicy ziam w obecności addytywnego oddziaływania chmur zanieczyszczeń tworzących się wokół niedopasowanych dyslokacji granic ziam, charakterystycznych dla granic o większej energii.

Zależność wytrzymałości granic ziam (c tg z ) i pojedynczych krystalitów (oz) zmienia się monotonicznie z temperaturą odkształcenia plastycznego (rys. 6.4) [228]. W temperaturze odkształcenia T < TE zwykle c tg z > Qz- Ze wzrostem temperatury wartości a cz zmniejszają się intensywnie, i tym samym maleje różnica między ogz i Oz- W temperaturze ekwikohezyjnej ( Te) wartości te są identyczne, a powyżej ctqz < o z- W miarę wzrostu temperatury odkształcenia następuje zwiększenie różnicy tych wartości, co w konsekwencji warunkuje występowanie ZKM i zaniżenie plastyczności materiału. W czystych metalach temperatura TE jest dostatecznie wysoka i zbliżona do temperatury początku nadtapiania się ziam (Ttz), dlatego metale te wykazują dobrą plastyczność do wysokiej temperatury (Ttz - T e —► min.). Zależność ta jest charakterystyczna dla metali i stopów polikrystalicznych, w których nie występuje oddziaływanie ciekłych filmów niskotopliwych pierwiastków lub wtrąceń na stan granic ziam. Natomiast w przypadku większości stopów jednocześnie z zaburzeniem budowy krystalicznej na granicach ziam mogą się tam również koncentrować atomy pierwiastków niskotopliwych i ich związków lub eutektyk. Tłumaczy to bardziej intensywne obniżenie wartości ogz w porównaniu z a z oraz wynikające z tego przesunięcie zakresu ( Te - Tk) do niższej temperatury. Powyżej temperatury Tkwytrzymałość krystalitów i granica plastyczności ctp są jeszcze dostatecznie wysokie, natomiast wytrzymałość ctgz - intensywnie maleje. Materiał polikrystaliczny staje się więc konglomeratem stosunkowo słabo związanych ze sobą ziam i w warunkach podwyższonej temperatury odkształcenia ulega ZKM. Stopień zaniżenia plastyczności materiału zależy od temperatury TE i różnicy wartości (oz - c tg z )- Wskaźnik plastyczności materiału rj(t) dla danej temperatury odkształcenia i tego rodzaju zaniżenia własności plastycznych można wyrazić funkcją różnicy tych wartości lub ich ilorazem w postaci:

Tl(t) = f(CTGz / CTz) lub Tl(t) = ( o GZ/crz) C (6.3) gdzie: C - współczynnik stały.

W przypadku (acz / <^z) ^ 1, *l(t) -> max. odkształcalność materiału poniżej temperatury TE przy stosunkowo wysokich naprężeniach rozciągających jest również największa w porównaniu z obszarami II i III - powyżej TE. Obniżenie Te warunkuje zmniejszenie obszaru plastyczności I (rys. 6.4), w którym wskaźnik r|(t) jest najwyższy. W obszarze II (ctgz < ° z ) zachodzi istotne zwiększenie udziału PGZ. Skutkiem tego zmniejsza się plastyczność materiału, szczególnie w obecności działania naprężeń rozciągających.

Naprężenia tego typu powodują pękanie międzykrystaliczne. Wobec czego - skuteczna odkształcalność wyrobów może być realizowana tylko w przypadku naprężeń ściskających,

CHARAKTERYSTYKA:

działających w całej objętości odkształcanego wyrobu lub przy minimalnym udziale naprężeń rozciągających. Działanie tych naprężeń w III obszarze (ctgz< crp) eliminuje zupełnie proces odkształcenia plastycznego wyrobu. Wynika z tego, że im niższy jest zakres temperatury (Te - TK), tym niższa jest TMP rozpatrywanego stopu. Charakterystycznym wskaźnikiem tego rodzaju zaniżenia plastyczności materiału jest przełom międzykrystaliczny - kruchy powyżej temperatury TE w przeciwieństwie do przełomu transkrystalicznego - ciągliwego, obserwowanego poniżej tej temperatury. rozciągane w zakresie TMP wykazują w zależności od składu chemicznego, rodzaju wytopu, wielkości ziam i szybkości odkształcenia przełomy międzykrystaliczne kruche lub kawitacyjne, charakterystyczne dla mechanizmu pękania kruchego stali poniżej temperatury przejścia na skutek segregacji zanieczyszczeń bądź też pękania podczas procesu pełzania [75, 232]. Przełomy międzykrystaliczne kruche są charakterystyczne dla większości przypadków brązów cynowych przemysłowych (rys. 5.18, 5.19, 5.21), jak również brązów modelowych (rys. 5.27) o wyjściowej wielkości ziam powyżej (200+300) pm. Udział tych przełomów zwiększa się ze wzrostem wielkości ziam i zmniejszeniem szybkości odkształcenia. Na powierzchniach przełomów próbek rozciąganych w zakresie TMP występują często liczne linie uskoków lub tzw. prążków poślizgowych (slip striations) o zazwyczaj jednej, dwóch lub trzech orientacjach na granicy ziam, spowodowanych PGZ (rys. 5 .19a; 5.27). Obserwowane na powierzchniach poślizgowych pękania międzykrystalicznego efekty implikują tym samym ścisły związek między PGZ a pękaniem międzykrystalicznym

kruchym. Można również sądzić, że kruche pękanie badanych brązów w temperaturze podwyższonej jest realnym analogiem pękania polikryształów poniżej ich temperatury przejścia, determinowanego mechanizmem segregacji atomów zanieczyszczeń na granicach ziam.

Istotne zwiększenie udziału odkształcenia plastycznego powierzchni międzykrystalicznych stwierdzono w próbkach badanych brązów o wyjściowej wielkości ziam ok. (10+15) pm rozciąganych w zakresie TMP z szybkością e> 10'3s'' (rys. 5.25, 5.26, 5.28). W próbkach miedzi MOOB (rys. 5.29) i brązów cynowych modelowych modyfikowanych cerem lub cyrkonem (rys. 5.32, 5.33) obserwowano po rozciąganiu w zakresie TMP przełomy międzykrystaliczne o charakterze kawitacyjnym, wykazujące na względnie płaskich, makroskopowej wielkości ściankach granic ziam, gęsto rozmieszczone płytkie wgłębienia, wtrącenia, uskoki lub pofałdowania przypominające lokalnie topografię przełomów transkrystalicznych - ciągliwych. Przełomy te dla odróżnienia od typowych przełomów międzykrystalicznych - kruchych nazwano umownie międzykrystaliczne- ciągliwe. Podobne przełomy stwierdzono wcześniej w stopach Al [233+235] i stali [236], badając tworzenie się stref wolnych od wydzieleń (PFZ) (precipitate free zone) i mechanizm pękania w tych strefach, jak również rolę cząstek utwardzających w procesie zarodkowania mikroszczelin kawitacyjnych podczas pękania międzykrystalicznego-ciągliwego.

Kontrowersyjne wydaje się być nadal pochodzenie tego typu przełomu związane hipotetycznie z zarodkowaniem mikropustek oraz ich wzrostem i koalescencją na gęstych splotach dyslokacji zlokalizowanych w strefach PFZ przy samej granicy ziam lub na dynamicznych wydzieleniach twardych cząstek na dyslokacjach ruchliwych, które tworzą się na granicy ziam podczas procesu odkształcenia wysokotemperaturowego, tym bardziej że dowody na to są fragmentaryczne lub brak jednoznacznych dowodów eksperymentalnych popierających te hipotezy. W świetle uzyskanych w pracy dowodów fraktograficznych bardziej prawdopodobną lokalizacją zarodkowania mikropustek w brązach cynowych (rys.

5.22, 5.26) i czystej miedzi (rys. 5.29) są miejsca przecięcia pasm poślizgu z granicą ziam.

Natomiast w brązach cynowych modyfikowanych Ce lub Zr pękanie międzykrystaliczne- ciągliwe może być zapoczątkowane zarówno na przecięciu pasm poślizgu z granicą ziam (rys. 5.32), jak również na granicy fazowej niektórych drobnych wtrąceń rozmieszczonych stochastycznie na granicach ziam (rys. 5.30, 5.31, 5.33). Jednoznaczne dowody są w tym przypadku szczególnie trudne do uzyskania i wymagają dalszych badań.

Wyraźną zmianę mechanizmu pękania międzykrystalicznego na transkrystaliczny- ciągliwy i towarzyszącą mu zmianę fraktografii przełomów w określonych warunkach próby pełzania stwierdzono w pracy [237]. W wyniku zmiany mechanizmu pękania uzyskano znaczne wydłużenie czasu do zniszczenia elementów konstrukcji oraz poprawę plastyczności badanych stali żarowytrzymałych. W przypadku brązów cynowych odkształcanych w zakresie TMP podobne efekty zmiany charakteru przełomu stwierdzono sporadycznie w brązach modelowych typu CuSn6Zr(M) [94], przy czym efekt ten nie był wyraźnie związany ze zmianą wskaźnika plastyczności stopu. Przełomy transkrystaliczne ciągliwe uzyskano natomiast w badanych brązach cynowych typu: CuSnóP (rys. 5.26), CuSn6(M l) (rys. 5.28) o średniej wyjściowej wielkości ziam roztworu-a ok. (10+15) pm, bądź też w brązach modyfikowanych cerem lub cyrkonem typu: CuSn6PCe (rys. 5.30) i CuSn6PCe(M)