Содержание к диссертации
Введение
Глава 1. Роль структурного состояния легированных латуней в формировании качества изделий после горячего деформирования 11
1.1 Фазовый состав и структурные особенности легированных латуней 11
1.2 Технологические особенности получения изделий из легированных латуней путем горячего деформирования 20
1.3 Классификация видов дефектов изделий из легированных латуней 21
1.3.1 Дефекты литейного происхождения 23
1.3.2 Дефекты горячей пластической деформации 29
1.3.3 Дефекты холодной обработки 33
1.4 Анализ производственных методов контроля качества изделий из легированных латуней 36
Выводы по главе 1 39
Глава 2. Материалы и методы исследования 41
2.1 Материалы, используемые в работе 41
2.2 Методы исследования 42
2.3 Определение количества -фазы с использованием программного комплекса SIAMS 700 51
2.4 Методика проведения статистического анализа распределения частиц -фазы по образцам из алюминий- никель-железо- кремнистой латуни 53
Глава 3. Анализ влияния структурного состояния алюминий-железо никель-кремнистой латуни на растрескивание образцов после первичной горячей пластической деформации 56
3.1 Характеристика структуры и свойств алюминий- никель-железо-кремнистой латуни 56
3.2 Статистический анализ распределения частиц -фазы в образцах из алюминий-железо-никель-кремнистой латуни 73
Выводы по главе 3 81
Глава 4. Причины растрескивания образцов из алюминий-железо-никель-кремнистой латуни после повторной горячей пластической деформации и способы их устранения 83
Выводы по главе 4 117
Глава 5. Исследование электромагнитных свойств состояния алюминий-железо-никель-кремнистой латуни 119
Выводы по главе 5 130
Заключение 131
Список литературы 135
Приложение А. Акт использования результатов работы на предприятии 147
Приложение Б. Справка об использовании результатов научной работы в учебном процессе 149
- Дефекты литейного происхождения
- Методы исследования
- Статистический анализ распределения частиц -фазы в образцах из алюминий-железо-никель-кремнистой латуни
- Причины растрескивания образцов из алюминий-железо-никель-кремнистой латуни после повторной горячей пластической деформации и способы их устранения
Дефекты литейного происхождения
При изготовлении слитков из латуни уделяется большое внимание не только химическому составу, но и наличию дефектов, которые могут явиться причиной того, что слиток не будет пущен в дальнейшую обработку. Именно поэтому на каждом предприятии, где происходит плавка металла, существуют определенные стандарты, в которых закреплен полный перечень дефектов, характерных для данного производства. Например, литейные дефекты, наиболее часто встречаемые на заводах, перечислены в таблице 1.6.
Плавку латуней обычно осуществляют в индукционных канальных печах [44-46], обеспечивающих высокое качество металла при хороших экономических показателях, небольшой угар цинка и относительно низкий расход электроэнергии, возможность автоматизации энергетического режима плавки и совместной работы в линиях полунепрерывного и непрерывного литья. В настоящее время заготовки из кремнемарганцевых латуней (например, латуни ЛМцАЖКС), предназначенные для последующего прессования труб различного диаметра, изготавливаются на предприятии наполнительным и полунепрерывным способами литья. Полунепрерывное литье обладает рядом преимуществ [47] по сравнению с наполнительным и поэтому является предпочтительным:
- высокая интенсивность охлаждения расплава способствует направленной его кристаллизации, уменьшению ликвационной неоднородности, неметаллических и газовых включений [48];
- непрерывная подача расплава к фронту затвердевания обеспечивает постоянное питание растущих кристаллов, повышает плотность металла;
- существенно увеличивается технологический выход годного металла.
При непрерывном литье качество слитков, их структура, физические и химические свойства напрямую зависят от качества шихтовых материалов, технологических параметров плавки и литья [4, 41, 49, 50]. В процессе разливки по различным причинам могут сформироваться такие дефекты слитков из медных сплавов, как:
-неслитины;
-поверхностные трещины (продольные и поперечные)
-внутренние осевые трещины;
-раковины и поры усадочного происхождения;
-окисные плены и неметаллические включения;
-шлаковые и сажевые засоры;
-коробление и др.
Одним из наиболее распространенных видов брака в слитках из сплавов на медной основе являются трещины [4, 51-55]. Если неглубокие поверхностные трещины еще можно устранить с помощью операций фрезерования порошками или прессования заготовок круглого сечения с так называемой рубашкой, то наличие в слитках внутренних горячих трещин является неустранимым видом брака.
По мнению большинства исследователей, причиной возникновения внутренних горячих трещин в слитках являются термические напряжения, возникающие вследствие перепада температуры по горизонтальному и вертикальному сечению кристаллизующегося слитка [49, 50, 56]. Осевые горячие трещины в непрерывно-литых слитках формируются в зоне горячеломкости, определяемой «эффективным» температурным интервалом кристаллизации [57-61].
В большинстве случаев трещины появляются из-за нарушения оптимальных технологических параметров разливки или теплофизических условий охлаждения слитка в кристаллизаторе. Основными технологическими параметрами, оказывающими существенное влияние на качество литых заготовок при непрерывном литье, являются температура разливаемого металла, скорость литья и давление воды в системе охлаждения кристаллизатора.
Один из первых отечественных исследователей особенностей непрерывного литья слитков Добаткин В. И. выделил следующие закономерности образования трещин в цилиндрических заготовках, полученных в кристаллизаторах с непосредственным охлаждением водой [50]:
1) по мере увеличения скорости литья увеличиваются внутренние напряжения и возможность образования трещин в слитке;
2) по мере увеличения высоты кристаллизатора возможность образования трещин уменьшается;
3) уменьшение интенсивности охлаждения слитков также уменьшает возможность образования трещин в слитках;
4) для каждого диаметра слитка существует определенная скорость литья, соответствующая началу возникновения трещин;
5) по мере повышения температуры литья возможность образования трещин возрастает;
6) недостаточное центрирование поступления расплавленного металла в лунку вызывает несимметричность строения слитка, что увеличивает возможность образования трещин;
7) недостаточное центрирование усилия, вытягивающего слиток из кристаллизатора, также приводит к увеличению возможности образования трещин;
8) неравномерное поступление воды на поверхность слитка, которое может быть вызвано засорением отверстий, подающих воду на слиток, тоже увеличивает вероятность образования трещин в слитке.
Такие дефекты, как газовые раковины, пузыри и поры (рисунок 1.2), как правило, не вызывают трещинообразования, но при обработке давлением образуют расслоения и плены, снижают плотность, пластичность полуфабрикатов и прочностные показатели.
Аналогичное влияние оказывают и усадочные раковины. Для образования внутри слитка газовых пузырей необходимо наличие в расплаве частичек твердых примесей, служащих центрами зарождения газовых пузырьков. В реальных расплавах эту роль выполняют главным образом окислы содержащихся там металлов и другие неметаллические включения, служащие готовой подкладкой для зарождения и роста газовых пузырей [3]. Такой дефект, как неслитины, образуется при заливке недостаточно горячего металла и при наличии в нем большого количества окислов и пленок. С целью предупреждения образования на прессованных изделиях плен неслитины удаляют с поверхности слитков – фрезеруют или вырубают зубилом.
Дефекты, превышающие допустимую величину, которая установлена в соответствующих нормативных документах, не позволяют пустить слиток в горячую обработку давлением, так как при длительном нагреве их перед прокаткой или прессованием, а также при пластической деформации такой дефект литья, как окалина, проникает вглубь трещин, раковин. При прокатке или прессовании она так же, как частички поверхностного засора, может быть вдавлена на более или менее значительную глубину в здоровую массу слитка и стать причиной трудно-удаляемых дефектов.
Методы исследования
Общий химический анализ исследуемых образцов проводили на спектрометре "SPECTROLAB" в соответствии со стандартом предприятия «Метод спектрального анализа. Измерение массовых долей алюминия, кремния, марганца, железа, никеля, олова, свинца» [78]. Измерение массовых долей элементов выполняли методом эмиссионного спектрального анализа, основанного на возбуждении спектра дуговым или низковольтным искровым разрядом с последующей регистрацией его спектрометром.
Эмиссионный спектральный анализ, заключающийся в том, что с помощью источника ионизации вещество пробы переводится в парообразное состояние и возбуждается спектр излучения этих паров. Проходя далее через входную щель специального прибора — спектрографа, излучение с помощью призмы или дифракционной решетки разлагается на отдельные спектральные линии, которые затем регистрируются на фотопластинке или с помощью детектора. Качественный эмиссионный спектральный анализ основан на установлении наличия или отсутствия в полученном спектре аналитических линий искомых элементов, количественный — на измерении интенсивностей спектральных линий, которые пропорциональны концентрациям элементов в пробе. Используется для исследования широкого круга материалов — взрывчатых веществ, металлов и сплавов, нефтепродуктов и горюче-смазочных материалов, лаков и красок, и др.
Основные технические характеристики этого спектрометра: диапазон измеряемых концентраций от 0,00001 до 99.9 % элементов (примесей) в металлах и сплавах; оптический диапазон длин волн от 140 до 670 нм, относительная погрешность из мерений ±10 % от концентрации элементов (при их концентрации не менее 0,5 мас. %).
Для выявления микроструктуры образцы подвергались травлению реактивом: 2 г К2Сг207+8 г H2S04+4 мл NaCl (насыщенный раствор)+100 мл Н20. Травление проводилось путем нанесения раствора на поверхность шлифа. Время травления составляло 4 5 с. Затем образец промывали водой и высушивали в потоке теплого воздуха. Исследование микроструктуры латуни проводили с помощью оптического металлографического микроскопа NEOPHOT-21 (увеличение от 50 до 1000 крат).
Количественную оценку структурных составляющих сплава выполняли с помощью программного комплекса (ПК) Mаterials Workstation прибора LEICA VMHT AUTO и SIAMS 700. На приборе LEICA были выполнены замеры микротвердости по сечению -зерен при нагрузке 200 г.
Для определения характера разрушения кольцевых образцов были проведены макрофрактографические исследования поверхности трещин, образовавшихся в образцах, на бинокулярном микроскопе МБС-10 без увеличения и при увеличении 2 крат.
Микрофрактографические исследования проводили на растровом электронном микроскопе TESCAN VEGA II XMU (Чехия), оснащенном системами рентгеновского волнодисперсионного микроанализа INCA WAVE 700, энергодисперсионного микроанализа INCA ENERGY 450 с ADD детектором фирмы OXFORD (Великобритания) и программным обеспечением INCA, позволяющими определять локальный химический состав материала поверхности.
Эти исследования дают дополнительную информацию о химическом составе границ зерен, частиц внутри дефектов, что позволяет выявить причины возникновения различных металлургических дефектов в латунях. TESCAN VEGA II - это сканирующий (растровый) электронный микроскоп, полностью управляемый компьютером.
Он предназначен для наблюдения за поверхностями при большом увеличении с большой глубиной резкости, для хранения, обработки и анализа увеличенных изображений в стандартных форматах изображения с помощью компьютера.
Микрорентгеноспектральный анализ выполняли с помощью энерго- и вол-нодисперсионных приставок OXFORD с программным обеспечением INCA. Погрешность определения содержания химического элемента составляет не более 5 % от измеряемой величины и зависит от анализируемого элемента, параметров настройки микроскопа и качества программного обеспечения. Характер распределения химических элементов в сплаве исследовали по изображениям в характеристическом рентгеновском излучении выбранного элемента. Оценку характера разрушения детали проводили в соответствии с РД 50-672-88 [79]. Параметры прибора TESCAN VEGA II: разрешающая способность – 3 нм в режиме высокого вакуума; 3,5 нм в режиме низкого вакуума, оптическое увеличение – от 10 до 1000000, ускоряющее напряжение – от 0,2 до 30 кВ.
Кроме того, исследовали структуру с применением методики анализа картин дифракции обратно-отраженных электронов (EBSD) при помощи программного комплекса HKL Channel 5 на растровом электронном микроскопе TESCAN VEGA II XMU с приставкой Oxford NKLNordlysF+. Формирование картин микродифракции отраженных электронов происходит при падении пучка электронов на расположенную под углом 70 поверхность исследуемого образца. Визуально наблюдаемая дифракционная картина формируется на помещенном в камеру микроскопа люминесцентном экране, она проявляется в виде тонких полос, называемых линиями Кикучи. Каждая из этих линий соответствует определенной группе кристаллических плоскостей. Результирующие картины EBSD состоят из совокупности линий Кикучи. Используя программные комплексы, автоматически определяется положение каждой из линий, производится сравнение с данными о соответствующей кристаллической фазе, в результате чего возможно, в частности, определить фазовый состав исследуемых образцов. Кроме того, данная методика позволяет определить размер зерна и текстуру деформации.
Измерение тепловых эффектов и характеристических температур исследуемой латуни выполнено методом дифференциальной сканирующей калориметрии (ДСК) на термоанализаторе STA 409 Netzsch-Geratebau-Gmbh1.
Удельное электрическое сопротивление образцов было определено четырехзондовым методом. Для исследования образцы были расположены на базе с расстоянием между ножевыми контактами 22 мм. В результате было проведено измерение падения напряжения на всех образцах. При этом ток в образцах проходил через одинаковые участки длиной, равной расстоянию между ножевыми контактами, и сечением 4x4 мм. На два внешних контакта подается электрический ток, внутренние контакты используют для измерения падения напряжения.
Статистический анализ распределения частиц -фазы в образцах из алюминий-железо-никель-кремнистой латуни
В процессе выполнения работы в исследуемых образцах была замечена неравномерность распределения -фазы (рисунок 3.15).
Проведенными ранее исследованиями выявлено, что растрескивание образцов после первичной горячей пластической деформации из данного сплава связано с действием остаточных напряжений, величина которых определяется структурой, формирующейся в процессе термической обработки [93, 99, 110-113].
Для устранения причин появления высоких остаточных напряжений необходимо получить в структуре сплава не менее 5 об. % -фазы. Однако при проведении отжига по окружности трубных образцов обнаружены области с содержанием -фазы меньше 5 об.% (рисунок 3.16). Статистический анализ распределения -фазы в объеме реальных изделий показал, что зерна -фазы распределены весьма неравномерно: после первичной горячей пластической деформации при 700 С их количество меняется по длине, которая составляет 6 м, от 0 до 16 об. %.
Полное отсутствие -фазы крайне нежелательно из-за опасности появления трещин по границам зерен под действием остаточных напряжений. Образование в локальных участках сечения образцов с количеством -фазой менее 5 об.% равносильно появлению трещин.
Для детального изучения микроструктуры было отобрано два образца после первичной горячей пластической деформации и два образца после отжига.
В результате получены распределения -фазы до и после отжига (рисунок 3.17). Существуют колебания по количеству -фазы между образцами взятыми для исследования. Содержание -фазы после первичной горячей пластической деформации первого и второго образцов равно (1,72±0,16)% и (0,91±0,05)%, а после отжига (9,94±0,15)% и (5,18±0,23)%, соответственно.
Поскольку структура сплава трубных образцов с содержанием -фазы менее 5 об.% может привести к появлению в них трещин под действием остаточных напряжений, она является недопустимой и определяет отбраковку изделий в производственных условиях. После проведения исследования микроструктуры кольцевого образца, отобранного от передней части трубы, была построена зависимость содержания -фазы по длине окружности образующей трубы с помощью ПК SIAMS2 (рисунок 3.18).
На рисунке 3.19 изображено сечение образца с местами исследования микроструктуры. Отмеченную неравномерность содержания -фазы можно связать с неравномерностью прогрева изделий.
Проведен анализ частоты распределения полученных значений -фазы по сечению труб при разных температурах отжига (от 390 до 480 С) (рисунок 3.20). Наиболее равномерное распределение -фазы получено после отжига при 450 С. При выборе оптимальной температуры нагрева необходимо руководствоваться не только количеством -фазы, но и равномерностью ее распределения. Для данной температуры получено минимальное стандартное отклонение доли -фазы (рисунок 3.21).
В процессе первичной горячей пластической деформации отдельные зерна -фазы находятся в термодинамически неравновесных условиях, существенно отличающихся друг от друга, например, плотность дислокаций и возникшие остаточные напряжения в одних зернах могут быть значительно выше по сравнению с соседними. Именно поэтому при последующем нагреве изделий происходит преимущественный рост -зерен, находящихся в максимально неравновесном состоянии. С этой точки зрения, вполне возможно существование определенного достаточно узкого температурного интервала, в котором происходит максимальное выравнивание термодинамического состояния зерен -фазы, что обеспечивает не только получение однородной по размерам зерна структуры сплава, но и равномерное выделение частиц -фазы по объему изделий. Как показали проведенные исследования, такой температурой является 450 С. Следовательно, температуру 450 С можно считать оптимальной температурой нагрева для отжига.
Определено, что после отжига при 450 С наблюдается наименьший разброс значений твердости по трубному образцу (рисунок 3.22).
Таким образом, установлено, что вероятность появления трещин под действием остаточных напряжений, формирующихся после горячей деформации алюминий-железо-никель-кремнистой латуни, определяется количеством -фазы, содержание которой должно составлять не менее 5 об. %. В процессе выполнения исследований установлена необходимая температура отжига после горячей пластической деформации исследованной латуни (450 С), которая обеспечит формирование частиц -фазы в необходимом количестве.
Результаты проведенных исследований были применены при отлаживании технологии производства труб из алюминий-железо-никель-кремнистой латуни, применяющейся при производстве блокирующих колец синхронизатора коробки перемены передач на ОАО «РЗ ОЦМ».
Для стабильного получения требуемой двухфазной ( + )-структуры была рекомендована на производстве труб из данного сплава обязательная термическая обработка всех изделий после первичной горячей пластической деформации по режиму: отжиг при 450 – 480 С в течение 3 ч с последующим охлаждением на воздухе, что обеспечивает необходимое количество -фазы (не менее 5 об %) (рисунок 3.16).
Однако при соблюдении рекомендованного режима были выявлены образцы, в структуре которых количество -фазы было меньше 5 об.%, а также выявлена неравномерность распределения -фазы по длине реальных изделий. Рисунок 3.23 наглядно иллюстрирует достаточно высокую вероятность формирования недопустимой структуры для переднего конца труб. Для установления причин разброса количества -фазы была проведена проверка электрической камерной печи ОАО «РЗ ОЦМ» на равномерность нагрева при отжиге труб из исследуемого сплава. При проверке в печи были установлены контрольные термопары (рисунок 3.24).
Показания стационарных (печных) и контрольных термопар представлены на рисунке 3.25. По полученным данным видно несоответствие показаний стационарных и контрольных термопар. Даже по окончании отжига не достигнута требуемая температура 450 С по длине садки. По данным контрольных термопар в конце нагрева в первой зоне (около заслонки) температура - 410 С, во второй -430 С, а в третьей - 438 С. Следовательно, наблюдается достаточно сильный не-догрев (до 40 С), особенно в зоне переднего конца труб (около заслонки печи) [114]. Поскольку при исследовании микроструктуры кольцевых фрагментов труб выявлена неравномерность распределения -фазы по длине труб, т.е. наблюдали некоторое повышение количества -фазы от переднего конца к заднему (от заслонки печи к задней стенке), можно дать рекомендации о повышении температуры нагрева до 460 470 С в первой зоне печи (у заслонки) и введении контрольных термопар для непрерывного мониторинга температуры металла.
Правильность выбора температуры подтвердили и результаты измерений твердости при разных температурах отжига (рисунок 3.26). Выбранный режим отжига позволил в условиях ОАО «РЗ ОЦМ» исключить растрескивание труб после первичной горячей пластической деформации.
Причины растрескивания образцов из алюминий-железо-никель-кремнистой латуни после повторной горячей пластической деформации и способы их устранения
Исследуемая алюминий-железо-никель-кремнистая латунь имеет склонность к растрескиванию не только после первичной пластической деформации, но и после повторной. Причинами возникновения трещин в изделиях из данной латуни могут быть: 1) дефекты сплошности в трубных образцах; 2) неметаллические включения (оксиды, сульфиды), завышенное количество силицидов, примеси по границам -зерен; 3) завышенные температуры нагрева под повторную горячую пластическую деформацию, приводящие к интенсивному росту -зерен в процессе рекристаллизации и окислению границ зерен (пережогу); 4) формирование высоких растягивающих напряжений в кольцевом образце.
Что касается первого пункта, то при производстве реальных изделий осуществляется сплошной контроль изготавливаемой продукции неразрушающим методом (в большинстве случаев вихретоковым), что гарантирует отсутствие дефектов нарушения сплошности. По второй группе причин растрескивания выполненные в работе исследования характера распределения элементов по сечению -зерен в трубных образцах из исследуемой латуни методом микрорентгеноспек-трального анализа показали, что значимых изменений химического состава по границам зерен не обнаружено (рисунок 4.1-4.3, таблица 4.1). При сканировании площади поверхности шлифа на участке 0,40,4 мм усредненное содержание алюминия составляет 1,9 мас.%, марганца 2,98 мас.%, железа 0,7 мас.%, цинка 33,2 мас.%, никеля 0,42 мас.%, кремния 0,38 мас.% и 0,05 мас.% свинца, остальное медь (рисунок 4.1).
Каких-либо примесей по границам -зерен не зафиксировано, однако на некоторых участках обнаружено наличие частиц свинца по границам зерен (рисунок 4.4, таблица 4.2).
Для проверки третьей группы причин растрескивания кольцевых образцов из исследуемой латуни необходимо установить связь состава и структуры сплава с его механической прочностью. Среди физических методов изучения данной связи особое место отводится исследованию поверхностей разрушения (изломов), поскольку излом наиболее четко отражает строение и свойства материала в локальном объеме, в котором протекает процесс разрушения. В ряде случаев эксплуатационных разрушений и повреждений только по излому можно сделать заключение о характере и причинах поломки или аварии. Вместе с тем, несмотря на большое количество опубликованных в последние годы работ по проблеме разрушения, отсутствуют достаточно широкие исследования, полностью посвященные фрактографии, особенно латуней. Как правило, параллельно не рассматриваются особенности макро- и микростроения изломов, что затрудняет комплексное использование этой характеристики для оценки качества материала, установления причин повреждения.
В работе был проведен сравнительный анализ пяти кольцевых образцов после повторной горячей пластической деформации, характеристика которых приведена в таблице 4.3. Химический состав всех исследованных образцов представлен в таблице 4.4. При таком содержании кремния количество силицидов не превышает 2,5 об. %.
Фрактографические исследования показали, что по макрогеометрии поверхности трещин образцов №1 и 2 являются неоднородными и характеризуются наличием двух зон, отличающихся по макрорельефу [115, 116]. Одна – зона кам-невидного излома с грубозернистым строением и трещинами по границам зерен (участок А), характерная для хрупкого разрушения, вторая – зона волокнистого излома с матовой шероховатой поверхностью разрушения и признаками пластической деформации в виде утяжек (участок Б), занимающая большую часть поверхности разрушения (рисунок 4.7).
В образце № 1, с визуально наблюдаемой сквозной трещиной, на участках камневидного излома выявлены фасетки межзеренного разрушения и трещины по границам зерен (рисунок 4.8, а). По микрорельефу изломов было выделено три типа разрушения [79]: участки хрупкого, квазихрупкого и вязкого волокнисто-полосчатого излома. Участки хрупкого излома характеризуются наличием межзе-ренных фасеток скола (рисунок 4.8а) и квазискола с волнистой поверхностью и ручьистым узором, который наблюдается только вблизи зернограничных трещин (рисунок 4.8 б), что свидетельствует о весьма охрупченном состоянии границ зерен исследуемого сплава.
При рассмотрении на микроуровне на участке вязкого излома (участок Б на рисунок 4.7) наблюдали волокнисто-полосчатое строение (рисунок 4.9) с множественными трещинами в зоне максимальной пластической деформации кольцевого образца при повторной горячей пластической деформации. Известно [2, 79, 117, 118], что трещины при больших деформациях вязких материалов образуются в результате слияния множественных микропустот около вытянутых структурных неоднородностей, которыми в исследованном сплаве являются межзеренные границы. Следует отметить, что глубина ямок в зоне волокнисто-полосчатого излома образцов весьма небольшая, что свидетельствует о малой доле локальной пластической деформации при разрушении [79].
Особенностью поверхности разрушения образца №2 были участки нафта-линистого излома, характерного для перегретых деформированных сплавов и связанного с внутризеренным хрупким разрушением по определенным кристаллографическим плоскостям (рисунок 4.10) [79, 113]. При рассмотрении на микроуровне выявлены фасетки межзеренного скола и квазискола в основном с гладкой поверхностью (рисунок 4.11).
Ранее было показано [63, 119-121], что неметаллические включения в легированных латунях, в частности силициды, при больших деформациях ведут себя по-разному в зависимости от размера и формы частиц. Игольчатые частицы силицидов с соотношением диаметра к длине менее 0,5 растрескиваются примерно посередине, а крупные равноосные частицы инициируют расслоение по межфазным границам, что наиболее опасно с точки зрения сохранения сплошности материала. Количество и размер частиц силицидов в исследуемой латуни невелики и ограничены малым содержанием кремния и железа, поэтому связывать растрескивание кольцевых образцов после повторной горячей пластической деформации с этими включениями неправомочно. При фрактографических исследованиях каких-либо трещин или отслоений ни внутри частиц силицидов, ни по межфазным границам на поверхности разрушения не обнаружено, трещины наблюдали только по границам -зерен (рисунок 4.8 а, 4.11 б).
Неметаллические включения, обнаруженные на поверхности разрушения образца №1 нельзя считать причиной растрескивания кольцевого образца, так как трещин вблизи них нет. На рисунке 4.12 показано, что множественные углеродсо-держащие включения сосредоточены в теле зерна вблизи поверхности, а трещины развиваются по границам зерен не только вблизи поверхности, но и по всему объему образца.