Электронная микроскопия в металловедении: Справочник - Смирнова А.В., Кокорин Г.А., Полонская С.М., Баранцева З.В., Бродова В.Н.

Автор: Смирнова А.В. Кокорин Г.А. Полонская С.М. Баранцева З.В. Бродова В.Н.

Теги: металлургия испытания материалов товароведение силовые станции общая энергетика инженерия металлы металловедение микроскопия издательство металлургия электронная микроскопия

Год: 1985

Похожие

Растровая электронная микроскопия. Разрушение. Справочник

Структура и коррозия металлов и сплавов: Атлас. Справочник

Сопротивление усталости металлов и сплавов: Справочник. Часть 1

Текст

ЭЛЕКТРОННАЯ
МИКРОСКОПИЯ
В МЕТАЛЛОВЕДЕНИИ

ЭЛЕКТРОННАЯ
МИКРОСКОПИЯ
В МЕТАЛЛОВЕДЕНИИ
Под редакцией канд. техн, наук
А. В. СМИРНОВОЙ
МОСКВА «МЕТАЛЛУРГИЯ» 1985
УДК 669.018:620.187(083)
А. В. СМИРНОВА, Г. А. КОКОРИН, С. М. ПОЛОНСКАЯ. В = - - ‘ ЗОИ.
3. В. БАРАНЦЕВА, В. И. БРО ДОВА, Т. Ф. МЕЩЕРИНОВА. И. .4 Г.Р :.- РФЬЕВА
Рецензент проф. докт. техн, наук Ю. А. Скоков
УДК 669.018:620.187(083)
Электронная микроскопия в металловедении: Справ, изд. /Смирнова А В., Кок о-
ри н Г. А„ Полонская С. М. и др. — М.: Металлургия, 1985. 192.
Обобщены и систематизированы обширные данные, полученные при электронно-
микроскопических исследованиях различных сталей и сплавов. В теоретической части
изложены методы подготовки реплик и фолы для исследования микроструктуры, не-
металлических включении, изломов и защитных покрытии на ПЭМ. Изложены особен-
ности и возможности растровой электронной микроскопии (РЭМ). Даны методические
указания по расчету электронограмм. Иллюстративный материал включает электронные
микрофотографии структуры сталей и сплавов различного класса и назначения (более
50 марок), неметаллических включений, защитных покрытий и микрофрактограммы с
изломов литого и деформированного металла после разрушения при различных темпе-
ратурах с расшифровкой фазового состава и указанием свойств.
Для инженерно-технических работников металлургической, машиностроительной,,
судостроительной и других отраслей промышленности, занимающихся исследованиями
качества металла. Ил. 132. Табл. 4. Библиогр. список: 154 назв.
2605000000—224
040(01)—85
© Издательство «Металлургия», 1985-
ОГЛАВЛЕНИЕ
Стр.
Предисловие . ..............j . - ........................ 4
1. Методы приготовления объектов для исследования сталей и сплавов на про-
саечивающем электронном микроскопе (ПЭМ). Микродифракционный анализ 7
1.1. Метод реплнк....................................... • ... 7
1.1.1. Подготовка поверхности микрошлифов.............................. 7
1.1.2. Типы реплик. Лаковые реплики........................... . . 15
1.1.3. Приготовление угольных экстракционных реплик........... . . 16
1.1.4. Возможности метода рёплик и области его применения . . .19
1.2. Метод фолы.......................... . ............... 20
1.2.1. Приготовление фольг.......... ............... - . 20
1.2.2. Возможности метода фолы и области его применения............... 26
1.3. Некоторые особенности методики приготовления объектов для исследования
неметаллических включений..................... . . . .......... 27
,1.4. Метод электронной фрактографии............ ... ........ 29
1.4.1. Приготовление объектов для исследования структуры изломов. Воз-
можности метода.................................... . ......... 29
1.4.2. Электронно-фрактографическое изучение дефектов. Прицельные методы 36
1.5. Методы приготовления электронно-микроскопических объектов для исследо-
вания структуры защитных покрытий на стали.......................... 37
1.5.1. Реплики с косого сечения слоя покрытий................... ... 38
1.5.2. Реплики с поперечного сечения тонкого слоя покрытий............ 40
1.5.3. Реплики от покрытия в плоскости, параллельной поверхности основы 41
1.5.4. Реплики с фиксированными частицами и фольги с тонкослойных по-
крытий ............................... . ............... . 41
1.5.5. Угольные реплики от поверхности отслоя защитного покрытия . 42
1.6. Микродифракционный анализ........................................... 44
1.6.1. Формирование элёктроннограмм и условия их получения ... 44
1.6.2. Некоторые приемы расчета электронограмм .... ... 46
2. Метод растровой электронной микроскопии (РЭМ) для исследоааиия микро-
структуры и структуры изломов сталей и сплавов........... . 50
2.1. Преимущества метода растровой электронной микроскопии в сравнении с
ПЭМ.................................................,...................... 50
2.2. Подготовка образцов к исследованию на РЭМ............................. 51
2 3. Некоторые результаты использования РЭМ для исследования металла . . 52
3. Атлас электронных микрофотографий ........ . ......... 55
3.1. Введение.............................. . . .... 55
3.2. Микроструктура сталей и сплавов................ . . 57
•3.3. Неметаллические включения ... ................ . . . . 100
3.4. Микрофрактограммы............................................. ... цо
3.5. Структура защитных покрытий на стали . . . . -. 153
Библиографический список .... ... . . 184
Приложение ............................................................... 188
Предметный указатель . ................................... 191
Зак. 133
" ПРЕДИСЛОВИЕ
Одна из важнейших народнохозяйственных задач, стоящих перед чер-
ной металлургией в свете решений XXV и XXVI съездов КПСС — по-
вышение качества металлопродукции. Это требует от металлургов по-
стоянного совершенствования технологии производства — выплавки,
обработки давлением, термической обработки, оптимизации составов
существующих марок сталей и сплавов, их легирования и микролеги-
рования, а также разработки новых материалов и освоения их произ-
водства.
В связи с этим необходимы разносторонние сведения о связи состава
металла и тонкой структуры его с технологическими или служебными
свойствами, которые могут быть получены лишь с применением новых
методов анализа и исследований. Один из таких методов — электрон-
ная микроскопия. Обладая высокой разрешающей способностью и воз-
можностью дифракционного анализа, этот метод весьма эффективен
при разработке не только теоретических вопросов металловедения, но
и при решении конкретных технологических задач в условиях цен-
тральных заводских лабораторий. Опыт передовых металлургических
заводов и других предприятий показывает, что применение электронной
микроскопии в ЦЗЛ целесообразно в следующих основных направле-
ниях:
исследование структуры гетерофазных материалов, свойства кото-
рых во многом определяются размерами, распределением и природой
весьма дисперсных избыточных фаз различного состава;
изучение структуры поверхности разрушения (метод электронной
, фрактографии) с установлением характера разрушения и влияния раз-
личных фаз, в том числе и неметаллических включений, на зарожде-
ние и развитие трещины и уровень свойств;
изучение дефектов металла, возникающих в процессе металлургиче-
ских переделов, с целью установления причин возникновения и их
устранения;
исследование структуры промежуточных слоев между основным
металлом и тонким покрытием, определяющих уровень защитных
свойств последнего;
исследование процессов деформации, полигонизации и рекристалли-
зации, связи структуры матрицы с дисперсными фазами и др.
Широкое внедрение электронной микроскопии в условиях заводских
лабораторий требует соответствующей информации о методиках пре-
парирования объектов и интерпретации изображений. Большая часть
таких данных содержится в разрозненных публикациях.
Значительное количество книг, изданных за последние годы посвя-
щено дифракционной электронной микроскопии.
В книгах Хирша и др. «Электронная микроскопия тонких кристал-
лов» [1], Амелинкса «Методы прямого наблюдения дислокаций»
[2], Хайденрайха «Основы просвечивающей электронной микроскопии»
[3] и др. рассмотрены различные вопросы теории формирования ди-
фракционного контраста и методы исследования дислокационной струк-
туры. Работа английских ученых Эндрюса и др. «Электронограммы и
их интерпретация» [4] является пособием по теории, технике получе-
ния и расшифровке микродифракционных электронограмм.
В фундаментальной книге Л. М. Утевского «Дифракционная элек-
тронная микроскопия в металловедении» [5] рассмотрена методика
исследования на фольгах, представлен анализ электронных микрофото-
графий и микродифракционных картин. Она является хорошим посо-
бием при решении металловедческих задач, направленных на изуче-
ние дислокационной структуры металла и взаимодействия ее с фазо-
вым составом; определение ориентировки и разориентировки соседних
микрообластей, ориентационных соотношений фаз и др.
4
V\o вопросам электронной фрактографии сравнительно давно издан
«Справочник по электронной фрактографии» (в 4-х томах) [6]. Тираж
этих изданий мал, а материал частично устарел в методическом пла-
не. Альбом «Электронно-микроскопическая фрактография» ,[7], состав-
ленный на основе материалов исследований на металлургическом за-
воде «Красный Октябрь», давно стал библиографической редкостью.
Кроме того, в этих работах по фрактографии использована только
просвечивающая электронная микроскопия.
В конце 1982 г. издан справочник «Фрактография и атлас фракто-
грамм» [8]. В нем широко представлены типичные виды разрушения
металлических материалов при механических испытаниях и в процессе
эксплуатации машин и конструкций на макро- и микро-
уровне с применением световой, просвечивающей и растровой элек-
тронной микроскопии. Справочник представляет несомненный интерес,
однако в нем приведены результаты исследования сталей и сплавов,
отличающихся по составу от отечественных, что несколько затруднит
его использование.
Методам препарирования объектов, в основном реплик — односту-
пенчатых и двухступенчатых — цосвящена книга А. П. Пилянкевича
[9]. Она с 1961 г. на переиздавалась. С тех пор были разработаны
новые методические приемы, которые не могли быть учтены автором.
Основное назначение предлагаемого справочника авторы видят в
том, чтобы оказать помощь металловедам в более быстром освоении
методов электронно-микроскопического анализа и приемов расшифров-
ки полученных изображений при решении задач, направленных на по-
вышение качества металлопродукции.
В справочнике обобщены и систематизированы данные, полученные
авторами за многие годы применения электронной микроскопии при
исследовании в основном промышленных сталей и сплавов в металло-
ведческих лабораториях отдела центральных лабораторий ЦНИИЧМ
им. И. П. Бардина и металлургического завода «Красный Октябрь».
Работа выполнена в соответствии с многочисленными пожеланиями
металловедов, работающих в отраслевых институтах и ЦЗЛ металлур-
гических заводов [10], машиностроительных и других предприятий,
нуждающихся в подобной информации.
Первый раздел справочника методический. В нем изложены методы
предварительной подготовки поверхности металла, предназначенного
для исследования микроструктуры, неметаллических включений, струк-
туры разрушения, покрытий, а также методы подготовки объектов —
реплик, в основном экстракционных, и фолы. Приведена таблица ре-
активов и режимов щля электролитического полирования, травления
шлифов и отделения реплик, а также перечень реактивов для оконча-
тельного утонения фолы. Указаны возможности методов реплик и
фолы и области их наиболее рационального применения.
Приведены некоторые практические приемы получения и расчета
микродифракционных электронограмм. Подробные сведения по этому
вопросу достаточно полно освещены в специальной литературе [4, 5].
Во втором разделе изложены аналитические возможности нового
метода — растровой электронной микроскопии (РЭМ), создающие ряд
преимуществ перед просвечивающей микроскопией при исследовании
металла, особенно в области микрофрактографии. Указана методика
подготовки объектов к исследованию на РЭМ и некоторые результаты
успешного использования этого метода в металлургии. Отмечены при-
чины недостаточно широкого использования этого метода в отечествен-
ной практике.
Третий раздел справочника представляет собой атлас электронных
микрофотографий, полученных с применением методик, описанных в пер-
вых двух разделах.
В атласе представлены: микроструктура сталей и сплавов различ-
5
кого класса и назначения (около 50 наименований) после различных
режимов термической обработки с расшифровкой фаз, проведенной
методом электронной микродифракции, микроанализом, рентгеноспек-
тральным, рентгеновским или другими методами; неметаллические
включения; фрактограммы литого и деформированного металла после
разрушения при различных температурах; дефекты на поверхности ме-
талла и в изломах; структура промежуточных слоев в различных за-
щитных покрытиях на стали. '
В Приложении приведены кристаллографические данные для соеди-
нений кубической системы, наиболее часто встречающихся в сталях и
сплавах. • (
Авторы благодарят товарищей А. П. Окенко, С. Н. Белякова, М. И:
Иваненкова, В. П. Пискову, Т. Б. Сабинину, Б. К. Шемонаева,
Л. А. Ширванян, Г. В. Чернышева — сотрудников завода «Красный
Октябрь», научных сотрудников ЦНИИЧМ А. В. Гаврилову, В. И. Изо-
това, М. Н. Панкову, А. Ф. Еднерала, М- И. Спасского, А. Г. Козлову,
И. Б. Малышеву, а также М. Н. Спиридонову (Новолипецкий метал-
лургический завод), Л. К. Фортунину (Белорецкий металлургический
комбинат) и других за представленные ими материалы исследований
для атласа; тт. Н. Ф. Поплавскую, Л. А. Волкову, Т. А. Никитину,
Л. С. Рубцову, М. И. Вьючнову, В. П. Квачеву, Л. И. Бутрову и дру-
гих за квалифицированную помощь при выполнении исследований, ре-
зультаты которых приводятся в справочнике; Г. П. Казакову, Ж- С. Гав-
рилову, Т. В. Миронову, С. Н. Гладышеву и других за помощь в подго-
товке рукописи к печати.
Авторы весьма признательны проф. докт. техн, наук Ю. А. Скакову
за ценные замечания, высказанные им при рецензировании справочника,
а также канд. техн, наук М. Ф. Лонгинойу за обсуждение некоторых раз-
делов в период подготовки рукописи.
s'-— 1. МЕТОДЫ ПРИГОТОВЛЕНИЯ
ОБЪЕКТОВ ДЛЯ ИССЛЕДОВАНИЯ СТАЛЕЙ
И СПЛАВОВ НА ПРОСВЕЧИВАЮЩЕМ
ЭЛЕКТРОННОМ МИКРОСКОПЕ (ПЭМ).
МИКРОДИФРАКЦИОННЫХ АНАЛИЗ!
Просвечивающая электронная микроскопия (ПЭМ) обладает высокой
разрешающей способностью (в 1000 раз выше, чем световая). Однако
в отличие от световой микроскопии, где исследование микроструктуры
металлических материалов проводится на микрошлифах массивных
образцов на отражение, в ПЭМ используются специальные препара-
ты — реплики или фольги, прозрачные для электронов. Приготовление
их требует сложной, весьма тонкой и трудоемкой работы.
Реплики —тонкие пленки постороннего вещества, на которых
получают отпечаток структурного рельефа (без фаз, либо с вклю-
ченными частицами фаз) исследуемой металлической поверхности,
подготовленной ‘металлографически.
Принципиальная схема получения препарата в виде реплики состоит
из следующих операций: металлографической подготовки образца,
включающей шлифование, полирование, травление; приготовления
самой реплики в виде тончайшей пленки, прозрачной для электронных
лучей; отделения ее от шлифа.
Фольги представляют собою тонкие металлические пленки, кото-
рые получают из массивных образцов путем довольно сложных опера-
ций — механической и электрохимической обработки.
Каждая из операций как при приготовлении фолы, так и реплик,
требует тщательного исполнения и оказывает существенное влияние
на качество объекта, исследуемого под электронным микроскопом, и,
в конечном итоге, определяет успех исследования.
1.1. МЕТОД РЕПЛИК
1.1.1. ПОДГОТОВКА ПОВЕРХНОСТИ МИКРОШЛИФОВ
К качеству микрошлифов, предназначенных к исследованию в просве-
чивающем электронном микроскопе, предъявляются специфические
требования:
1) на поверхности микрошлифа не должно быть наклепанного
слоя; наличие которого при последующем травлении не позволит
четко выявить мелкие детали структуры металла и получить контраст-
ное изображение;
2) при полировании и травлении микрошлифов недопустимы вы-
крашивание и вытравливание частиц избыточных фаз — карбидных,
интерметаллидных и неметаллических включений. В противном случае
нельзя получить экстракционную реплику с включенными в нее части-
цами и определить их природу дифракционным анализом;
3) поверхность шлифа должна быть чистой от посторонних частиц
и каких-либо продуктов травления, которые могут привести к загряз-
нению реплики и внесению дополнительных данных, не относящихся к
структуре исследуемого материала;
4) на поверхности шлифа после травления должен быть рельеф,
точно соответствующий структурному состоянию исследуемого объекта;
5) поверхность шлифа после травления не должна содержать ка-
ких-либо окисных пленок, сглаживающих рельеф, что в конечном
итоге снизит контрастность изображения.
Операции шлифования и полирования должны быть выполнены
весьма тщательно. С целью уменьшения времени конечного полирова-
ния и, следовательно, уменьшения возможности выполировывания
частиц избыточных фаз (особенно неметаллических включений), в
последнее время используют мокрое полирование [11] или двойное
полирование. Сначала полируют алмазными пастами зернистостью
7/s и 3/2 (или Vo). а окончательное полирование до получения зеркаль-
ной поверхности проводят на сукне с применением тонкой суспензии
окислов хрома или алюминия [12].
Следует отметить, что даже после тщательной подготовки шлифа
путем механических процессов шлифования и полирования на его
поверхности как правило остается тонкий наклепанный слой. Как уже
указано выше, наличие этого слоя затрудняет получение четких и
контрастных изображений структуры в электронном микроскопе.
Для его удаления иногда применяют многократное чередование меха-
нического полирования с промежуточными травлениями. Однако этот
метод не во всех случаях является эффективным. Может иметь место
выкрашивание частиц избыточных фаз с поверхности шлифа.
Наилучшим способом удаления наклепанного слоя, а также рисок,
которые всегда остаются даже после тщательной механической подго-
товки, является электролитическое полирование. В зависимости от
конкретных условий толщина металла, растворяющегося при электро-
полировании, может изменяться в широких пределах, но практически
она всегда должна превышать толщину наклепанного слоя.
Сложность применения электролитического полирования состоит в
подборе электролитов и особенно режимов процесса для сталей и
сплавов различного состава. При выборе состава реактива и режи-
ма полирования (плотности тока или напряжения, температуры)
обычно пользуются известными закономерностями процесса электро-
полирования и некоторыми представлениями о механизме этого явле-
ния.
Относительно сущности процесса электрополирования известно
несколько гипотез, достаточно подробно изложенных в работах [13—
14]. Наиболее полное объяснение явлений, наблюдаемых при электро-
полировании, на наш взгляд, дает теория пассивации, которая рассмат-
ривает зависимость плотности тока от напряжения между катодом в
анодом в электролитической ячейке. Типичная поляризационная кривая
показана на рис. I. Эта зависимость имеет практическое значение
и ею следует руководствоваться при выборе состава реактивов и режи-
мов электрополирования.
Рис. I. Типичная поляризационная кривая
изменения анодной плотности тока от
напряжения на электродах
Участок «об» кривой соответствует активному травлению поверх-
ности анода-шлпфа. Поверхность шлифа при этом приобретает обычно
матовый вид, характерный для травления металлической поверхности
Участок «бе» соответствует режимам неустойчивого травления. При
данных режимах на образцах часто появляется характерная чернота,
которая обусловлена образованием дисперсного рельефа травления.
Участок «вг» соответствует пассивации (анодной поляризации),
прочно сцепленной с основой, затем идет растворение пассивной пленки
прочно сцепленной с основой, затем идет растворение пассивной пленки
и образование вязкой пленки в непосредственной близости от полиро-
8
ванной поверхности. Бывает и так, что не весь участок «вг» соответ-
ствует качественной полировке. В отдельных местах участка наблю-
дается появление пассивной пленки, прочно сцепленной с основой. В
этих случаях обычно проводят корректировку состава электролита или
условий электрополирования. Важно подобрать для данного материала
такой состав электролита и температуру полирования, которые позво-
лили бы получить удлиненный участок «вг» и тем самым устранить
появление нежелательных процессов, связанных с некоторыми колеба-
ниями режима электропитания гальванической ячейки.
При режимах, соответствующих участку «гд», происходит электро-
полирование и выделение на поверхности металла кислорода. В слу-
чаях, если пузырьки выделяющегося кислорода прочно удерживаются
на поверхности металла, полировка сопровождается образованием пит-
тинга. Для устранения вредного влияния пузырьков кислорода часто
применяют полировку в струе электролита или подбирают состав
электролита, в котором образующаяся вязкая пленка препятствует
возникновению прочной связи между пузырьками кислорода и метал-
лом.
Так как современная теория еще не позволяет сделать расчеты конк-
ретных условий процесса, в практической работе режимы электропо-
лирования подбирают эмпирически, руководствуясь описанными выше
закономерностями. Для этих целей, а также для уточнения режимов
травления весьма полезно использование потенциостатов, которые в
настоящее время применяют в электрохимическом фазовом анализе
для отработки метода изолирования и разделения фаз [15, 16].
К настоящему времени имеется специальная литература по электро-
литическому полированию металлографических шлифов, где приводит-
ся большое количество составов электролитов и режимов электролиза
[13, 14 и др.]. Однако применение указанных в работах рекоменда-
ций не во всех случаях обеспечивает высокое качество шлифов. Обыч-
но для каждого состава или групп сталей и сплавов требуется
уточнять состав и подбирать оптимальный режим процесса, обеспе-
чивающий удаление рисок, наклёпанного слоя и получение плоской
или слегка волнистой блестящей поверхности. Волнистость поверхности
шлифа при исследовании на электронном микроскопе, в отличие от све-
товой микроскопии, не является дефектом, так как исследуется не сам
шлиф, а реплика со шлифа.
При выборе состава электролита предпочтительно использовать
электролит, который позволяет проводить качественное полирование
при температурах близких к комнатным.
Многолетний опыт работы авторов позволяет рекомендовать для
электрополирования различных сталей и сплавов всего четыре электро-
лита. Состав реактивов, режимы полирования и области их примене-
ния представлены в табл. 1.
Фосфорно-хромовый, азотно-уксусный [15] и хлорно-уксусный
реактивы (№ 1—3) наиболее эффективны для полирования углеродис-
тых, низколегированных и других сталей.
Для сложнолегированных сталей и сплавов, содержащих в значи-
тельных количествах такие элементы как ниобий, молибден, вольфрам,
рекомендуется электролит (№ 4) с серной кислотой. Растворителем в
этом электролите предпочтительнее использовать метиловый спирт,
вместо этилового.
При составлении реактивов следует соблюдать некоторые предосто-
рожности. Кислоты в растворитель надо добавлять постепенно,
малыми порциями при обязательном перемешивании раствора. Следует
осторожно пользоваться концентрированной серной кислотой, так как
попадание ее на кожу может вызвать ожог. Метиловый спирт, как
известно, токсичен и при работе с ним необходимо соблюдение специ-
альной инструкции. Хлорно-уксусный электролит, являющийся раство-
9
Реактивы и режимы электролитического полирования и травления
шлифов и отделения реплик
Таблица 1
6 « W Режимы процесса
S * n „ га — 2 <у С ио. Реактив, состав’ на пряжение, 1 время, с температу- ра. °C Область применения
1 2 1 3 1 4 5 6
Электрополирование
1 2 3 4 Фосфорнр-хромовый: ортофосфорная кисло- та, 86 мл; хромовый ангидрид, 10—14 г Азотно-уксусный: азотная кислота, 75 мл; уксусная кислота ледя- ная, 25 мл Хлорно-уксусный: хлорная кислота, 10 мл; уксусная кислота ле- дяная, 90 мл Сернокислый: серная кислота, 20 мл; метиловый спирт, 80 мл 15—30 18—20 26—28 40—60 26—28 5—10 10—15 10—30 5—15 10—25 10—20 40—50 -104-15 10—20 10—20 10—20 Углеродистые и легированные кон- струкционные ста- ли и др. То же » Сложнолегирован- ные сплавы и ста- ли с повышенным содержанием W, Nb, Мо (совместно или раздельно)
7 равление шм иров и отделе гние репли К
5 6 7 3 9 10 11 12 13 14 15 16 17 Азотная кислота, 2—5 мл; этиловый спирт, 90— 95 мл Азотная кислота, 10 мл; этиловый спирт, 90 мл Азотная кислота, 60 мл; этиловый спирт, 40 мл Азотная кислота 15 мл; вода, 95 мл Азотиая кислота, 10 мл; вода, 90 мл Соляная кислота, 10 мл; этиловый спирт, 90 мл Соляная кислота, 30—40 мл; воды, 70—60 мл Серная кислота, 10 мл; этиловый спирт, 90 мл Пикриновая кислота 4 кг; этиловый спирт, 100 мл Пикриновая кислота, 2 г; азотная кислота, 2 мл; этиловый спирт, 98 мл Щавелевая кислота, 10 г; вода или этиловый спирт, 90 мл Азотная кислота, 10 мл; соляная кислота, 30 мл Азотная кислота, 8 мл; соляная кислота, 46 мл; вода, 36 мл (реактив Крупа) 4—6 ;6—8 8—10 5—10 6—8 8—10 5—8 Химическое травление То же 8—10 8—9 6—.10 5—15 10—20 5—15 5—20 1—2 мин 1.0—20 5—<8 1—3 мин 2—4 мин 1—2 мин 1—3 мин 5—10 Комнат- ная » » » Комнат- ная » » » Углеродистые и низколегированные конструкционные стали Конструкционные и нержавеющие стали Аустенитные нер- жавеющие стали Углеродистые и низколегированные конструкционные стали То же Конструкционные легированные и нержавеющие ста- ли, аустенитные сплавы Конструкционные легированные ста- ли То же Углеродистые ста- ли Железо, углероди- стые стали Нержавеющие ста- ли То же Нержавеющие мар- тенситные, конст- рукционные стали
10
Продолжение таблицы I
1 1 2 3 4 5 6
18 Соляная кислота, 50 мл; азотная кислота, 8 мл; вода, 50 мл 6—8 - 5—7 Комнат- ная Аустенитные жа- ропрочные сплавы на основе Ni и Fe—Ni
19 Соляная кислота, 2—4 мл; пикриновая кислота, 5 г; вода или этиловый спирт, 98—96 мл Химическое травление 7—10 40—60 Нержавеющие фер- ритные и феррито- мартенситные ста- ли
20 Соляная кислота, 5 мл; пикриновая кислота, 1 г; вода, 100 мл 6—8 15—20 Комнат- ная Аустенитные стали
21 Азотная кислота, 5 мл; соляная кислота, 10 мл; вода, 100 мл 8—10 8—10 мин » Конструкционные низкоуглеродистые стали
22 Соляная кислота, 5 мл; пикриновая кислота, 5 мл; этиловый спирт, 90 мл (реактив ВИЛЕЛЛа) Химическое травление 2—3 мии 1—1,5 Комнат- ная или 40—60 Нержавеющие ферритные, двух- фазные и аустенит- ные стали
23 Азотная кислота, 3 мл; глицерин, 97 мл 6—в 3—б Комнат- ная Конструкционные стали
24 Соляная кислота, 5 мл; глицерин, 5 мл; этиловый спирт, 100 мл 5—6 Низколегирован- ные конструкци- онные стали
25 Соляная кислота, 5 мл; уксусная кислота, 1 мл; этиловый спирт, 94 мл 4—6 5—8 Аустенитные спла- вы на основе (Ni
26 Соляная кислота, 15 мл; хлорное железо, 5 г; вода, 60—100 мл 8—10 10—30 Нержавеющие ста- ли
27 Соляная кислота, 5 мл; хлорное железо, 5 г; этиловый спирт, 100 мл (реактив «ферраль») 6—10 5—15 » Нержавеющие, низкоуглеродистые конструкционные стали, аустенитные сплавы. Для выявления нитридов алюми- ния применяют многократные пе- реполировки и травление
28 Азотная кислота, 1,5 мл; соляная кислота, 50 мл; хлорное железо, 13 г 8—9 20—25 » Нержавеющие феррито-мартен- ситные стали
29 Соляная кислота, 20 мл; медный купорос, 4 г вода, 20 мл (реактив Марбле) 6—8 5—10 Нержавеющие стали, аустенитные сплавы на основе Ni
30 Соляная кислота, 10 мл; хлорная медь, 5 г; этиловый спирт, 100 мл; вода, 100 мл 6—8 15—20 » Низкоуглероди- стые стали и низ- колегированные с низким углеродом, ферритные и аусте- нитные нержавею- щие стали
; 1 Пикриновая кислота 1 г; хлорная медь, 0,08—0,22 г; вода, 100 мл Химическое травление 20—60 - Комнат- ная Нержавеющие хро- мистые стали
: 2 Хлорное железо, 20 г; этиловый спирт, 60 мл; вода, 40 мл 8—12 10—15 » Углеродистые ста- ли
;з Хлористый калий, 75 г; лимонная кислота, 5 г; - вода, 1000 мл (реактив Поповой) 6—8 15—20 Углеродистые, кон- струкционные легированные ста- ли, нержавеющие стали
11
Продолжение таблицы 1.
1 1 '2 1 3 1 < 5 6
34 Сернокислое железо, 10 г; 3—4 10—20 Комнат- Легированные кон-
вода, 100 мл ная струкционные с вы- соким содержани- ем хрома
35 Персульфат аммония. 4—6 15—20 » Аустенитные ста-
10 г; вода, 100 мл ЛИ
36 Закись железа, 10 г; 3—4 20—30 » Быстрорежущие
окись железа, 1,5 г; вода, 100 мл Сернокислый аммоний, стали
37 5—7 3—5 » Конструкционные
10 г; низкоуглеродистые
лимонная кислота, 10 г; вода, 1200 мл стали
38 Хромовый ангидрид, 6—7 3 (травле- Высокоуглеро-
2—3 г; иие) дистые и высоко-
серпая кислота. 30—40 мин легированные ста-
25—35 мл; вода, 15 мл (отделение) ли
39 Соляная кислота, 1 мл; лимонная кислота, 5 г; этиловый спирт, 80 мл; вода, 15 мл Соляная кислота, 2 мл; 4—6 10—15 » То же
40 3—4 15—20 Углеродистые и
хлористое железо, 1 г; легированные
метиловый спирт, 97 мл стали
41 Лимонная кислота, 5 г; 5—6 2—4 Легированные ста-
хлористый калий, 1 г; ли, углеродистые с
этиловый спирт, 20 мл; повышенным со-
вода, 15 мл держанием алюми- ния
42 Хромовый ангидрид, 10 г; —« 10—60 Легированные
вода, 10 мл 8—11 конструкционные, нержавеющие ста-
43 ли ферритные и феррито-аустеиит-
Серная кислота, 10 мл; сернокислое железо, 3 г; поваренная соль, 3,5 г; вода, 85 мл 8—10 5—10 > ные Аустенитные спла- вы

44 45 ( реактив Шапиро) Соляная кислота, 20 мл; уксусная кислота, 65 мл; хлористая медь, 1 г; вода, 100 мл Химическое, травление 20—30 » Конструкционные стали, быстроре- жущие стали
Бром, 3—7 г; этиловый спирт, 100 мл 5—10 » Углеродистые ста- ли с повышенным содержанием алю-

46 Соляная кислота, 2 мл; хлорное железо, 1 г; 8—12 10—12 * 1 мииия Конструкционные стали с бейнитной
47 этиловый спирт, 0,3 мл; ацетон, 0,3 мл Перекись водорода, 15 мл; 8—12 10—12 » и бейнито-мартеи- ситной структурой То же
соляная кислота, 1 мл; лимонная кислота, 5 г;
48 этиловый спирт, 80 мл Сернокислое закисное Химическое 10 мин » Низколегирован-
49 железо, 3 г; поваренная соль, 1 г; вода, 100 мл; сегиетовая соль, 0,1 г травление отделение) ные стали с повы- шенным содержа- нием Мп
Соляная кислота, 46 мл; То же 10 мин » : То же
азотная кислота, 8 мл; вода, 36 мл отделение)
12
.Продолжение таблицы 1.
1 2 3 4 5 6
50 Цитрат натрия, 5 г; бромистый калий, 1,2 г; сернокислый гидрозин, 1 г; иодистый калий, 0,6 г; вода, 100 мл Химическое или 4—8 15—25 мин (отделение) Комнат- ная Для отделения реплик с сульфи- дами РЗМ
51 Соляная кислота, 2 мл; хлористое железо, 2 г; этиловый- спирт, 100 мл 3—5 20—40 мин (отделение) » Для отделения реплик с нитрида- ми, сульфидами
52 Лимонная кислота. 2 г; хлорное железо, 2 г этиловый спирт, 100 мл Примечания: !. В элект 4—6 ролитах замена 30—60 мин (отделение) этилового спи » рта на м Для отделения реплик с сульфи- дами Мп и Fe етнловый позволяет
уменьшить вероятность образования окисных пленок. 2. В водных электролитах используют
только дистиллированную воду. 3. Для электролитов применяют кислоты следующей плот-
ности, г'см3 I азотная — 1,4. серная — 1,84, соляная — 1,19, хлорная — 1,60—1,62. 4. Режимы поли-
рования, травления шлнфа н отделения реплнк состоянию и структуре требуют уточнения. применительно к конкретным материалам.
ром хлорной кислоты в ледяной уксусной, требует предварительной
подготовки. Хлорную кислоту до плотности 1,62 г/см3 доводят путем
выпаривания. Реактивы с хлорной кислотой взрывоопасны, поэтому
следует соблюдать особую предосторожность. При составлении реак-
тивов хлорную кислоту следует добавлять к уксусной небольшими
порциями, перемешивая раствор. Так как при этом протекает экзотер-
мическая реакция, необходимо следить, чтобы температура раствора
не превышала 30°С. Во избежание воспламенения реактива нельзя
держать его вблизи открытого огня.
Работу со всеми электролитами необходимо проводить в вытяжном
шкафу.
Все четыре рекомендуемые электролита относятся к активным. Как
видно из табл. 1, процесс в них ведется при сравнительно высоких
значениях силы тока или напряжения на зажимах ванны. Полирование
проводится путем многократного (3—7 раз), кратковременного (в те-
чение нескольких секунд) погружения образца. Поэтому отпадает не-
обходимость в специальном перемешивании раствора.
Все электролиты применяют в свежеприготовленном виде. Образец
при полировании является анодом. В качестве катода используют
пластину из нержавеющей стали, размер которой должен быть больше
размера полируемого образца. Образец вводится в электролит при
включенном электрическом токе так, чтобы полируемая поверхность
была параллельна катоду.
После получения блестящей поверхности шлиф быстро переносят
под струю проточной воды, тщательно отмывают от следов электроли-
та и обдувают струей сжатого холодного воздуха до полного удаления
влаги. При отсутствии сжатого воздуха для этих целей может быть
использован бытовой пылесос.
Следует иметь в виду, что в процессе электрополирования реактив
нагревается. При этом полирующая способность электролитов, не
требующих подогрева, заметно снижается. Повышение температуры
идет тем быстрее, чем выше применяемое напряжение, чем больше
размер полируемой поверхности образца. Чтобы предотвратить нагрев
надо либо увеличить объем ванны с электролитом, либо предусмотреть
специальную систему охлаждения. Для охлаждения электролита мож-
но использовать стеклянный сосуд с двойными стенками, охлаждаемы-
ми проточной водой. Это простейшее устройство в настоящее время
широко используют в практике подготовки объектов с помощью
электрополирования. Оно позволяет поддерживать температуру элект-
ролита на уровне 15—20°С. Если требуется температура более низкая
можно использовать жидкий азот. Количество добавляемого жидкого
13
азота зависит от температуры ванны. При использовании ванны объе-
мом 400—500 мл рекомендуют образцы для электропблирования пло-
щадью не более 1 см2.
Контроль качества полирования, особенно при подборе составов и
режимов процесса, следует проводить на световом микроскопе.
Не менее ответственной, чем полирование операцией является трав-
ление шлифа. Травление шлифов может быть химическим или элект-
ролитическим. Метод химического травления более простой, не требую-
щий специальных устройств.
Выявление микроструктуры при химическом травлении происходит
либо за счет избирательного растворения отдельных участков струк-
туры, различающихся по химическому составу, либо за счет образова-
ния тонкой плотноприлегающей к поверхности шлифа окисной пленки.
Окисная пленка на шлифе при исследовании с помощью электронного
микроскопа недопустима, так как она, во-первых, сглаживает струк-
турный рельеф, во-вторых, при отделении реплики от шлифа пленка
может подтравливаться и частично оставаться в ней. Это внесет
дополнительные (ложные) данные, не относящиеся к истинной струк-
туре мед/алла.
Электролитическое травление шлифов предпочтительно при иссле-
дованиях с помощью электронного микроскопа. Процесс выявления
микроструктуры электролитическим способом сводится к избиратель-
ному растворению структурных составляющих, различающихся зна-
чениями потенциалов. В результате такого травления на шлифе всегда
создается рельеф, соответствующий структурному состоянию исследуе-
мого металла. Этот процесс по сравнению с химическим травлением
более трудоемкий и сложный. Данные о характере взаимодействия
электролитов с различными фазами весьма ограничены. Для качест-
венного травления, обеспечивающего выделение в рельефе той или
иной фазы, требуется, как правило, экспериментальная работа по под-
бору составов электролитов и режимов травления. Это особенно важно
при использовании экстракционных реплик. Состав электролита в
этом случае должен быть таким, чтобы при электролизе растворялась
лишь матрица, а исследуемые фазы с ним не взаимодействовали.
Режимы электролиза должны обеспечивать получение оптимальной
глубины рельефа, позволяющего четко выявить исследуемую структу-
ру и получить достаточную контрастность изображения. Следует иметь
в виду, что слабое травление выявляет более тонкие детали структуры,
но оно не . всегда обеспечивает достаточную контрастность. Глубокое
травление обеспечивает хорошую контрастность, но оно неприменимо
для мелкодисперсных структур. Кроме того, глубокий рельеф способ-
ствует сильному сцеплению реплики с поверхностью шлифа, отделение
ее бывает затруднительным.
Иногда электролитическое травление проводят в том же электроли-
те, что и электрополирование, но при пониженном (примерно в
10 раз) напряжении или плотности тока. Однако такой метод не всег-
да обеспечивает получение качественных и воспроизводимых резуль-
татов. Существует мнение, что наилучшими электролитами для трав-
ления шлифов, предназначенных к исследованию в электронном мик-
роскопе, являются те, которые используют при фазойом химическом
анализе для количественного разделения фаз. Например, для карбид-
ных фаз в сталях — реактив Н. И. Поповой (75 г КС1 5 г лимонной
кислоты; 100 мл воды), для интерметаллидных фаз типа Ni3 (Ti Al)
в сплавах на никелевой основе — реактив М. М. Шапиро (10 мл
H2SO4; 85,5 мл Н2О; 3 г FeSC>4 и 3,5 г NaCl) и др.
Однако, как показывает практика, для получения положительных
результатов нельзя ограничиться указанными реактивами. В каждом
конкретном случае требуется уточнение состава электролита и режи-
мов травления.
14
При электролитическом травлении, как и при полировании образец
в большинстве случаев является анодом, он опускается в электролит
при включенном электрическом токе. Процесс электролитического
травления, как и" электролитического полирования, регулируется по
напряжению или силе тока на клеммах электролитической ячейки.
Для травления, как видно из табл. 1, в отличие от полирования,
требуются значительно меньшие напряжения и соответственно более
низкие значения силы тока. Продолжительность травления подбирает-
ся в процессе эксперимента и, как правило, измеряется несколькими
секундами, реже минутами. Время травления зависит в основном от
характера исследуемой структуры и задач исследования.
После извлечения из электролита шлиф следует как можно бы-
стрее промыть под струей проточной воды до полного удаления реак-
тива и обдуть струей холодного сжатого воздуха.
В случае образования на шлифе окисной пленки шлиф рекомен-
дуется переделать или попытаться.промыть его в одном из растворов:
1) насыщенном водном растворе щелочи КОН, 2) в 8—10%-ном раст-
воре кальцинированной соды, 3) 5—10%-ном растворе лимонной кислоты,
4) в слабом спиртовом растворе ацетона с добавлением 0,5,% лимон-
ной кислоты, 5) в бензоле.
Контроль качества травления следует проводить с помощью свето-
вого микроскопа при увеличении 500 и более. .
Наиболее приемлемыми электролитами для травления сталей и
сплавов различного состава являются 10 %-ные спиртовые, реже
водные^ растворы кислот азотной, соляной, щавелевой и серной; смеси
кислог азотной и соляной без добавок и с добавлением солей, а также
водные растворы солей и др. (см. табл. 1).
1.1.2. ТИПЫ РЕПЛИК. ЛАКОВЫЕ РЕПЛИКИ
Метод реплик («отпечатков», «слепков») был первым методическим
приемом, который позволил применить просвечивающую электронную
микроскопию для исследования дисперсной структуры металла. До
сего времени этот метод не потерял своего значения.
Методика приготовления реплик, в соответствии с совершенствова-
нием электронных микроскопов, постоянно развивалась и совершен-
ствовалась.
. Первые модели электронных микроскопов были оптическими при-
борами просвечивающего типа. За счет использования электронных
лучей с малой длиной волны они обладали высокой по сравнению со
световыми разрешающей способностью (порядка 10 нм).
Так как реплики являются более или менее точной копией релье-
фа протравленного шлифа, изображение структуры на электронном
микроскопе было практически аналогичным тому, что и на световом
микроскопе, но с более высоким разрешением ее деталей. Это позво-
лило металловедам, применяя метод реплик, существенно расширить
знания о структуре сталей и сплавов. Более детально были изучены
структуры тонкого перлита (сорбита, троостита), формирующегося в
процессе закалки и отпуска, структура дисперсионнотвердеющих (спла-
вов, упрочнение которых обусловлено выделением дисперсных фаз
и т. п.
В течение первых 10—15 лет было предложено большое количест-
во реплик (более 100), различающихся материалом, техникой приго-
товления и свойствами. Подробное описание методических приемов
получения различных реплик, принципов возникновения изображения
в них можно найти в работах .[9, 17—-20]. Поэтому останавливаться
на этих вопросах нет необходимости, тем более, что большинство из
предложенных в то время реплик в настоящее время не используют
или используют крайне редко.
Следует отметить, что до 1952 г. все предложенные реплики —
15
лаковые, кварцевые, титановые и многие другие, одноступенчатые или
двухступенчатые — позволяли проводить так называемое косвенное
исследование структуры, т. е. позволяли изучить общий характер
структуры (установить присутствие дисперсных фаз, определить по
отпечатку от частиц приблизительно их форму и размер, а также
распределение их <в матрице).
Недостатком косвенного метода является сложность, а иногда и
^неоднозначность расшифровки исследуемой структуры, полученной по
рельефу травления, однако в некоторых конкретных случаях примене-
ние косвенных реплик (лаковых, оттененных хромом, или двухступенча-
тых лаково-угольных) и в настоящее время является необходимым.
Их используют, например, если надо изучить структуры массивного
образца или детали, из которых нельзя вырезать более
мелкие образцы, удобные для напыления углерода в вакууме и др.
В качестве лака как при одноступенчатой, так и двухступенчатой реп-
лик используют 1—1,5%-ный раствор нитроклетчатки (тщательно от-
мытой от эмульсии рентгеновской пленки) в амилацетате. Оптимальная
толщина лаковой плёнки при применении лака в виде 1—1,5%-ного
раствора составляет — 25—30 нм. Для отделения лаковой реплики
используют обычно 8—10%-ный водный раствор пищевого желатина,
который наносится на лаковую пленку в виде слоя толщиной до 1 мм.
После испарения воды желатин отделяют от ‘ исследуемой поверхности
вместе с лаковой пленкой. Отделяют пленку от желатина путем раст-
ворения его сначала в теплой (40—60°С), а затем в горячей (80—
90°С) дистиллированной воде. Полностью отделенную от желатина
лаковую реплику для повышения контрастности оттеняют хромом в
вакуумной установке при разрежении не хуже, чем 0,0133 Па. Напыля-
ют тонкий слой оттеняющего металла под углом 15—45° в зависимости
от дисперсности структуры. Чем мельче детали структуры, тем под
меньшим углом следует проводить напыление.
Наряду с желатином для механического отделения иногда исполь-
зуют клей «Циакрин». При использовании двухступенчатых реплик на
контактную поверхность первичной лаковой пленки напыляют углерод
в вакууме, а затем лаковая пленка . растворяется. Двухступенчатые
лаково-угольные реплики применяют иногда при исследовании струк-
туры изломов (см. 1.4) и в других случаях, например если необходимо
провести изучение определенного участка структуры на образце, т. е.
прицельное исследование [106, 107 и др.].
1.1.3. ПРИГОТОВЛЕНИЕ УГОЛЬНЫХ ЭКСТРАКЦИОННЫХ РЕПЛИК
Совершенствование электронных микроскопов привело к тому, что они
стали не только оптическими, но и дифракционными приборами одно-
временно. Такие электронные микроскопы позволяли изучать не только
топографию структуры, но и проводить дифракционный анализ, т. е.
достаточно просто и во многих случаях надежно идентифицировать
имеющиеся в структуре фазы. Совершенствование электронных микро-
скопов потребовало разработки нового метода препарирования объек-
тов.
В начале 50-х годов был предложен новый более совершенный тип
реплик — экстракционные реплики. Этот метод был впервые предлог
жен и использован Л. М. Утевским и с тех пор широко используется.
Экстрационные реплики, в отличие от обычных, получают таким
образом, что в них остаются включенными частицы одной или несколь-
ких фаз, присутствующих в структуре. Это дает возможность в одном’
эксперименте изучить структуру матрицы по рельефу и определить
тип кристаллической решетки фаз методом электронной микродифрак-
ции. Поэтому исследование с применением экстракционных реплик
называется полупрямым.
Наилучший материал для экстракционных реплик — углерод.
16
Угольные реплики были предложены Бредли в 1954 г. и с тех пор
практически вытеснили все другие виды напыляемых в вакууме реплик,
в частности, титановые, которые были использованы для этих целей
ранее.
Угольные реплики имеют ряд существенных преимуществ перед
другими. Они обладают более высоким разрешением. Разрешающая
способность, как известно, в основном лимитируется толщиной репли-
ки. Угольные реплики можно сравнительно легко получать толщиной 30— <
20 нм. Разрешение в этом случае не ниже, чем 2—3 нм, что близко •’
к разрешению электронных микроскопов среднего класса. Эти реплики )
механически более прочные и термически устойчивы под воздействием
электронного пучка. Они просты в изготовлении и обеспечивают (при
правильной подготовке шлифа) высокую контрастность изображения,
поэтому дополнительного оттенения (как, например, для лаковых реп-
лик), как правило, не требуется. В необходимых случаях можно ис-
пользовать метод оттенения путем одновременного напыления на
исследуемый шлиф углерода и платины.
Угольные реплики получают путем термического испарения спект-
рально-чистого углерода на подготовленную поверхность в условиях
высокого вакуума. Два электрода диаметром 6 мм, контактные поверх-
ности которых заточены одного в виде острия, а другого под углом
45°, подключают к источнику питания. При кратковременном пропуска-
нии через них тока силой 80—100 А в месте соприкосновения электро-
дов в результате электрической дуги возникает высокая температура и
углерод распыляется на образец, который устанавливают обычно на
расстоянии 40—60 мм от испарителя. Для получения качественной
реплики испарение должно происходить при остаточном давлении не
более 0,0133 Па. В противном случае угольная пленка получается рых-
лой, механически непрочной и при отделении может разрушаться. Как
уже отмечалось, угольная пленка достаточно тонкая, но с ней работать
легче, чем с более толстыми почти бесцветными кварцевыми или лако-
выми. Качественные угольные реплики имеют бледно-коричневую ок-
раску. На поверхности воды или другой жидкости угольные -реплики
легко различаются.
Отделение угольной реплики от микрошлифов и от поверхностей,
обладающих значительным рельефом, можно успешно проводить раз-
личными способами. Ее можно отделять механически с помощью 8—
10%-ного водного раствора пищевого желатина или электролитически.
В первом случае реплика отделяется от всей исследуемой поверхности,
поэтому имеется возможность исследования любого интересующего
участка. Однако угольная реплика, отделенная механическим спосо-
бом является лишь копией структурного рельефа. С помощью такой
реплики можно проводить лишь косвенное исследование структуры без
дифракционного анализа фаз. В случае электролитического отделения,
при подборе соответствующих составов реактивов и режимов электро-
лиза, можно получить экстракционную реплику с включенными в нее
частицами фаз и провести их прямое изучение дифракционным мето-
дом.
Для облегчения отделения реплики при электролитическом способе
пленку предварительно надрезают на квадратики около 2,5X2,5 мм
(не более 3,0 мм — размера объектодержателя), поэтому после
отделения определить какому участку структуры принадлежит тот
или иной кусочек реплики трудно. При необходимости исследования
определенных зон на шлифе требуется прицельное препарирование.
Для получения экстракционных реплик их отделение осуществляют
в таком электролите, который не взаимодействует с одной или несколь-
кими присутствующими в структуре фазами. Режим отделения подби-
рают таким образом, чтобы обеспечить фиксирование выделений в
реплике в тех местах, где они располагались в металле, например на
17
Таблица 2
Методика приготовления экстракционных реплик со шлифа и излома
с фиксированными фазами различного состава
Электролиты и режимы травления шлифа Электролиты и режимы отделения реплик Фазы, закрепленные в реплике
№ реактива по табл. I напряжение, В № реактива по табл. 1 напряжение, В (сила тока, МА)
/ IIлиф
5 4—6 6 2—3 Карбиды железа и других эле-
5 4—6 33 2—3 ментов, карбонитриды в конст-
33 4—6 5 3—5 рукционной углеродистой и низ-
33 4—6 6 1—2 колегированной сталях
45 4—15 6 1 Карбиды и карбоиитриды в
{с 2—3-кратным аустенито-ферритной стали
лереполирова- иием в № 3)
6 4 6 5—8 Карбиды хрома и карбиды сло-
жного состава в сталях
12 10—12 6 6—10 Карбиды в сплавах на никеле-
15 4 6 5—8 вой и железоникелевой основе
10 5—8 10 4—6 лт-фаза различного состава
29 3—4 6 20 Фаза Лавеса типа Fe2Mo
29; 6 2—А 6 20 ц-фаза типа Fe7Mo6 в нержа-
(1:1) веющих сталях и сплавах на основе Fe—Ni с Мо или Со
19 18 4—6 33 1 о-фаза в' аустенито-ферритных сталях, карбиды
2 18 2 Фазы типа Ni3Al и Ni3Ti в
18 2 6 6—10 сплавах на основе Ni и Fe—Ni
10 4—5 6 6—10
37 4—5 6 6—10
45 4—15 6 1 Нитриды алюминия в низкоуг-
6 5 5 2 леродистой стали типа 08Ю
10 4—5 12 4—6
9 2 6 6 Корунд, включения циркония в конструкционных и аустенит-
ных сталях
5 1 5 1—3 Окислы кремния и силикатные включения в конструкционных сталях и в жаропрочных спла- вах
12 10 12 4—5 Окислы кремния в никеле
27 6—8 6 5—6 Сульфиды и нитриды в низко- углеродистых конструкционных
сталях
9 2 6 6 Включения циркония — сульфи- ды и двуокись в сталях и спла- вах с цирконием
И злом
— — 48 (подтрав- ливание), 6 (доотделе- ние) — Нитриды алюминия
— —« 48 (подтра- —— Нитриды алюминия, окислы ти-
вливаиие), па Л1еО, Ме2О3 и др.; сульфи-
3 (доставле- ние) ды CaS
— — 51 — Сульфиды и др. включения •
— —— 25 (подтра- (10—15) Окислы и нитриды ниобия
вливание), 3 (доотделе- (1)
ние импуль- сами по 1—2
с, со смен-
ной полярно- сти)
18
Продолжение таблицы 2
Электролиты и режимы травле- ния шлифа Электролиты и режимы отделения реплик Фазы, закрепленные в реплике
№ реактива по табл. 1 напряжение, В № реактива по табл. 1 напряжение, В (сила тока, МА)
— — 26 (подтрав- ливаиие), 3 (доот деле- ние) 24 (подтрав- ливание) 3 (доотделе- ние) 52 Травление химическое 30—40 мни (15) (15) (20) Силикаты Окислы алюминия Сульфиды
Примечание. Время травления 2—20 с; время отделения реплик от нескольких до десят-
ков минут. _________________________________
границах или в объеме зерен, рассредоточенно или скоплениями
и т. д.
В экстракционной реплике иногда наряду с частицами могут быть
видны и отпечатки от них. Сравнение формы, размеров отпечатков от
частиц с самими частицами позволяет убедиться в правильности подо-
бранных состава реактива и режима отделения.
Реактивы и режимы отделения реплик от исследуемой поверхности
как правило подбирают экспериментально в зависимости от предпола-
гаемого состава фаз в исследуемом материале. Во многих случаях
используют те реактивы, которые применяли при травлении шлифа.
Иногда травление проводят в одном составе, а для отделения исполь-
зуют другой состав реактива.
Для облегчения подбора электролитов при получении экстрацион-
ных реплик в табл. 2 приведены рекомендуемые сочетания реактивов
для травления и отделения реплики от шлифов и изломов, применение
которых позволяет фиксировать в них различные фазы, присутствую-
щие в сталях и сплавах.
Процесс отделения реплики следует проводить медленно, при
низком напряжении. Время отделения может быть достаточно длитель-
ным— от нескольких минут до часа и больше. С целью ускорения от-
деления реплики от шлифа по прошествии некоторого времени после
начала электролиза образец вынимают из электролита, пере-
носят в дистиллированную воду и встряхивают; такой
прием можно повторить несколько раз. По мере растворе-
ния основы металла частицы фаз, выступившие над поверхно-
стью шлифа, охватываются пленкой, постепенно освобождаются от
металла и остаются включенными в ней. Частицы, не закрепленные в
пленке, обычно удаляются при промывке реплики в слабых водных
растворах кислот. После этого реплики тщательно промывают в ди-
стиллированной воде и помещают на поддерживающую сетку. Иногда
кусочки пленки, отделившиеся в электролите или в воде, при промывке
свертываются в трубочку. В этом случае их следует поместить в спирт
или смесь спиртов (этилового и изоамилового) и быстро перенести в
воду. Благодаря разной смачивающей способности спирта и воды пле-
ночки расправляются. Чтобы предотвратить разрушение реплики, иног-
да бывает полезным после извлечения ее из воды на поддерживающей
сетке быстро подсушить путем прикосновения сетки с пленкой к
фильтровальной бумаге, а затем слегка коснуться поверхности спирта.
1.1.4. ВОЗМОЖНОСТИ МЕТОДА РЕПЛИК И ОБЛАСТИ ЕГО ПРИМЕНЕНИЯ
Опыт применения просвечивающей электронной микроскопии в метал-
лургии показал, что метод реплик может быть успешно применен для
решения многих технологических задач, связанных с изучением струк-
туры металлических материалов и установления связи ее со свойствами.
Метод экстракционных реплик используют при изучении структуры
гетерофазных сталей и сплавов: состояния границ зерен и избыточных
дисперсных фаз — их формы, размеров, распределения в металлической
матрице и их природы. На репликах, в отличие от фолы, частицы фаз
изучают в чистом виде, что исключает влияние матрицы. При этом
иногда облегчается определение их природы с применением микро-
дифракционного анализа. По этой же причине реплики являются
более надежным объектом при исследовании состава дисперсных фаз
на микрорентгеноспектральных приборах, на растровых микроскопах с
микроанализом, а также на универсальных просвечивающих микроско-
пах с возможностью микроанализа [21—26]. Кроме того, применение
реплик обеспечивает получение более полной информации о распреде-
лении, а иногда о количестве частиц в металле, так как при необходи-
мости может быть исследована значительная площадь объекта, в то вре-
мя как на фольгах просматривают лишь отдельные участки образца, про-
зрачные для электронов. Таким образом, применение метода экстрак-
ми, позволяет получить широкую информацию о структуре металла
[26—33]. Полученные данные используют при разработке или уточне-
нии технологии производства, оптимизации состава сталей и сплавов,
режимов термической обработки с целью получения необходимого уров-
ня свойств металла различного назначения. Метод реплик эффективно
используют для исследования структуры защитных покрытий на метал-
ле. В работах [34, 35—114 и др.], изучены микроструктура, фазовый со-
став сравнительно тонких покрытий, установлена связь с технологичес-
кими факторами и их свойствами. Результаты работ использованы для
совершенствования технологии производства с целью повышения анти-
коррозионных свойств защитных покрытий.
Широкое применение метода реплик для изучения структуры метал-
ла в изломе позволяет изучить не только механизм разрушения, но и
установить влияние матрицы, фаз различного состава, в том числе и
неметаллических включений, на характер разрушения и уровень
свойств [8—36; 38 и др.].
Метод реплик успешно применяют для изучения природы дефектов
литого и деформированного металла. Результаты исследования во мно-
гих случаях позволяют наметить пути их устранения.
Примеры использования реплик в указанных и др. целях приведе-
ны в атласе.
1.2. МЕТОД ФОЛЬГ
1.2.1. ПРИГОТОВЛЕНИЕ ФОЛЬГ
Техника приготовления фолы зависит от структуры, химического и фа-
зового состава исследуемых материалов и, кроме того, от первоначаль-
ной геометрической формы образцов (массивные образцы, лист, прово-
лока и т. д.).
Приготовление фолы состоит из двух этапов: подготовка загото-
вок выбранной формы — пластин или дисков толщиной приблизитель-
но 0,1—0,2 мм и окончательное утонение заготовок до толщины 0,1—
0,2 мкм, пригодных для получения клиновидных участков вокруг ды-
рок, прозрачных для электронов (при ускоряющем напряжении микро-
скопа 100—120 кВ. Получение заготовки из массивного образца может
проводиться механическим или другими методами, изложенными в ра-
ботах [1,5,37]. Выбор метода определяется формой и размерами исход-
ного образца. Так как заготовки изготавливают в основном из массив-
ных образцов, наибольшее распространение получила механическая об-
20
работка. Применение химических и электрохимических методов целе-
сообразно, если того требуют определенные условия подготовки образца.
Получают заготовки из полосы или листа в виде пластин прокаткой,
резанием или шлифованием. В настоящее время стал общепризнанным
метод дисков. Одно из преимуществ метода заключается в том, что за-
готовку можно вырезать сразу по размеру колпачка объектодержателя
электронного микроскопа (около 3 мм).
Наиболее простой и быстрый метод приготовления исходных дисков
связан с применением абразивного отрезного круга. Не следует отре-
зать слишком тонкие диски, так как это может привести к деформации
и к изменению структуры образца. Глубина повреждения может дос-
тигать 200 мкм [37]. Обычно толщина дисков, так же как и пластин,
составляет несколько десятых миллиметра (0,1—0,2). Приготовление
исходных пластин или дисков можно проводить на отрезных станках
любого типа, но предусматривающих возможность использования абра-
зивных кругов минимальной толщины (0,5—1,0 мм), а также переме-
щение заготовки и ее .охлаждение.
В последнее время для приготовления заготовок для фолы приме-
няют настольные отрезные станки, выпускаемые зарубежными фирма-
ми, например, «Изомет» (США), «Миносекар» (ГДР) и др. Резку метал-
ла осуществляют вращающимся кругом с нанесенным алмазным по-
рошком. Наличие противовеса позволяет избежать чрезмерного давле-
ния на образец. Выбор оптимальных условий скорости резания, давле-
ния на образец и соответствующей зернистости алмазного порошка да-
ют возможность вырезать пластины (диски) толщиной до 0,1 мм, в ко-
торых толщина поврежденного деформацией слоя не превышает нес-
колько десятков микрометров. Исходные заготовки пластин или дисков
можно изготавливать при помощи проволочной пилы [1, 5, 37].
Если в виде исходной заготовки применяют пластину, то в некото-
рых случаях приготавливают их шлифованием на грубых наждачных
кругах, расположенных горизонтально. Несмотря на быстрое утонение
образца применение этого метода нежелательно, так как образец под-
вержен в процессе обработки значительному механическому и терми-
ческому воздействию. В связи с этим шлифование является обычно
последним этапом механического утонения исходных пластин или дис-
ков и проводится на водостойкой наждачной бумаге.
Особая сложность при шлифовании заготовок — пластин и дисков
состоит в надежном закреплении образцов при обработке и обеспече-
нии параллельности обрабатываемых поверхностей. Для этой цели мож-
но использовать различные приспособления. Если необходимо прово-
дить шлифование заготовки в виде пластины, то ее можно укрепить с’
помощью несложного приспособления (рис. II), состоящего из стерж-
ня, на который навинчивается стальное кольцо [37]. На плоскую по-
верхность стержня приклеивают пластину с помощью быстрораствори-
мого клея или эпоксидной смолы. Стальное кольцо устанавливают от-
носительно плоской поверхности стержня с наклеенным образцом на
высоту, равную удвоенной конечной толщине образца. Шлифование на
водостойкой наждачной бумаге разной зернистости проводят до тех
пор, пока плоскости образца и стального кольца не совпадут. Обра-
зец снимают и вновь приклеивают обратной поверхностью на стержень,
а стальное кольцо устанавливают на уровне, соответствующем тре-
буемой толщине образца, например, 0,1 мм. Шлифование заканчивают
при совпадении плоскостей образца и кольца. Использование этого
приспособления дает возможность получать образцы заданного раз-
мера и с параллельными поверхностями. Для механического утонения
образцов в виде дисков ВНИИМЕТИЗом предложено устройство
(рис. III), состоящее из металлической пластинки, в которой имеют-
ся отверстия, диаметр которых незначительно превышает диаметр
дисков. Толщину пластин выбирают исходя из начальной и конечной
21
Рис. II. Схематическое изображение уст-
ройства для механического утонения об-
разца в виде пластины: 1 — стержень,
2 — образец, 3 — стальное кольцо, регули-
руемое по высоте. 4 — контргайка
Рис. III. Приспособление для шлифования
дисков диаметром 3 мм: 1 — брусок из ме-
талла нли пластмассы; 2 — липкая лента;
3 — стальная лента
толщины дисков. Подготовка дисков к шлифованию заключается в
следующем: на липкую ленту наклеивают металлическую пластину,
толщина которой соответствует двум конечным размерам диска. В
отверстие пластинки помещают диски и также приклеивают. Пластин-
ку с дисками закрепляют на бруске с помощью липкой ленты. Шли-
фование проводят до момента совпадения плоскостей дисков с плос-
костью пластинки. После этого диски снимают и обратной стороной
устанавливают подобным образом в отверстие пластины, толщина ко-
торой соответствует конечной толщине дисков и шлифуют до требуемо-
го размера (0,1 мм). Применение данного приспособления позволяет
проводить шлифование сразу нескольких дисков, конечные размеры
которых практически одинаковы. Это повышает производительность и
делает процесс более стабильным.
В работе [40] предложен метод электролитического вырезания
дисков. <
Таким образом, предварительная обработка массивных образцов
состоит в том, чтобы, используя различные методы, получить исходные
заготовки заданной толщины (0,1—0,2 мм), с минимальными искаже-
ниями структуры металла. Получение исходных заготовок толщиной
менее 0,1 мм для большинства сталей и сплавов нежелательно, так
как глубина поврежденного слоя в них может достигать 75 мкм и
более.
Окончательное утонение полученных заготовок (пластин или дис-
ков) можно проводить электролитическим или химическим полирова-
нием. В обоих случаях утонение проводят до появления в образце
одного или нескольких отверстий — дырок, края которых имеют очень
малую толщину, прозрачную для электронов. В таких участках и
исследуют структуру. Для получения достоверных данных о структуре
следует стремиться к тому, чтобы участки фолы, пригодные для
исследования, имели как можно большую площадь.
Электролитическое полирование заготовок (пластин или дисков)
проводят в специально подобранных реактивах, которые позволяют
получить гладкую, ровную, блестящую поверхность образца. При вы-
боре состава реактива и режима обработки (плотности тока, темпера-
туры и др.) обычно учитывают закономерности процесса электрополи-
рования и механизм этого явления (см. 1.1.1).
В реальных условиях для конкретных материалов необходимо экс-
периментально подбирать состав электролита и оптимальные режимы
электрополирования. Существенное влияние на качество полируемой
22
поверхности оказывает температура электролита и образца. Известно,
что при электролитическом полировании возможно локальное повыше-
ние температуры вблизи образца. Как показано в работе [41], образец
может нагреваться до температуры 50—60°С в электролите, имеющем
комнатную температуру. Повышение температуры образца может
ухудшать условия полирования.
Снижение температуры образца и электролита можно осуществлять
перемешиванием электролита, используя специальные приспособления
или пропуская через него газ [42]; вращением катода [43]; охлажде-
нием ванны с электролитом проточной водой, а также используя им-
пульсные режимы полирования. Применение импульсного режима с
определенным пределом подачи тока хотя и удлиняет процесс, однако
позволяет избежать нагрева образца. Иногда для качественного поли-
рования требуется значительное охлаждение электролита. Это может
проводиться с использованием жидкого азота.
При электрополировании образец является анодом, в качестве
катода используют пластинку из нержавеющей стали, платины, свин-
ца, никеля и других материалов, химически устойчивых в данном
реактиве. В зависимости от применяемой методики электролитического
полирования катоды могут иметь различные размеры и форму.
Электролитическое полирование можно проводить различными
методами с помощью струйной полировки или в неподвижном элект-
ролите [5, 19, 37, 44, 45]. Одним из простых методов, применяемых
для образцов в виде пластин, является метод «окна». ' Образец, раз-
меры которого не превышают 20 мм2, покрывают кислотоустойчивым
лаком так, чтобы середина пластины с двух сторон была незащищен-
ной. Полировку пластины в ванне с неподвижным электролитом про-
водят до появления отверстия. После этого образец тщательно промы-
вают, сушат, полированный край отверстия покрывают лаком и вновь
полируют до появления второго отверстия. Эту операцию повторяют
до тех пор, пока край становится очень неровным, что обеспечивает
получение достаточного количества тонких участков, пригодных для
исследования.
Электролитическое утонение пластины способом, предложенным
в работе -[44], также позволяет получать фольги с достаточно широкой
зоной прозрачности для электронов. Пластины стороной, обращенной
к катоду, электролитически полируют в поле, созданном платиновым
анодом и катодом из нержавеющей стали. Анодную сторону пластины
покрывают лаком. Меняя положение пластины относительно катода,
утоняют ее до 0,05 мм, после чего одну из сторон покрывают медью
или цинком и полируют пока не обнажится защитный слой. Этот метод
успешно применяют для приготовления фолы из материалов, содер-
жащих значительное количество неметаллических включений.
Полирование заготовок в виде пластин удобно, так как позволяет
получить одновременно несколько объектов, пригодных для исследова-
ния на электронном микроскопе. Однако трудности, связанные с вырез-
кой фолы из пластин по размеру объектодержателя микроскопа,
снижают достоинства этого метода, так как при вырезке трудно избе-
жать деформации фолы. Чтобы уменьшить возможность повреждения
фольги, вырезать ее следует острым скальпелем и не возвратно-посту-
пательным движением скальпеля, а качанием его по линии реза. При
использовании для этой цели лезвия вырезка должна производиться
только вдавливанием. Перед вырезкой пластинку помещают между
двумя листами кальки и кладут на стекло или плоскую полированную
металлическую поверхность’.
Использование заготовки в форме диска предпочтительнее, так
как исключается операция вырезки фольги. Дисковые образцы, так
же, как и пластины, электрополируют в неподвижном электролите
или струйным методом. Для закрепления образцов применяют тефло-
23
новые или металлические держатели, конструкция которых предусмат-
ривает защиту краев от растворения в электролите и поддержания с
ним электрического контакта.
Оригинальный держатель предложен в работе [46]. Дисковый
образец располагается на верхней полированной поверхности освещен-
ной кварцевой трубки и покрыт с противоположной стороны поддержи-
вающей сеткой, материал которой должен быть устойчивым к дейст-
вию электролита или совпадать с материалом образца Применение
сетки позволяет получать несколько отверстий одновременно и иметь
равномерное распределение плотности тока на образце. Сетку можно
применять и в тефлоновом держателе, устанавливая ее* с 'двух сторон
диска.
Электрополирование дисков можно успешно проводить в плоском
механическом пинцете с отверстиями, диаметр которых несколько мень-
ше диаметра диска. Для уменьшения растворения пинцета на
наружную часть его надевается пластиковый чехол с вырубленными
отверстиями, которые совпадают с отверстиями пинцета. Использова-
ние тефлонового держателя позволяет успешно применять струйный
метод. Подача электролита на образец в этом случае может осуще-
ствляться сжатым воздухом, гидравлическим напором или насосом,
но при этом струя электролита должна течь в ламинарном режиме.
Различные конструкции установок для струйной полировки подробно
описаны в литературе [1,5, 37, 41, 42, 45]. При проведении струйной
электролитической полировки очень важно быстро выключить ток после
образования отверстия. Несоблюдение этого условия может привести
к растворению тонких краев отверстия.
При визуальном наблюдении за полированием образца своевремен-
ное выключение тока зависит от внимания и практического опыта
исследователя. Применение автоматических установок для электроли-
тического полирования облегчает эту операцию. Процесс электрополи-
рования прекращают сразу же после образования отверстия. Боль-
шинство автоматических устройств основано на регистрации фотоэле-
ментом света, проходящего через образовавшееся отверстие
в образце, что приводит к мгновенному прекращению процесса
полирования. В работах '[47, 48] описаны способы, устраняющие
необходимость освещения образца, но не снижающие чувствительность
к образованию отверстия в фольге. Способы основаны на том, что в
момент образования отверстия электролит проходит через него и
замыкает цепь реле, которое прекращает полирование. В настоящее
время для проведения струйного полирования используют отечествен-
ные промышленные автоматические установки типа ПТФ, выпускаемые
Сумским заводом электронных микроскопов. Получение качественных
фолы из некоторых материалов (например, высоколегированных ста-
лей и сплавов) в них затруднительно. В этом случае полирование на
установке следует закончить до появления отверстия и окончательно
утонить образец вручную, используя пинцет.
Фольги хорошего качества можно получать с помощью потенцио-
стата.
Для получения фольг используют различные составы электролитов.
Наиболее часто применяемые электролиты приведены в табл. 3 (уни-
версальными являются № 1—3), а также в работах [1, 18, 37, 50—
56]. Все электролиты применяют в свежеприготовленном виде. Режимы
электрополирования уточняют экспериментально.
Фольги можно изготовить методом химического полирования. От-
сутствие напряжения определяет выбор более активных растворов с
использованием плавиковой, азотной, соляной и других кислот. Для
получения блестящей поверхности фольги растворы часто подогревают
до 70—100°С. Преимущество химического полирования состоит в том,
что оно не требует никакого специального оборудования, но контроли-
24
Реактивы для получения фольг методами химического
и электролитического полирования
Таблица 3
Е Е £ Состав реактива Напряжение полиро- вания, В Область при- менения Питератур- 1ЫЙ источ- ник Примечание
1 Ортофосфорная кислота, Электро! 18—25 голирование Углеродистые и .[50]
2 860 мл; хромовый ангид- рид, 100—ПО г Хлорная кислота, 1—20 легированные конструкцион- ные стали и сплавы на ос- нове Ni То же [44]
3 мл; этиловый спирт, 99— 80 мл Хлорная кислота, 5—20 » [44]
4 мл; уксусная кислота, 95—80 мл 1) Уксуснохромовая . 10 Быстрорежу- [51] Полирование в два
5 смесь: ледяная уксусная кис- лота, 133 мл; хромовый ангидрид, 25 г; вода, 7 мл; с добавкой HNO3 в соотношении 4:7 2) Едкий иатр, 20 г воль- фромат натрия, 30 г; вода, 1 Уксусная кислота, 88 мл; 20 20 щие стали Железо, мало- :[37] этапа. На первом этапе растворяется фер- ритная матрица и почти не растворя- ются крупные кар- биды; второй этап — растворение карбидов
<6 хромовый ангидрид, 170 г/л; вода, 12 мл 1) Ортофосфорная кисло- — углеродистая сталь Нержавеющие [37] Полирование в два
7 та, 48 мл; сериая кисло- та, 32 мл; вода, 20 мл 2) Ортофосфорная кисло- та, 54 мл; серная кисло- та, 36 мл; этиловый спирт или вода, 10 мл Серная кислота, 40 мл; 2,5 стали Сплавы на ос- ,[37] этапа Температура реак-
8 азотная кислота, 60 мл Ортофосфорная кислота, — нове Ni Мартёнситоста- [37] тива +60”С Плотность тока
9 65 мл; серная кислота, 15 мл; хромовый ангид- рид, 6 г Хлорная кислота, 10 мл; 18/10* реющие стали Сплавы на ос- [37] 0,3—0,5 А/см2
10 метиловый спирт, 90 мл Перекись водорода, 95 Химическс нове Сг >е полирование Железо, стали [37]
11 мл; плавиковая кислота, 5 мл Ортофосфорная кислота, различного со- става Низколегиро- [1]
12 10 мл; перекись водоро- да, 100 мл; щавелевая кислота, 14 г Соляная кислота, 50 мл; азотная кислота, 10 мл; ортофосфорная кислота 5 мл; вода, 35 мл — ванные стали, трансформатор- ная сталь Нержавеющие стали [1]
*18 — напряжение при предварительном. 10 —при окончательном полировании:
25
ровать процесс затруднительно, особенно на критической етадии,
предшествующей образованию отверстия в образце. В табл. 3 приведе-
ны рекомендуемые электролиты для химического полирования.
В последнее время для приготовления фолы используют пучок
ионов с энергией несколько тысяч электронвольт [1, 37, 57]. На прак-
тике часто используют инертные газы, особенно'аргон. При использо-
вании этого метода следует учитывать два фактора, влияющих на
скорость утонения: энергию ионов,и угол падения. Увеличение энергии
ионов приводит к увеличению глубины их проникновения в металл и
вызывает повреждение образца, уменьшение угла падения снижает по-
врежденность образца. При оптимально выбранном режиме скорость
утонения различных материалов составляет 0,1—1,5 мкм/ч и для приго-
товления фольги требуется очень длительное время. Исходя из этого,
применение указанного метода целесообразно для тех материалов, из
которых получение фольги электролитическим или химическим полиро-
ванием представляет значительные трудности.
Приготовление фолы — весьма трудоемкий и очень ответственный
этап электронно-микроскопического исследования. В процессе приго-
товления фолы металл подвергается механическим и электрохими-
ческим воздействиям, поэтому очень важно избежать различного рода
повреждений, которые могут изменить истинную структуру исследуе-
мого материала, особенно его дислокационное строение. Наиболее
распространенными повреждениями могут быть следующие: деформа-
ция образца, вносимая при вырезке заготовок и при работе с готовыми
фольгами; значительный перегрев образца в процессе полирования;
образование заметного на краевой поверхности рельефа, вызванного
нарушением режима электрополирования, а также, полным или частич-
ным выкрашиванием одной или нескольких фаз, размеры которых
могут быть слишком большими, чтобы сохраниться в фольге. Успех
исследования с применением фолы определяется правильно выбран-
ной методикой их получения и тщательностью ее выполнения. От
качества фольги — ее толщины и состояния поверхности зависит раз
решение деталей структуры на изображении и качество дифракцион-
ных картин.
1.2.2. ВОЗМОЖНОСТИ МЕТОДА ФОЛЬГ И ОБЛАСТИ ЕГО ПРИМЕНЕНИЯ
Метод фолы, в основе формирования изображения которого лежит
дифракционный контраст, позволяет получить наиболее полную инфор-
мацию о структуре матрицы. В отличие от метода реплик, с помощью
фолы можно исследовать структуру твердого раствора и процессы,
происходящие в нем при деформации и термической обработке. С
применением фолы изучают дислокационную структуру металла,,
процессы пластической деформации, рекристаллизации и полигониза-
ции, исследуют механизмы фазовых превращений и взаимодействие
дисперсных фаз с дефектами металлической матрицы.
Так, в работе [58] с помощью просвечивающей электронной микро
скопии установлена прямая связь между закономерностями образова-
ния дислокационной структуры и свойствами, что позволило разра-
ботать технологические приемы упрочнения различных материалов, в
частности, тугоплавких металлов с о. ц. к.-решеткой.
Изучение структуры дисперсионнотвердеющих сталей и влияния на
нее отдельных легирующих элементов, позволило установить взаимо-
связь их строения с механическими свойствами и разработать ряд новых
составов мартенситностареющих сталей'[59—60].
Применение фолы в комплексе с угольными экстракционными реп-
ликами позволило изучить влияние остаточного содержания азота,
малых добавок циркония, на микроструктуру; а также на дислока-
ционную структуру и морфологию дисперсных нитридных и карбонит-
26
ридных фаз в стали 12Х1МФ [61, 62]. Установлена связь между
структурой и длительной прочностью стали.
Использование фольг, полученных из массивных образцов конструк-
ционных и подшипниковых сталей, позролило исследовать тонкую
структуру металла в окрестности вершин усталостной трещины [63].
Исследование химического состава микроучастков тонких фольг
при помощи современных электронных микроскопов, оснащенных
специализированными приставками, позволяет следить за перераспре-
делением элементов в процессе фазовых превращений и решать
задачи, ранее недоступные традиционным методам химического ана-
лиза [64]|.
Исследование на фольгах весьма дисперсных фаз (размером не-
сколько нанометров) до недавнего времени было затруднительным.
На обычных светлопольнцх изображениях они не различались или
были видны неясно из-за Сложного фона искажений в матрице от вы-
делений и невозможности добиться одинаковых дифракционных усло-
вий для всего участка фольги. Развитие методики темнопольного
изображения во многих случаях устранило это затруднение и позволи-
ло более детально изучать взаимодействие высокодисперсных частиц
с дислокациями :[65]. Большие перспективы открывает использование
для этих целей метода слабых пучков, разработанного Л. М. Утевским и
изложенного в его книге ,[5].
Таким образом, использование фольг для изучения структуры
сталей и сплавов и установление связи ее со свойствами является во
многих случаях необходимой составной частью металлофизических
исследований. Примеры применения этой методики представлены в
атласе.
1.3. НЕКОТОРЫЕ ОСОБЕННОСТИ МЕТОДИКИ
ПРИГОТОВЛЕНИЯ ОБЪЕКТОВ ДЛЯ ИССЛЕДОВАНИЯ
НЕМЕТАЛЛИЧЕСКИХ ВКЛЮЧЕНИЙ
Неметаллические включения (оксидные, сульфидные и др.) присутству-
ющие в металле, имеют широкий диапазон размеров от сотых долей
микрона до нескольких десятков и даже сотен микрометров.
Крупные включения, начиная примерно с 1—2 мкм изучают при
помощи светового микроскопа. Включения размером менее 1 мкм мож-
но изучить только с помощью электронной микроскопии. Метод ПЭМ
позволяет обнаружить в металле включения размером от сотых и ты-
сячных долей микрометров.
Методика исследования неметаллических включений под электрон-
ным микроскопом в основном аналогична методике ' исследования
любых дисперсных фаз, но она имеет некоторые особенности. Изуче-
ние неметаллических включений со шлифа проводится с применением
одноступенчатых экстракционных угольных реплик и реже с помощью
фольг.
При исследовании неметаллических включений на репликах со
шлгфа к подготовке последних предъявляются особые требования,
которые обусловлены недостаточно прочной связью включений с мат-
рицей и их химической неустойчивостью (сульфиды, включения РЗМ
и др.).
Предварительная подготовка шлифа при изучении включений раз-
личной дисперсности должна быть несколько различной. При исследо-
вании более крупных включений, подготовку шлифа рекомендуется
заканчивать тщательной механической полировкой без травления.
Для того чтобы сохранить включения на шлифе, рекомендуется меха-
ническую полировку сочетать с промежуточным кратковременным
травлением, например, в реактиве № 6 (табл. 1) при плотности тока
не выше 0,1 А/см2. Можно шлифы подвергать легкой электрополировке
в течение 1—2 с, используя при этом такие электролиты и режимы,
27
которые позволяют сохранить включения в металле, но снять накле-
панный при механическом воздействии слой.
Иногда для получения качественной поверхности шлифа с включе-
ниями можно использовать химическое полирование. При исследовании
неметаллических включений в низколегированных и низкоуглеродистых
сталях (трубных, динамных и др.) химическое полирование можно-
проводить в реактиве состава: 7 мл плавиковой кислоты; 50 мл пере-
киси водорода; 50 мл воды. Промывают образцы первоначально в.
хромовом ангидриде, а затем под струей холодной воды. При такой
подготовке шлифа химически неустойчивые дисперсные включения
оксидов, сульфидов и нитридов сохраняются в матрице.
Если необходимо установить характер распределения неметалли-
ческих включений относительно структуры (по границам или внутри
зерна), перед напылением угольной пленки шлифы подвергают крат-
ковременному травлению. Для Сохранения сульфидов в шлифах с
одновременным подтравливанием структуры иногда применяется мно-
гократное (3—5 раз) травление в реактивах № 27 или 52 (см. табл. 1).
В качестве электролита для отделения реплик с включениями
рекомендуется 10%-ный спиртовой раствор азотной кислоты (№ 6
табл. 1). Отделение проводят при напряжении на зажимах ванны
приблизительно 4—6 В в течение нескольких или десятков минут..
Применение указанного электролита позволило получить качественные
реплики с включениями различных размеров: дисперсных включений
А12О3 и довольно грубых сульфидов циркония и оксидов ниобия.
Отделение реплик с сульфидными включениями рекомендуется,
проводить в свежем хлорно-уксусном электролите № 3 (см. табл. 1.)
при напряжении 20—30 В.
Для сохранения в реплике сульфидов РЗМ можно применять реак-
тивы № 48 и 50, нитридов алюминия — № 51 и 45 (см. табл. 1). В
последнем реактиве возможно травление шлифов.
Следует отметить, что в соответствии с целями изучения неметалли-
ческих включений на шлифах, исследователям приходится подбирать
новые или уточнять известные электролиты, режимы травления шлифа
и отделения реплик.
Использование реплик с экстрагированными в них частицами неме-
таллических включений по изложенной выше методике позволяет об-
наружить дисперсные включения, определить природу и распределение
их в матрице и изучить поведение неметаллических включений в про-
цессе высокотемпературных нагревов и во многих случаях установить
связь указанных параметров со свойствами.
В работах [66, 67 и др-] исследованы дисперсные нитриды алюми-
ния и показано, что размер, форма и распределение зависят от коли-
чества алюминия и азота в стали и режимов термической обработки.
По форме нитриды алюминия могут быть округлые, в виде дендритов,
тонких пластинок, стержней и частиц правильной кристаллической
формы (прямоугольников и т. д.). Как правило они имеют гексагональ-
ную кристаллическую решетку. Авторами ^68] в низкоуглеродистой
стали, раскисленной алюминием, обнаружен нитрид алюминия с куби-
ческой решеткой (а=0,4047 нм) с размером частиц в несколько на-
нометров.
Метод экстракционных реплик со шлифов был использован при
изучении поведения оксидных включений в процессе высокотемператур-
ной деформации никеля [69]. В работе [70] установлено, что присут-
ствие нитридов алюминия в виде цепочек по границам зерен или в
виде скоплений в приграничной зоне снижает пластические свойства
автолистовой стали марки 08Ю.
Авторами работы [71] показано, что понижение технологической
пластичности электротехнической стали обусловлено скоплениями ‘ дис-
персных включений глинозема (0,03—0,06 мкм), располагающихся по
28
границам зерен. Наиболее полные данные о влиянии неметаллических
включений, их состава, формы, размера и распределения на свойства
сталей и сплавов позволяет получить метод электронной фрактогра-
фии (см. 1.4.).
В литературе меньше сведений об использовании для исследования
включений метода тонких металлических образцов — фольг. Это, по-
видимому, можно объяснить трудностями методики приготовления объ-
ектов. Как известно, для утонения металлических образцов исполь-
зуют в основном метод сравнительно длительного электролитического
полирования, при котором не всегда удается зафиксировать неметал-
лические включения в металле. Однако если это удается, то метод
фольг позволяет получить данные о взаимодействии включений с ма-
трицей путем анализа дислокационной структуры на границе матри-
ца— включение. При исследовании старения низкоуглеродистой стали
[72] установлено, что преимущественным местом образования нитри-
дов алюминия при небольших содержаниях алюминия в стали являют-
ся дислокации. Авторами работы [73] обнаружены выделения дис-
персных нитридов ниобия в аустенитных хромоникелевых сталях на
дефектах упаковки и на границах зерен.
В работах [69. 75] на фольгах изучено поведение включений в про-
цессе высокотемпературных нагревов металла, отмечено изменение дис-
локационной структуры в матрице вблизи включений.
Сравнительное электронно-микроскопическое исследование нитри-
дов алюминия в стали методами экстракционных реплик и тонких
фольг приведено в работах [66, 74]. Двумя методами получены иден-
тичные результаты по форме частиц и их расположению. Метод реп-
лик, по мнению авторов, является преимущественным при изучении
дисперсных (~ 10 нм) нитридов и их распределения в матрице. Метод
фольг позволяет получить дополнительные данные о связи выделений
с дислокациями. Поэтому при необходимости рекомендуется сочетание
обоих методов.
В атласе приведены примеры исследования неметаллических вклю-
чений с использованием метода реплик, а также реплик в комплексе
с фольгами (см. рис. 44—53).
1.4. МЕТОД ЭЛЕКТРОННОЙ ФРАКТОГРАФИИ
1.4.1. ПРИГОТОВЛЕНИЕ ОБЪЕКТОВ ДЛЯ ИССЛЕДОВАНИЯ СТРУКТУРЫ
ИЗЛОМОВ. ВОЗМОЖНОСТИ МЕТОДА
Для решения задачи создания материалов с высоким сопротивлением
хрупкому разрушению и оптимальным комплексом свойств при раз-
личных условиях передела и эксплуатации, необходимо иметь четкое
представление о процессах зарождения трещины и развитии разруше-
ния металла и связи с его структурным состоянием.
Возможности изучения строения излома металла до недавнего вре-
мени были ограничены. Структура разрушения изучалась визуально
или с применением световых микроскопов. Эти методы позволяют по-
лучить весьма ограниченные сведения. Так, при визуальной оценке
строения излома можно определить лишь общий характер излома по
его внешнему виду: вязкий — матовый (волокнистый), хрупкий — бле-
стящий (кристаллический). Этот метод применяется в настоящее вре-
мя для оценки критической температуры хрупкости стали по относи-
тельной доле в изломе вязкой и хрупкой составляющей [77].
Возможности световой микроскопии для изучения структуры изло-
ма еще более ограничены. Из-за малой глубины Фокуса световой оп-
тики удается просмотреть лишь небольшие участки излома, не имею-
щие глубокого рельфа. Однако увидеть детали даже хрупкого разру-
шения из-за низкого разрешения световых микроскопов не представ-
ляется возможным.
29
В последние 25—30 лет для изучения структуры разрушения широ-
ко применяется просвечивающая электронная микроскопия. Этот ме-
тод получил название электронная фрактография.
Благодаря высокой разрешающей способности ПЭМ металловедам
удается решать многие вопросы, связанные с механизмом зарождения
и распространения трещин, устанавливать причины, приводящие к
снижению пластичности и преждевременному разрушению металла.
Исследование структуры разрушения с применением электронного
'l микроскопа проводится с использованием метода реплик. Длительное
I время для этих целей использовали в основном метод двухступенчатых
I реплик. В настоящее время этот метод применяют редко. В качестве
первичного отпечатка используют пластические материалы. Поскольку
! отделение реплики с поверхности с глубоким рельефом затруднитель-
но, первичный отпечаток делают более толстым, чем при исследовании
структуры со шлифа. Вместо обычно используемого 0,5—1%-ного рас-
твора лака применяют 1,5—2%-ный раствор. Для первичного отпечат-
ка используют также размягченную ацетоном рентгеновскую пленку,
тщательно отмытую от эмульсии. Описание этого метода приводится
в работах i[78—82]. Первичный пластиковый отпечаток, в случае при-
менения лака, отделяется от излома механически, 8—10%-ным раство-
ром пищевого желатина. Вторичный отпечаток получают путем напы-
ления в вакууме углерода или другого вещества на контактную сто-
рону первичного отпечатка. Окончательная реплика получается после
растворения первичной. Особенностью и недостатком двухступенчатых
реплик является более низкое разрешение по сравнению с одноступен-
чатыми. Отсутствие в них экстрагированных частиц не позволяет опре-
делять состав фаз, являющихся ответственными за определенный вид
разрушения. Кроме того, метод получения двухступенчатых реплик
является трудоемким. Приготовление их связано с большим количе- ’
ством операций (механическое отделение первого отпечатка, затем его
растворение и т. д.), которые могут вносить дополнительные искажения
(артефакты) в исследуемый объект.
Несмотря на вышеизложенные недостатки, двухступенчатый метод
до настоящего времени применяется в тех случаях, когда необходимо
с одного и того же места излома получить отпечатки несколько раз.
Поскольку реплику получают со всей поверхности излома, возможно
исследование любого локального участка, интересующего исследова-
теля [83—84]. Кроме того, как уже было отмечено, этот метод дает
возможность проводить исследование поверхности разрушения массив-
ных образцов (различных деталей и др.).
- В последние годы для изучения структуры разрушения промышлен-
ных сталей и сплавов на ПЭМ применяется более совершенный полу-
прямой метод — угольные экстракционные реплики. Методика получе-
ния одноступенчатых реплик с излома практически аналогична мето-
дике получения реплик со шлифа. Однако имеются некоторые особен-
ности, обусловленные тем, что излом име'ет сильно развитый рельеф.
Так, для получения качественного препарата с излома рекомендуется
использование реплик большей толщины, чем со шлифа. Это обеспе-
чивается более длительной выдержкой при напылении. С целью полу-
чения в реплике более точной топографии всей поверхности разруше-
ния рекомендуется устанавливать образец под некоторым углом к
источнику (распыления, или вести одновременное распыление из двух
источников, или обеспечить вращение образца [3, 85, 86].
При электролитическом отделении угольной реплики с поверхности
разрушения как правило используют те же реактивы, что и при отде-
лении реплик со шлифа (см. табл. 1, 2).
Иногда при отделении реплик с излома образцов из сталей различ-
. ных марок можно использовать два реактива. В этом случае рекомен-
дуется проводить предварительное подтравливание в течение 10—
30
15 мин при силе тока 10—15 А в реактиве состава: 100 мл метилового
ли этилового спирта, 50 мл соляной кислоты, 50 мл глицерина. До-
отделение реплик проводят в свежем хлорно-уксусном реактиве № 3
(см. табл. 1). Для успешного отделения реплик с излома иногда при-
меняют смену полярности электродов с последующим стряхиванием
реплик в воду.
Чтобы предотвратить разрушение пленки при отделении реплики
с излома, рекомендуется применять более низкие напряжения, чем при
отделении со шлифа. При этом время отделения значительно увеличи-
вается. В некоторых случаях, особенно, когда в изломе много избыточ-
- иых фаз, это может привести к выделению в реплику частиц, не свя-
занных с поверхностью разрушения. Чтобы их удалить, требуется тща-
тельная неоднократная промывка реплик в воде, а иногда и промежу-
точная промывка в течение 10—15 мин в 10%-ном водном растворе
серной кислоты.
В зависимости от задачи исследования может изучаться структура
поверхности изломов, полученных различными способами — либо пу-
тем механических испытаний на ударный изгиб или статическое растя-
жение, либо в результате поломки и в широком интервале температур
(от низких до высоких).
В любом случае предъявляют высокие требования к чистоте поверх-
ности разрушения. Она не должна иметь окисных пленок и каких-либо
механических загрязнений и повреждений.
Если испытания проведены при комнатной температуре, то излом
следует тщательно продуть сжатым воздухом и незамедлительно по-
местить в заранее подготовленную вакуумную камеру для напыления.
После испытания образцов при низких температурах, их необходи-
мо быстро поместить в спирт (лучше ректификат или гидролизный
высокой очистки) и выдерживать до тех пор, пока температура их до-
стигнет комнатной. Затем излом тщательно обдувают сжатым возду-
хом и помещают в вакуумную камеру для напыления.
Во избежание образования окисных пленок при высокотемператур-
ных испытаниях нагрев, разрушение и охлаждение образца после раз-
рушения следует проводить в глубоком вакууме (0,0133 Па и менее)
или защитных средах. Перед напылением угольной пленки излом тща-
тельно обдувают сжатым воздухом. Для высокотемпературного разру-
шения можно использовать вакуумную установку типа ПРВ-203 и раз-
рывные образцы диаметром 5—6 мм (типа ВК 5 или ВК 6) [94].
В работе [88] для получения поверхности разрушения, изолирован-
ной от действия атмосферного кислорода, использован эффект раз-
рушения осевой зоны заготовки при поперечной или поперечно-винто-
вой прокатке. Изолирование поверхности разрушения достигается при-
менением образца специальной формы в виде двух усеченных конусов.
При прокатке такого образца образуется полость в осевой зоне. Пос-
ле вскрытия полости на поверхность разрушения напыляют угольную
реплику. В тех случаях, когда не удается избежать образования окис-
ной пленки, для ее устранения можно использовать известные спосо-
бы, например: ультразвуковую обработку в среде ацетона, -ионнолуче-
вую обработку, химическое растворение окисной пленки и др. [1, 8,
89—91]. В работе [89] для этих целей предлагают использование ме-
тода катодной поляризации в нейтральном электролите (1—3%-ный
раствор хлористого натрия). Однако нет гарантии, что после воздей-
ствия на излом химических реактивов, ультразвука и др. не будут
внесены искажения в его ’ истинную структуру.
Применение описанных выше методов подготовки объектов для
электронно-микроскопического исследования структуры изломов на
ПЭМ позволило более детально изучить механизм разрушения сталей
и сплавов, установить связь со структурным состоянием металла и
свойствами. С помощью косвенного метода была изучена морфология
3t
Рнс. IV. Схематическое изображение основных видов разрушения (/) и микрофрактограммы
пределах одного зерна А (стрелкой указано направление развития трещины), локальное из
в — хрупкое межзеренное — гладкие фасетки; г — квазискол
32
основных видов разрушения при комнатной и низких температурах:
вязкого, хрупкого и квазисколов, схематически представленных на
рис. IV. В настоящем издании не рассмотрен один из видов излома —
усталостный. Он характерен для разрушения металла в процессе
циклических испытаний и для разрушения нагруженных деталей- На
микрофрактограммах такого вида излома выявляются усталостные бо-
роздки. Этод вид изломов достаточно детально рассмотрен в моногра-
фиях [6, 8 и др]. Авторы же данными по этому виду излома не рас-
полагали. Установлено, что вязкое разрушение имеет ямочный (чашеч-
ный) характер. Ямки, согласно теоретическим представлениям '[92, 93].
образуются путем роста и 'слияния микропустот — пор, возникающих
вдоль границ выделение — матрица, в результате разрушения выделе-
ний или в местах концентрации напряжений от скопления дислокаций.
В первых двух случаях внутри ямок присутствуют частицы выделений,
являющихся очагами вязкого разрушения.
Форма ямок бывает равноосной, вытянутой, параболической и т. п.,
что зависит от ориентации излома по отношению к приложенной на-
грузке и формы выделения. Размер ямок определяется размером вы-
делений, числом мест зарождения микропор и пластичностью матрицы.
Хрупкое разрушение может проходить по телу зерна — внутризе-
ренный излом, или по границам зерен или субзерен — межЗеренный,
или межсубзеренный изломы.
Внутризеренный излом — так называемый скол, имеет структуру
ручьистого узора.
Ручьистый узор —это ступеньки между участками трещины на па-
раллельных плоскостях скола в пределах одного зерна. При распро-
странении трещины в соседние зерна с иной ориентировкой детали
рельефа изменяются. При пересечении малоугловых границ ступеньки
скола не прерываются, в случае значительных разориентировок (гра-
ницы кручения) образуются новые ступеньки (см. рис. IV, а, б). Объ-
единение ступенек указывает на направление 'распространения трещи-
ны. Очагами скола нередко служат выделения на границах зерен (сты-
ке нескольких зерен).
На поверхности скола могут наблюдаться язычки треугольной или
трапециевидной формы, что указывает на локальное разрушение вдоль
плоскостей микродвойников, созданных пластической деформацией в
вершине трещины.
на ПЭМ (2) и РЭМ (3): а — вязкое, ямочное; б — хрупкое внутризерениое — ручьистый узор в
менение направления развития хрупкой трещины прн переходе через границу кручения; •
ак. 133
33
Характерным для межзеренного хрупкого разрушения является
гладкая поверхность почти без следов пластической деформации. При-
чина такого разрушения — наличие по границам зерен сегрегаций при-
месей, или выделений фаз в виде скоплений, пленочного или эвтек-
тического (дендритного) строения. В последнем случае эти фазы рас-
полагаются на гладких фасетках межзеренного излома.
Межзеренное хрупкое разрушение может быть обусловлено водо-
родным охрупчиванием или коррозией под напряжением. На поверх-
ности межзеренных фасеток в этих случаях выявляются продукты кор-
розии.
Фасетки межзеренного и межсубзеренного хрупкого излома часто
имеют форму многогранников. В случае наличия по границам зерен
разрозненных дисперсных частиц избыточных фаз образуется межзе-
ренное вязкое разрушение ямочного характера.
Квазискол — промежуточный вид излома, для которого характерно
наличие на поверхности разрушения плоских участков — фасеток с
гребнями отрыва, образующимися в результате пластической дефор-
мации в условиях сложной микроструктуры. Гребни отрыва выявляют-
ся часто в виде «отворотов» реплики, что указывает на острый рельеф
детали отрыва. В таком изломе отсутствуют типичные ямки и ручьи-
стый узор (см. рис. IV). В некоторых случаях в таком изломе выявля-
ются структурные составляющие (перлит, бейнит, мартенсит).
Поверхность высокотемпературного разрушения металла после ста-
тического растяжения, впервые изученная авторами, отлична от
структуры разрушения при комнатной и низких температурах и имеет
специфическое строение [94, 95, 104, 105]. Микрорельеф таких изломов
не содержит типичных элементов вязкого или хрупкого разрушения
(ямок, ручьистого узора и др.). В «горячем» изломе наблюдается
высокотемпературный микрогеометрический рельеф в виде линий
прямолинейных, волнообразных, объединенных иногда в полосы, или
образующих замкнутые контуры. Направление линий резко меняется
у границ зерен, что связано с их различной кристаллографической
ориентировкой. Линии высокотемпературного рельефа выявляются
за счет термического испарения в местах выхода следов пластической-
деформации на поверхность разрушения.
Эти линии могут быть декорированы частицами дисперсных фаз,
которые выделяются, как правило, при охлаждении после разрушения.
Иногда на линиях присутствуют дисперсные оксиды, образующиеся
из-за недостаточно высокого вакуума при разрушении. Природу фаз
можно уточнить, применив микродифракционный анализ.
На поверхности горячего излома наблюдаюФся избыточные фазы в
виде компактных выделений, эвтектических или дендритных пленочных
фаз. Наличие большого количества избыточных фаз приводит к изме-
нению характера разрушения — линии рельефа у выделений пересека-
ются или прерываются, огибают их и часто образуют замкнутый кон-
тур [94 и др.].
После разрушения металла по методу авторов работы [88], на
поверхности излома выявлены аналогичные детали высокотемператур-
ного рельефа.
Метод исследования изломов с использованием экстракционных
угольных реплик позволяет изучить не только механизм разрушения,
но и установить влияние микроструктуры, Избыточных фаз и неметал-
лических включений на зарождение и развитие трещины. Установлено,
что в сталях и сплавах разрушение идет избирательно по объему
металла.
Большое влияние на формирование вязкого излома после разруше-
ния и при комнатной или низких температурах оказывают неметалли-
ческие включения. Метод фрактографии является единственным, ко-
торый позволяет оценивать роль неметаллических включений — формы,
‘34
состава, размеров и их распределения на характер разрушения и тех-
нологические или служебные свойства металла.
Так, в работе [36] при исследовании изломов трубной стали после
разрушения при низких температурах было показано, что неметалли-
ческие включения глобулярной или неправильной формы (в основном
оксидного характера) размером до 6—8 мкм, располагающиеся в ме-
талле разрознено или в виде небольших скоплений, являются очагами
вязкого ямочного разрушения. Форма и размер ямок зависит в основ-
ном от формы и размера включений, а также степени пластической
деформации матрицы перед слиянием пустот — пор.
Как правило, размер ямки в два и более раз превышает размер
выделений [96].
Одной из разновидностей вязкого излома, обусловленного наличием
в металле неметаллических включений является сотовый рельеф.
Такой характер излома образуется в литом металле обычной выплав-
ки, при перегреве металла в процессе горячей деформации или в
непрерывнолитых слябах. Разрушение происходит по месту скопле-
ний вторичных дисперсных включений, залегающих в приграничных
зонах. Ямки в этом случае очень мелкие, плоские, то свидетельствует
о малой пластической деформации перед разрушением [7, 97].
Вытянутые пластичные включения — сульфиды или пластичные
силикаты в деформированном металле при ударном разрушении по-
перечных образцов выявляются в вязкой зоне излома. Вытянутая
форма включений придает структуре излома волокнисто-полосчатый
характер [98]. Участки вязкого ямочного строения перемежаются с
расслоениями по таким включениям с образованием вблизи них
плоских поверхностей практически без следов пластической деформа-
ции1. Чем больше участков с расслоением по включениям, тем ниже
пластичность стали '[36, 98, 99].
При разрушении наблюдается растрескивание вытянутых включе-
ний, вследствие различий в деформационной способности матрицы и
включения. Трещины на включениях могут инициировать хрупкое
разрушение матрицы вблизи включений. Большое влияние на характер
разрушения и свойства металла оказывают неметаллические включе-
ния и другие фазы, располагающиеся по границам зерен или субзерен,
особенно если он имеет пленочное и эвтектическое строение. Практи-
чески только метод электронной фрактографии позволяет изучить
влияние пленочных фаз на разрушение и свойства металла. При ис-
следовании на шлифах металла с такими выделениями реплика по
границам как правило разрушается, и включения не удается выделить
и закрепить в ней. В межзеренном изломе эти выделения выходят на
поверхность разрушения, раскрываются, что облегчает их экстрагиро-
вание. При этом выявляются их истинные формы и размеры '[89, 94,
95, 100].
Хрупкое разрушение по кристаллографическим плоскостям матри-
цы, при комнатной и низких температурах, проходит практически
мгновенно и образование пор у включений произойти не успевает.
На поверхности внутризеренного скола иногда наблюдаются лишь
случайно оставшиеся включения, обычно крупные и округлые по
форме.
1.4.2. ЭЛЕКТРОННО-ФРАКТОГРАФИЧЕСКОЕ ИЗУЧЕНИЕ ДЕФЕКТОВ.
ПРИЦЕЛЬНЫЕ МЕТОДЫ
Электронная фрактография является особенно эффективной при изу-
чении природы дефектов, возникающих в процессе передела металла.
Этот метод позволяет во многих случаях установить причины образо-
вания дефектов и разработать технологические приемы их устранения.
* В литературе «расслоение» по пластичным включениям называют иногда крупны-
ми плоскими ямками.
2* Зак 133 |
35
Рис. V. Схематическое изображение
некоторых видов изломов, исследо-
вание которых требует применения
прицельных методов: а — дифферен-
цированные области вязкого и хруп-
кого разрушения в изломе ударного
образца (/ — надрез, 2 — зона вяз-
кого разрушения под надрезом,
3 — зона хрупкого разрушения,
4 — вязкая зона долома); б — из-
лом разрывного образца с дефек-
том «светлые пятна» А
Изучению таких дефектов в изломе как сколы, светлые пятна, камне-
видный излом и др. посвящены работы [76, 100, 101 и др-]. Методом
электронной фрактографии установлено, что появление указанных
дефектов металла свдзано с присутствием и неблагоприятным распре-
делением нитридов алюминия и других неметаллических включений и
фаз.
Применение метода фрактографии к изучению изломов образцов,
разрушенных при высоких температурах, весьма полезно для установ
ления причин дефектов, возникающих при горячих переделах; при
изучении причин снижения технологической пластичности металла,
особенно в труднодеформируемых сплавах сложного состава — нержа-
веющих и жаропрочных [94, 95, 104, 105]. Изучение природы внеосе-
вой и пятнистой ликвации в жаропрочном никелевом сплаве метода-
ми электронной фрактографии в комплексе с другими методами, позво-
лило установить, что эти дефекты представляют собой локальные
области, обогащенные различными по составу избыточными фазами,
в том числе и неметаллическими включениями типа силикатов.
В практике электронно-микроскопического исследования бывают
случаи, когда необходимо изучить определенный, заранее выбранный
участок структуры на шлифе или в изломе, т. е. требуется прицельное
препарирование. Этот метод полезно использовать: 1) при исследовании
процесса разрушения образцов легированных конструкционных и дру-
гих сталей, если в изломах после испытания на динамический изгиб
четко дифференцируются различные области: начала разрушения —
волокнистая зона у надреза, хрупкая зона распространения трещины
и зона долома — вязкое разрушение (см. рис. V); 2) при исследовании
изломов образцов после статического растяжения, когда разрушение
проходит по типу чашечка — конус, и в этом случае целесообразно
исследование структуры дна чашечки; 3) при исследовании различно-
го типа дефектов на шлифах и в изломе.
В периодической литературе описаны методы прицельного препари-
рования, но они относятся в основном к двухступенчатым репликам
[9, 83, 106, 107]. Метод прицельного исследования может применяться
и в случае использования одноступенчатых экстракционных реплик.
Простой метод предложен сотрудниками ЦЗЛ завода «Красный
Октябрь». На всю поверхность излома напыляют угольную пленку.
Ненужные для исследования участки покрывают слоем коллодия или
цапон-лака. В электролите реплика отделяется лишь с выбранного
для исследования участка. Применение такого приема позволило авто-
рам работы'[108, 111] изучить структуру разрушения конструкционных
сталей по зонам и провести в них количественную оценку структурных
составляющих (вязкое разрушение, хрупкие сколы и расслоения).
Для этих же целей можно использовать несколько иной метод.
Участки зоны на образце, не подлежащие исследованию, перед напы-
лением угольной пленки, тщательно закрывают фольгой. Напыляют
уголь только на выбранный для исследования участок.
В заключение необходимо отметить некоторые существенные мо-
36
менты, которые следует учитывать при изучении структуры разрушения
на ПЭМ.
Метод реплик достаточно точно воспроизводит мелкие детали по-
верхности разрушения, однако в случае исследования изломов с очень
резким изменением рельефа (глубокие щели, сильный наклон и др.)
реплики могут разрушаться и эти участки могут быть упущены при
исследовании.
Как показали многочисленные исследования, структура разрушения
образца в пределах даже малого участка может существенно изме-
няться и содержать различные виды рельефов. Для получения более
точной информации о характере разрушения металла необходимо
изучение большого количества полей зрения на нескольких кусочках
реплик, (отделенных от всей поверхности излома, или прицельно, от
интересующей его части) и применение количественных методов
анализа.
Для получения наиболее полной и объективной информации о
структуре разрушения с учетом связи ее со свойствами требует приме-
нения в исследованиях комплекса методов.
Для облегчения расшифровки микрофрактограмм, уточнения меха-
низма разрушения полезно одновременное исследование структуры
металла на шлифе под изломом или в сечении, перпендикулярном
излому. Это особенно необходимо, когда в изломе присутствует много
фаз. Изучив их расположение на шлифе, можно с большей достовер-
ностью определить, какие фазы являются ответственными за определен-
ный вид разрушения, — располагающиеся по границам зерен или в
объеме металла и т. д. Такой подход был успешно использован при
изучении металла с низкой технологической пластичностью. Примене-
ние комплекса методов электронно-микроскопического исследования
структуры изломов и структуры на шлифах под световым и электрон-
ным микроскопом позволило установить, что пленочные силикатные
включения, приводящие к хрупкому разрушению, располагаются по
границам зерен в межосных пространствах литого металла или по
межосным волокнам в деформированном металле [94, 104]. Для
подтверждения данных микродифракционного анализа о природе фаз,
ответственных за определенный вид разрушения, полезно наряду с
комплексом электронно-микроскопических методов применение микро-
рентгеноспектрального анализа с использованием микрозондовых при-
боров с приставками для электронной микроскопии [36, 39, 104,
105 и др.]|.
Весьма полезным для интерпретации сложных фрактограмм, содер-
жащих какие-либо специфические элементы строения, является приме-
нение метода стереопар [109];. Этот же метод позволяет оценить
энергоемкость разрушения по дисперсности и глубине элементов
рельефа '[НО]. ‘
В атласе широко представлены микрофрактограммы сталей и спла-
вов, разрушенных при (различных видах деформации, различных тем-
пературах, с идентификацией фаз методом электронной микродифрак-
ции или микроанализа. Приведены также результаты исследования
дефектов стали с применением прицельных методов препарирования
объектов (см. рис. 54—93).
1.5. МЕТОДЫ ПРИГОТОВЛЕНИЯ ЭЛЕКТРОННО-
МИКРОСКОПИЧЕСКИХ ОБЪЕКТОВ ДЛЯ ИССЛЕДОВАНИЯ
СТРУКТУРЫ ЗАЩИТНЫХ ПОКРЫТИЙ НА СТАЛИ
Покрытия как правило состоят из металлического слоя (олова, цинка,
и др.), диффузионного слоя и слоя (слоев), обеспечивающего дополни-
тельную коррозионную защиту (например, хроматного, лакового и др.).
Диффузионный слой в свою очередь часто состоит из прослоек различ-
ат
них фаз в виде интерметаллических соединений и твердых растворов.
Общая толщина покрытий обычно находится в пределах от сотых до-
лей до 10—20 мкм. Композиция слоев по сечению покрытия, отличаю-
щихся по своим химическим, физическим свойствам, и сравнительно
небольшая их толщина создают определенные трудности при подготов-
ке электронно-микроскопических объектов. Так, при травлении в
реактивах металлы покрытия и основы часто образуют интенсивно
работающую короткозамкнутую пару, что сильно ограничивает воз-
можности выявления их микроструктуры. Кррме того, слои покрытия
бывают настолько тонки, что прежде, чем образуется на поверхности
рельеф травления, отражающий микроструктуру, сам слой может быть
полностью удален. Также не всегда удается использовать традицион-
ный метод механического приготовления микрошлифов (шлифование,
полирование) из-за того, что образующийся при такой обработке
наклепанный слой часто бывает толще самого покрытия.
В зависимости от поставленной задачи исследование покрытий с
помощью ПЭМ часто проводят на репликах, полученных с косого,
поперечного сечений покрытий, или — с его плоскостей, параллельных
основе. При этом используют реактивы, обладающие широким спект-
ром травления, позволяющие одновременно выявлять микроструктуру
различных слоев, значительно отличающихся по химическому составу.
Разработаны также методы получения фолы некоторых весьма тонких
слоев покрытий.
В последние годы для исследования покрытий начинает применять-
ся растровая электронная микроскопия (РЭМ), преимущества которой
перед ПЭМ описаны ниже (раздел 2). Использование РЭМ наиболее
эффективно при исследовании сравнительно толстых защитных покры-
тий. Исследование тонкослойных покрытий в силу еще сравнительно
невысокой разрешающей способности РЭМ не всегда бывает удачным.
1.5.1. РЕПЛИКИ С КОСОГО СЕЧЕНИЯ СЛОЯ ПОКРЫТИЙ
Исследование микроструктуры покрытий толщиной более 0,1—0,3 мкм
удобно проводить по косому их сечению на репликах без экстракции.
Известный метод приготовления косого сечения покрытия с по-
мощью механической обработки [102] здесь не пригоден. Косое
сечение покрытий при исследовании с помощью ПЭМ получают с
использованием разных приемов электрохимического травления. Наи-
более простой прием приготовления косого сечения представлен в
виде схемы на рис. VI. Образец с покрытием погружают отвесно с
торца в реактив на 0,5—1,0 мм и проводят травление (рис. VI,а).
Косое сечение возникает вследствие неодинаковой интенсивности
травления по высоте зоны натекания, образующейся под воздействием
сил смачивания. В верхней точке этой зоны скорость травления мини-
мальная и она увеличивается по мере удаления от нее вниз. Исполь-
зуя это свойство зоны натекания, при соответствующем навыке
можно получить косое сечение шириной в 0,2—0,4 мм. Для того, чтобы
косое сечение было более пологим и протяженным, необходимо в процес-
се травления образец периодически погружать примерно на 0,2—0,3 мм
(рис. VI,б). Готовое косое сечение представляет собой серию сглажен-
ных микроступенек по толщине покрытия. Для получения косого сече-
ния обычно бывает достаточно одной — трех ступенек. В зависимости от
продолжительности травления косое сечение может проходить- 1) толь-
ко по металлическому слою покрытия; 2) захватывать также диффу-
зионный слой; 3) продолжаться по слою металла основы, примыкаю-
щему к покрытию.
Хорошие результаты по приготовлению косого сечения дает также
способ с использованием специального ограничительного зажима,
описанного в статье [ЮЗ];.
Травление осуществляют в специально подобранном реактиве.
38
Зкрон
Поверхность
покрытия
косое сечение
слоя покрытия
I Косое
сечение
М/Х основы
3,0~Ц0
Рнс. VI- Схема получения
косого сечения покрытия на
стали: а — травление при
первом погружении; b — то-
же при втором погружении;
в—экранирование металли-
ческой фольгой образца с го-
товым сечением; г —напыле-
ние реплики на косое сече-
ние; д — реплика на косом
сечении после удаления эк-
рана и обрезания кромок
способном выявлять микроструктуру различных фаз, расположенных
по его сечению.
В табл. 4 приведены составы реактивов и режимы травления,
которые можно использовать для некоторых покрытий на стали
(цинковых, оловянных и др.).
Методика получения угольных реплик с косого сечения отличается
от общепринятой в некоторых деталях. Для того, чтобы угольную
реплику можно было получить только по месту положения косого
сечения образец перед напылением экранируют так, как это показано
на рис. VI, в.
Операцию напыления угольной пленки на косое сечение рекомен-
дуется проводить в два приема. Вначале углерод напыляют под углом
15—30° к плоскости основы со стороны косого сечения, затем под уг-
лом 90° к той же плоскости. Цель, которую преследуют первым напы-
лением, заключается в создании контрастного отпечатка и получении
теней от микровыступов и впадин рельефа травления в заданном на-
правлении, по которым довольно удобно ориентироваться в расположе-
нии различных фазовых слоев покрытия при исследовании с помощью
электронного микроскопа. Вторичное напыление необходимо для
получения угольной реплики с достаточно высокой механической
прочностью (рис. VI, г, д).
Отделение угольной пленки от косого сечения проводят в реактиве,
в котором процесс электролитического подтравливания не сопровож-
дается бурным выделением водорода, образующегося в результате
работы электрохимических пар, составленных из разных фаз по
косому сечению покрытия. Это обычно приводит к разрушению репли-
ки. При взаимодействии реактива с материалом покрытия не должны
также образовываться нерастворимые продукты реакции, которые
сильно затрудняют сам процесс отделения. Скорости растворения раз-
личных фаз по косому сечению в реактиве должны быть по возмож-
ности близи между собой. Наиболее полно удовлетворяют этим требо-
ваниям электролиты, составленные на спиртовой основе и обладаю-
щие значительным внутренним сопротивлением (см. табл. 4).
Следует отметить, что метод косого сечения, полученного травле-
нием, можно с успехом применять не только для защитных покрытий,
но и при исследовании приповерхностных слоев сталей и сплавов, под-
вергнутых поверхностной механической или химико-термической обра-
ботке. Данный метод можно использовать также и для ориентировоч-
ной оценки толщины тонких слоев различных фаз по его сечению. Ис-
пользовать косые сечения для точного определения толщины слоев
различных фаз в защитном покрытии затруднительно из-за сложности
39
Таблица 4
Реактивы, используемые при приготовлении объектов для электронно-
микроскопического исследования защитных металлических покрытий
№ Состав реактива Режим травления Целевое назначение
1 Соляная кислота, 5 мл; хлор- ная кислота, 5 мл; вода, 100 мл Напряжение V= Косое сечение оловянных,
= 14-2 В цинковых покрытий
2 Соляная кислота, 5 мл; хлор- ная кислота, 5 мл; плавиковая кислота, 5 мл; вода, 100 мл U= 14- 2 В Косое сечение алюминиевых покрытий
3 Едкий натр, 50 г; метаиитро- бензойная кислота, 85 г; вода, 1000 мл Химическое трав- ление при 80“С Селективное стравливание слоя олова до диффузион- ного слоя оловянного по- крытия
4 Хромовый ангидрид, 200 г; ор- тофосфорная кислота, 50 мл; серная кислота, 1,2 мл вода, 500 мл Химическое травле- ние при 70—80°С Селективное стравливание слоя цинка до диффузион- ного слоя цинкового покры- тия
5 Азотная кислота, 4 мл; этило- вый спирт, 100 мл Химическое трав- ление Травление цинка на попере- чных шлифах
6 Хлорная кислота (60%-ная). 15 мл изопропиловый спивт. 100 мл </=104-20 В Электрополирование стали, цинка, никеля
7 Соляная кислота 20 мл; изо- пропиловый спирт, 5 мл; вода, 100 мл </=1—2 В Отделение угольных реплик от оловянных покрытий
8 Соляная кислота, 2 мл метиловый спирт, 100 мл </=44-6 В Отделение угольных реплик от цинковых, алюминиевых покрытий
9 Хлорная кислота, 1 мл; мети- ловый спирт, 100 мл </=14-4 В Отделение угольных реплик с экстракцией фазы Fe—Sn из оловянного покрытия и фазы Fe—Al из цинкового покрытия с добавкой алю- миния
10 Соляная кислота (коиц.) Химическое трав- ление Травление осадка олова для экстракции ПАВ
11 Соляная кислота, 1—2 мл вода, 100 мл </=0,54-1 В Экстракция ПАВ из олова в реплику
12 Азотная кислота, 100 мл; вода, 100 мл Химическое трав- ление Отделение от стали тонких хромовых покрытий
точного определения значения угла наклона протравленной поверхности
относительно плоскости основы. Для приблизительной оценки толщи-
ны слоя в некоторых случаях можно использовать и такой прием. Ес-
ли по толщине слоя фазы укладывается только один ее кристалл и он
имеет равноосное строение, то толщину слоя можно принять равной
величине кристалла данной фазы.
1.5.2. РЕПЛИКИ С ПОПЕРЕЧНОГО СЕЧЕНИЯ ТОНКОГО СЛОЯ ПОКРЫТИЙ
Электронно-микроскопические объекты с поперечного сечения слоя
покрытия используют для изучения структуры и фазового состава по
его толщине. Операцию по изготовлению таких препаратов из листо-
вой стали с защитным покрытием начинают с приготовления микро-
шлифов на поперечном сечении этого материала. Особое внимание
при этом обращают на качество приготовления шлифа. При проведе-
нии операции шлифования и полирования используют все меры, спо-
собствующие уменьшению толщины наклепанного слоя на его поверх-
ности и устранению образования «завалов» по слою покрытия. Для
этого обработку образцов ведут в струбцинах с прокладками из мягко-
го железа. Механическое полирование лучше осуществлять на твердом
отработанном сукне с очень легким прижимным усилием. Для поли-
рования применяют водный раствор эмульсии окиси алюминия с раз-
мером частиц 0,3—0,7 мкм. Затем с поверхности шлифа с помощью
40
кратковременного электрополирования снимают тонкий наклепаный
слой. Полирование проводят путем легкого непродолжительного каса-
ния под напряжением поверхности электролита, способного одновре-
менно полировать металлы основы и покрытия. Для выявления микро-
структуры покрытия используют те же реактивы, что и для приготов-
ления косого сечения (см. табл. 4). Если металл основы достаточно
толстый (более 0,3 мм) й покрытие анодное, то перед напылением
реплики основу следует экранировать так, чтобы участок напыления
со стороны основы был шириной не более 0,2—0,3 мм. Иначе при от-
делении реплика будет разрушаться по диффузионному слою. Отделе-
ние угольной реплики проводят обычным способом с соблюдением
тех же предосторожностей, что и в процессе изготовления отпечатков
с косого сечения покрытия.
1.5.3. РЕПЛИКИ от покрытия в плоскости,
ПАРАЛЛЕЛЬНОЙ ПОВЕРХНОСТИ ОСНОВЫ
Угольные реплики без экстракции, полученные от плоскости, парал-
лельной основе и проходящей по слою исследуемой фазы покрытия,
используют для исследования влияния на микроструктуру неоднород-
ности химического состава металла основы, наличия в нем неметалли-
ческих включений, ориентировки зерен и др. Для получения реплики
сначала необходимо обнажить слой исследуемой фазы путем химиче-
ского или электрохимического растворения вышележащих слоев по-
крытия [112]. Эту операцию выполняют, используя реактивы такого
состава, в которых интенсивность стравливания покрытия уменьшает-
ся с изменением химического состава по их толщине и особенно она
мала на границе, разделяющей исследуемую фазу от вышележащих
слоев (см. табл. 4).,После селективного стравливания вышележащих
слоев покрытия иногда рекомендуется провести электронографическое
исследование по способу «на отражение» для того, чтобы убедиться,
что плоскость травления проходит именно по слою фазы, намеченной
к исследованию. Затем на поверхность фазы напыляют реплику, кото-
рую отделяют электролитическим способом.
1.5.4. РЕПЛИКИ С ФИКСИРОВАННЫМИ ЧАСТИЦАМИ И ФОЛЬГИ
С ТОНКОСЛОЙНЫХ ПОКРЫТИЙ
Реплики, на поверхности которых содержатся отдельные кристаллы
или сплошной слой какой-либо фазы, извлеченной из покрытия, поз-
воляют проводить прямое исследование с помощью ПЭМ с примене-
нием метода микродифракции.
Приемы получения реплик с фиксированными частицами довольно
разнообразны и их выбор прежде всего зависит от электрохимических
свойств, т. е. является ли оно катодным или анодным по отношению
к основе. Учитывается также расположение фазы по. сечению покры-
тия, толщина, прочность и сплошность слоя этой фазы.
Если намеченная к исследованию фаза находится не на поверх-
ности покрытия, то приготовление реплики с фиксированными части-
цами начинают с удаления вышележащих слоев с помощью химиче-
ского или электрохимического травления (см. 1.5.3).
Далее на обнаженную фазу катодного покрытия напыляют уголь-
ную реплику, которую вместе с фазой затеод отделяют в электролите,
способном подтравливать лежащие ниже слои. Если слой фазы тон-
кий (менее 0,1 мкм) и достаточно прочный (не разрушается в процес-
се отделения), то операцию напыления угольной реплики можно ис-
ключить. В этом случае полученный препарат по сути представляет
фольгу, пригодную для электронно-микроскопического исследования.
Толстые слои фаз (более 0,1 мкм) необходимо утончать с помощью
травления. Лучше эту операцию проводить на образце, до отделения
слоя фазы.
41
Если покрытие анодное, то подобрать реактив, позволяющий прово-
дить экстракцию фаз, как правило не удается. В этом случае для полу-
чения реплик с фиксированными частицами применяют двуступенчатые
отпечатки со специальными приемами экстракции. Подготовку образцов
также начинают с удаления вышележащих слоев покрытия и обнажения
слоя, намеченного к исследованию (например, диффузионного слоя). За-
тем с целью ослабления механической связи между отдельными кристал-
лами слоя фазы проводят его химическую обработку в реактиве, в кото-
ром травление осуществляется преимущественно по границам кристал-
лов. Затем на протравленную поверхность наносят ацетатный клей АК-20
(20—30%-ный раствор ацетата в ацетоне). Пленку (первичный отпеча-
ток), образовавшуюся после высыхания клея, механическим способом
отделяют от исследуемого слоя вместе с его отдельными кристалликами,
слабо связанными с основной массой. На поверхность отрыва клеевого
отпечатка напыляют угольную пленку (вторичный отпечаток), которую
вместе с кристаллами диффузионного слоя освобождают от клеевого от-
печатка путем его растворения в ацетоне. Полученные угольные репли-
ки обычно содержат в себе не сплошной слой, а отдельные разрозненные
кристаллы исследуемого слоя.
Следует отметить, что получать реплики с фиксированными части-
цами можно не только с поверхности диффузионного слоя, обнаженной
селективным стравливанием, но и использовать для этой цели косое сече-
ние покрытия. Но в этом случае получить всю гамму фаз по косому се-
чению диффузионного слоя в одной реплике с использованием электро-
лита одного определенного состава обычно не удается. Для извлечения
из диффузионного слоя в реплику каждой фазы часто приходится под-
бирать свой электролит.
Немаловажной деталью операции приготовления препаратов с фик-
сированными частицами является их подготовка непосредственно перед
исследованием на электронном микроскопе. На поверхности частиц в
реплики часто присутствуют тонкие пленки окислов или продуктов реак-
ции с электролитом, которые являются серьезным препятствием для
электронных лучей и сильно снижают качество микродифракционной
картины. Перед исследованием на электронном микроскопе реплики с
частицами рекомендуется обработать в слабом водном растворе (5—
10%-ном) кислот (соляной, серной) и тщательно промыть в дистилли-
рованной воде.
1.5.5. УГОЛЬНЫЕ РЕПЛИКИ ОТ ПОВЕРХНОСТИ ОТСЛОЯ
ЗАЩИТНОГО ПОКРЫТИЯ
Реплики, полученные от поверхности отслои защитного покрытия на ста-
ли, представляют собой разновидность реплик, получаемых от поверх-
ности разрушения при фрактографическом исследовании металлов. С
помощью этих реплик при электронно-микроскопическом исследовании
в основном решаются те же задачи, что и при микрофрактографическом
исследовании. Они позволяют определить наиболее слабое звено в ме-
ханической связи покрытия с основой и выявить характер поверхности
разрушения. Эти данные служат основанием для поиска технологичес-
кого решения по совершенствованию процесса нанесения покрытия на
металл.
В качестве образцов для получения реплик с поверхности отслои
обычно используют листовой материал с защитным, покрытием после
его технологического испытания на изгиб. С помощью этого испытания
оценивают уровень прочности сцепления покрытия с основой. Изгиб
пластины листового материала делают с прокладкой из того же самого
материала или без нее. Отслаивание покрытия обычно начинается в
участках, испытывающих наибольшую степень деформации при изгибе
пластины. Для получения реплик с поверхности отслои можно также ис-
пользовать и образцы проб по Эриксену.
42
При очень слабом сцеплении покрытия с основой отслои удается по-
лучить, зацепив слой покрытия с края образца пинцетом. Поверхность
отслоя может проходить как по сечению слоев различных фаз, так и по
их границам. Для получения более полной информации о микрострук-
туре и фазах на поверхности разрушения рекомендуется угольные реп-
лики делать по обеим сторонам отслоя — как со стороны основы, так и
со стороны покрытия. При отделении реплик от поверхности разрушения
можно использовать электролиты (см. табл. 4), позволяющие получать
реплики без частиц или с фиксированными частицами.
Применение описанных методов подготовки препаратов дает возмож-
ность изучить микроструктуру и фазовый состав сравнительно тонких
защитных покрытий и установить их связь с технологическими фактора-
ми и антикоррозионными свойствами стали. В работах [34, 113, 114]
с помощью ПЭМ проводили исследования микроструктуры тонких диф-
фузионных слоев оловянных покрытий, которые оказывают большое
влияние на качество белой жести. Было показано, что их микрострук-
тура и сплошность оловянного слоя зависят от способа нанесения по-
крытия [102], состава электролита [115, 116], наличия в стальной ос-
нове неметаллических включений [117] и степени деформации белой
жести { 118]. Качество тонкослойного покрытия электролитически лу-
женой жести может быть существенно улучшено изменением микрост-
руктуры, что в частности достигается путем нанесения на стальную по-
верхность подслоя олова по специальному электролитическому режиму
i[ 119, 120] или с помощью ступенчатого термического режима нагрева
покрытия под его оплавление.
В работах '[121, 122, 123] было показано, что наиболее сильное влия-
ние на технологические свойства и адгезию цинковых покрытий, полу-
ченных горячим способом, оказывает алюминий, содержащийся в цинке,
благодаря тому, что он способствует уменьшению интенсивности обра-
зования хрупкого диффузионного слоя Fe — Zn. С помощью ПЭМ уда-
лось установить, что изменение технологических свойств этого покрытия
объясняется прежде всего влиянием алюминия на микроструктуру и
фазовый состав их тонкого диффузионного слоя [124]. Исследования
[125, 126] микроструктуры диффузионного слоя при деформации и ха-
рактера его разрушения при отслое позволили оценить влияние различ-
ных фаз диффузионной зоны на качество цинкового покрытия. Для алю
миниевых покрытий свойственно образование хрупких фаз, снижающих
адгезию к стальной основе {127, 128]. Исследования с помощью ПЭМ
влияния на микроструктуру и фазовый состав покрытий таких факто-
ров, ограничивающих рост диффузионного слоя, как содержание крем-
ния в ванне горячего алюминирования и подготовка полосы при вакуум-
ном способе нанесения покрытия, дало возможность найти оптимальные
условия их получения {129]. Проводилось также исследование влияния
на микроструктуру алюминиевого покрытия и последующей пластичес-
кой деформации [130].
Известно, что пластичность и пористость электролитических хромо-
вых покрытий изменяется с их толщиной {131]. Использование ПЭМ
дало возможность установить, что увеличение пластических свойств
тонких (сотые доли микрометров) хромовых покрытий связано с особен-
ностями их дислокационной структуры. Резкое увеличение пластических
свойств хромовых покрытий столь малой толщины позволило их исполь-
зовать в промышленности взамен дорогостоящих и дефицитных оловян-
ных покрытий.
В атласе приведены наиболее характерные электронные микрофото-
графии структур оловянных, цинковых, алюминиевых и хромовых по-
крытий, полученных в промышленных и лабораторных условиях. Пока-
зано также влияние некоторых технологических факторов (состава элек-
тролита, пластической деформации и др.) на их микроструктуры и фа-
зовый состав (см. рис. 94—125).
4S
1.6. МИКРОДИФРАКЦИОННЫЙ АНАЛИЗ
Развитие дифракционного анализа и, в частности микродифракции, сде-
лало ПЭМ одним из самых распространенных прикладных методов ис-
следования металлических материалов.
Этот метод позволяет получать обширную информацию о фазовом
составе исследуемого материала, о наличии и распределении дефектов
в кристаллической решетке.
Микродифракционный анализ фолы и выделений в экстракционных
репликах позволяет классифицировать различные фазы, даже если они
• одновременно присутствуют в металле в виде дисперсных частиц и в ма-
лом количестве; установить различие в составе фаз, располагающихся
в объеме и на границах зерен. Это особенно важно при изучении струк-
туры сложнолегированных материалов, упрочняемых одной или несколь-
кими дисперсными фазами, при изучении дефектов.
Теоретические основы формирования различного вида дифракцион-
ных картин подробно рассмотрены в отечественной и зарубежной лите-
ратуре i[ 1, 4, 5, 37, 132, 133 и др.].
1.6.1. ФОРМИРОВАНИЕ ЭЛЕКТРОНОГРАММ И УСЛОВИЯ ИХ ПОЛУЧЕНИЯ
Электронограмма от кристаллического образца является по существу
отображением его периодической структуры и образование ее связано с
дифракцией электронов. Формирование дифракционной картины, ее
вид зависит от характера взаимной ориентации и расположения кристал-
лов в структуре образца. В зависимости от числа кристаллов и степени
их упорядоченности можно получить различные типы электронограмм.
Наиболее типичными из них являются: кольцевые электронограммы,
полученные от большого количества произвольно ориентированных
кристаллов; точечные микроэлектронограммы с регулярно и симметрич-
но расположенными рефлексами, в формировании которых участвуют
монокристалл или система монокристалльных блоков (с угловым раз-
бросом порядка 2—3°) — рис. VII, электронограммы от текстур, об-
разование которых связано с преимущественной ориентировкой группы
кристаллов.
В современных электронных микроскопах электронограмма фото-
графируется на фотопластинку или фотопленку. В связи с этим условия
получения электронограмм, при которых четко видны все рефлексы от
объекта, являются одним из важных этапов микродифракционного
анализа.
При работе электронного микроскопа в режиме изображения, рас-
пределение электронного пучка практически равномерное по всей по-
верхности фотопластинки. В случае дифракции или микродифракции,
когда интенсивность электронного пучка максимальна в центре изобра-
жения и снижается по мере удаления от него, центральная область фо-
топластинки наиболее засвечена, что делает, неразличимыми дифракци-
онные пятна вблизи нее. Чтобы избежать этого, следует пользоваться
специально предусмотренной в электронном микроскопе заслонкой, поз-
воляющей перекрывать центральный пучок во время экспозиции (за-
слонка убирается за 5—7 с до окончания экспозиции). Яркость цент-
рального пятна можно также уменьшить расфокусировкой второй кон-
денсорной линзы. Это позволяет значительно снизить фон, создаваемый
им и делает видимыми близко расположенные к центру дифракционные
пятна. Эту операцию полезно проводить, используя бинокулярную лупу
микроскопа.
Современные электронные микроскопы позволяют получать электро-
нограммы от малых областей образца. Точность, с которой они полу-
чены, в значительной степени определяет достоверность результатов
микродифракционного анализа. Одна из часто встречающихся сущест-
венных ошибок микродифракционного анализа — несоответствие микро-
44
Рис. VII. Типичный вид электронограмм (схема н электронограмма): а — кольцевая, от поликри-
•сталлическпх участков; б — точечная мнкроэлектронограмма
дифракционной картины участку, от которого она наблюдается. Для
получения электронограммы, точно соответствующей выбранному участ-
ку образца, необходимо выполнить следующие основные условия: уста-
новить ток промежуточной линзы таким образом, чтобы изображение се-
лекторной диафрагмы было сфокусировано на экране (в электронном
микроскопе БС-540 эта операция осуществляется при увеличении 26000);
сфокусировать изображение образца, регулируя силу тока объективной
линзы. В этом случае изображение образца окажется в плоскости се-
лекторной диафрагмы; изменить режим работы промежуточной линзы
и перейти из положения «Изображение» в положение «Дифракция» и,
осуществляя регулировку, добиться, чтобы центральное пятно имело наи-
меньший размер, а рефлексы или кольца на экране были хорошо сфо-
кусированы. При выполнении этих операций особое внимание следует
уделить точности фокусировки изображения образца. Однако несмотря
на точное совмещение изображения с плоскостью селекторной диафраг-
мы все-таки существует погрешность в выделении участка образца се-
лекторной диафрагмой, обусловленная сферической аберрацией объек-
45
тивной линзы. Так как она не может быть устранена, получать микро-
дифракцию от участка размером менее 1 мкм не рекомендуется. Соот-
ветствие выделенного участка участку, формирующему дифракционную
картину, можно установить по темнопольному изображению. Прово-
дить эту операцию особенно важно, если микродифракцию получают
от образца, в структуре которого содержится две или более фаз.
В современных электронных микроскопах получить темнопольное
изображение возможно двумя способами: смещением апертурной диаф-
рагмы или наклоном электронного пучка при помощи электромагнитной
системы микроскопа. Получение темнопольной картины смещением апер-
турной диафрагмы, т. е. установка ее на выбранный рефлекс наиболее
простой способ, с помощью которого можно достаточно быстро оценить
принадлежность того или иного рефлекса участку объекта, формирую-
щего данный рефлекс. Недостаток данного способа получения темно-
польного изображения заключается в значительной сферической абер-
рации объективной линзы, вследствие того, что дифрагированные пуч-
ки оказываются наклонными к оси объектива. Это приводит к большим
искажениям темнопольного изображения. Для того, чтобы получить
темнопольное изображение с высоким разрешением структурных состав-
ляющих и более надежно установить'принадлежность выбранного реф-
лекса формирующему участку, следует использовать метод наклона
электронного пучка. Наклон пучка сопровождается смещением дифрак-
ционной картины. Величина и направление наклона контролируется по
наблюдению смещения электронограммы. Наклон производится до тех
пор, пока выбранный рефлекс, в котором необходимо получить темное
поле, не будет выведен в центр экрана. Введя апертурную диафрагму и
установив ее симметрично относительно данного рефлекса, получаем
темнопольное изображение, предварительно перейдя в режим «Изобра-
жение».
Обработка полученных электронограмм подразделяется на два эта-
па: геометрический анализ, т. е. определение расстояния между цент-
ральным пятном и дифракционными пятнами или кольцами, и углов
между линиями, соединяющими центральное пятно с дифракционными
пятнами (кольцами), а в некоторых случаях и анализ интенсивности
дифракционных максимумов по отношению к интенсивности централь-
ного пятна. В дальнейшем будут рассмотрены вопросы, связанные с гео-
метрическим анализом электронограмм.
1.6.2. НЕКОТОРЫЕ ПРИЕМЫ РАСЧЕТА ЭЛЕКТРОНОГРАММ
Основой для расчета электронограмм является уравнение структурной
дифракции (Вульфа — Брэгга) nX=2dsin0, где X — длина волны элект-
ронного луча, d — межплоскостное расстояние, 0 — угол между направ-
лением электронного пучка и атомной плоскостью, п — целое число.
Исходя из того, что масштаб электронограммы определяется дифрак-
ционной длиной электронного микроскопа, обозначаемой L (расстояние
от образца до фотопластинки), связь между этим расстоянием и расстоя-
нием между дифракционными максимумами и центральным пучком ООО
г будет выражаться равенством tg20 = r/L.
Так как угол 0 очень мал (tg0 = 2sin0) уравнение Вульфа — Брэгга
можно представить как rdhki=KL=const или dhid='f.Lir, raedhki — меж-
плоскостное расстояние с индексами h, k, I. Раздельное определение X
и L затруднено, так как X зависит от напряжения в микроскопе, a L —
от оптических параметров прибора, поэтому определяют их произведем
ние XL, которое называют «постоянной прибора» с. Тогда уравнение для
расчета электронограмм можно записать: dhki=clr. Прежде чем при-
ступить к съемке электронограммы от исследуемого образца необходи-
мо как можно точнее определить постоянную прибора.
Обычно с определяют, используя образец-эталон с известными пара-
метрами атомно-кристаллической решетки и значениями межплоскост-
46
ных расстояний. В качестве эталона обычно используют золото, окись
магния, поваренную соль и др. Окись магния можно получить сжигани-
ем на воздухе магниевой стружки. При этом образуется белый дым,
который и улавливается на предварительно подготовленную пленку-под-
ложку |[9]. Золото и поваренную соль распыляют на пленку-подложку
в вакуумной установке.
Постоянную прибора можно также установить по значению силы
тока объективной линзы. Этот метод следует использовать при различ-
ном по высоте расположении образца (в случае работы с различными
объектодержателями). Снимая эталонные электронограммы при различ-
ных по высоте положениях объекта, фиксируется сила тока объектив-
ной линзы. После расчета эталонных электронограмм составляется таб-
лица, в которую вносятся значения постоянной прибора и соответствую-
щая ей сила тока объективной линзы.
При определении постоянной прибора следует учитывать ошибки,
связанные с нестабильностью напряжения питания прибора, изменением
положения образца по высоте, юстировкой прибора. Постоянную при-
бора следует определять после каждого профилактического осмотра и
чистки электронного микроскопа, а также после ремонта или регулиров-
ки электронных цепей.
Для более точного расчета получаемых электронограмм эталонные
образцы следует напылять непосредственно на исследуемый образец,
используя небольшую часть его поверхности. В некоторых случаях для
определения постоянной прибора можно использовать исследуемый
образец, например матрицу фольги. I
Электронограммы, полученные от некоторого количества случайно
ориентированных дисперсных кристаллов, состоят из рефлексов в виде
концентрических колец, положение которых характеризуется их ради-
усом г, связанным с соответствующим межплоскостным расстоянием
dku по известному уравнению dhki='c/r. Расчет таких электронограмм
сводится к измерению диаметров (или радиусов) всех колец с по-
мощью специальной прозрачной линейки с точностью до С, 1 мм или
оптического длиномера ИЗА-2 и вычислению соответствующих им меж- (
плоскостных расстояний. Расчетные значения dhki сравнивают с таб-
личными для предполагаемых соединений (одного или нескольких) и
таким образом идентифицируют фазу, от которой получена электро-
нограмма.
При индицировании кольцевых электронограмм полезно знать за-
кон чередования колец в порядке возрастания их радиусов.
Величины dhki будут характеризоваться определенной числовой
последовательностью расположения колец, зависящей от типа кристал-
лической решетки с учетом закона погасания [4, 5, 37, 133]. Зная чис-
ловую последовательность расположения колец на электронограмме
можно установить тип решетки.
В кубической кристаллической решетке с параметром а величины
d/ш и их распределение на электронограмме согласно соотношению
dhki=a/^h2+k2+l2 будет определяться значениями суммы квадратов
индексов (h2+Z?24-Z2).
Для соединений с о. ц. к. кристаллической решеткой (при условии,
что сумма индексов hi+ki-\-li— только четная) сумма квадратов ин-
дексов будет характеризоваться числовой последовательностью 2, 4,
6, 8 и т. д. Чередование колец в порядке увеличения их радиуса бу-
дет (ПО), (200), (211), (220), (310), (222), (321), (400), (411),
(420) и т. д., а радиусы их колец будут пропорциональны соответ-
ственно числам У2, "[Ц, уб, У8, У10, У12 и т. д.
Для соединений с г. ц. к. решеткой (при условии, что разрешенные
индексы либо все четные, либо все нечетные) сумма квадратов индек-
сов характеризуется числовой последовательностью 3, 4, 8, 11, 12, 16,
19, 20, 24 и т. д. Чередование колец в порядке увеличения их радиуса
47
будет (111), (200), (220), (311), (222), (400), (331), (420),(422) и
т. д„ а радиусы колец будут' пропорциональны числам УЗ, /4, У8, fll,
У16, У19 и т. д.
Подобный метод анализа применим и для других систем — тетра-
гональной, гексагональной.
В этом случае используют уравнение dhki=^LIr и основные форму-
лы кристаллографии соответствующих кристаллических решеток [5,
37, 133].
Кроме указанного метода можно использовать номограммы, кото-
рые пригодны для индицирования электронограмм от различного типа
кристаллических структур. Методика построения номограмм и их при-
менение приведены в работе [5].
При фазовом микродифракционном анализе отдельных частиц в
реплике (или фольге) получают точечные микроэлектронограммы с
периодическим расположением рефлексов. Такого вида электронограм-
мы являются сечением одной из плоскостей обратной решетки, прохо-
дящей через начало координат, перпендикулярной падающему элек-
тронному пучку, на которой индексы дифракционных рефлексов иден-
тичны индексам соответствующих узлов обратной решетки. Для того,
чтобы успешно проводить расчет точечных микроэлектронограмм ис-
следователю необходимо иметь четкое представление о методах по-
строения обратной решетки, а также уметь проводить определение тех
систем плоскостей, которые вызывают появление рефлексов на элек-
тронограмме.
Подробно теоретические вопросы и приемы расчета электронограмм
от монокристаллов приведены в работах [4, 5, 37, 133].
Знание симметрии электронограмм, т. е. определенного расположе-
ния рефлексов, помогает исследователю сделать предварительное
предположение о кристаллической структуре фазы, при непосредствен-
ном наблюдении дифракционной картины на экране электронного ми-
кроскопа. Используя устройство для наклона образца, можно получить
различные симметрии электронограмм с учетом того, что расположе-
ние рефлексов в виде шестиугольника характерно и для гексагональ- ,
ной и для кубической структуры; расположение рефлексов в виде ква-
драта указывает на то, что образец может иметь кубическую, тетра-
гональную или ромбическую структуру. В том случае, если из числа
полученных электронограмм от определенного участка образца нет
дифракционной картины с высокой симметрией, то можно допустить,
что данная структура образца не принадлежит к вышеперечисленным,
вероятно может быть моноклинной или триклинной '[37]. Однако ос-
новные сведения о кристаллической структуре исследуемого образца
могут быть получены только из анализа полученных электронограмм.
Исходя из того, что в практическом металловедении задачи микро-
дифракционного анализа в основном сводятся к получению и расчету
электронограмм от различных фаз карбидных, нитридных, боридных
и др., а также неметаллических включений кристаллическая структу-
ра которых известна, можно рекомендовать следующую последова-
тельность расчета электронограмм. Выбирают три рефлекса наиболее
близко расположенные к центральному пятну и образующие с ним
четырехугольник, стороны которого попарно параллельны, затем изме-
ряют расстояния от центрального пятна до каждого из рефлексов. По
формуле dhhi=clr определяют значения йН[ kl t[ Предполагаем фазы,
присутствие которых можно ожидать в исследуемом объекте. Пользу-
ясь таблицами межплоскостных расстояний, выбираем фазу, у кото-
рой имеются три аналогичных значения dhki и приписываем каждому
рефлексу на электронограмме соответствующие индексы. Методом
проб и ошибок подбираем ряд взаимосогласующихся индексов так,
чтобы
'[Лз^з^з]<=|,[/11^1Л] + [/12^2^2]- !
48
Все остальные узлы электронограммы могут быть проиндицирова-
ны векторным сложением.
Для подтверждения правильности индицирования следует рассчи-
тать углы между выбранными рефлексами, используя соответствую-
щие выражения для косинусов угла 0 и сопоставить их значения с
измеренными на электронограмме. Если получено хорошее соответ-
ствие этих значений, то для определения ориентировки монокристалла
следует определить индексы оси зоны (индексы плоскости обратной
решетки — и, v, w) путем перекрестного умножения индексов двух
выбранных рефлексов, используя следующий прием. Индексы двух
дифракционных пятен записываются дважды в две строки, причем ин-
дексы одного пятна располагаются под аналогичными индексами дру-
гого
I I
ftg I feg/g ZZg/Zg I Zg
Далее, исключив первый и последний столбцы (/г*, составляют
диагональные произведения и каждое последнее произведение вычита-
ют из предыдущего
п = fejZ2 — ft2/i; v = l1h2 — Zg/^; w = — h^k}.
Полученные значения и будут соответствовать индексам оси зоны (и,
v, w). Метод применим для системы любой симметрии.
Таблицы dhki и углов для кристаллов различных фаз, встречающих-
ся в сталях и сплавах можно найти в монографиях [4, 133], справоч-
нике Л. И. Миркина И др.
При индицинировании точечных электронограмм следует иметь в
виду, что стандартные рентгенометрические таблицы межплоскостных
расстояний '[133, приложение; справочник Л. И. Миркина, картотека
ASTM] содержат не полный перечень dhki, разрешенных законом по-
гасания, а лишь те из них, которые фиксируются на рентгенограммах.
Поэтому необходимы дополнительные расчеты возможных отражений,
как это сделано, например, авторами [4]'. Такие таблицы для многих
соединений, присутствующих в промышленных сталях и сплавах, име-
ются в ЦЗЛ завода «Красный Октябрь», однако ограниченный объем
данного издания не позволил включить их в справочник.
При индицировании микроэлектронограмм от предполагаемых в
исследуемом металле фаз удобно пользоваться сетками различных
сечений обратной решетки, построенными в масштабе используемого
электронного микроскопа. Методика построения таких сеток и схемы
сеток и комплектов для кристаллов с г. ц. к., о. ц. к. и др. решетками
приведены в монографиях [4, 5, гл. 9, в; 16; 17, приложения II—IV].
При расшифровке микроэлектронограмм как указано в книге
Л. М. Утевского [5] следует учитывать особенности дифракционных
картин, полученных в электронном микроскопе по сравнению с дифрак-
ционными картинами, полученными рентгеновским методом. На микро-
электронограммах, полученных особенно при исследовании на фоль-
гах, вследствие локальных изменений дифракционных условий,
возможно появление так называемых Лауэ-зон, двойных отражений,
дополнительных рефлексов. Это может усложнить расшифровку диф-
ракционных картин. Для большей достоверности их интерпретации
желательно иметь несколько микрофотографий структуры в’ светлом и
темном полях и микроэлектронограмм, .снятых в разных дифракцион-
ных условиях. ’
Дифракционный анализ структуры с использованием фольг, например
определение кристаллографической ориентировки и разориентировки
зерен (блоков), взаимной ориентации фаз, субструктуры, дислока-
ционной структуры, дефектов упаковки, двойников и др. в настоящем
издании не рассматриваются. Они подробно изложены в монографиях
[1, 5, 37, 132].
49
2. МЕТОД РАСТРОВОЙ
ЭЛЕКТРОННОЙ МИКРОСКОПИИ (РЭМ)
для ИССЛЕДОВАНИЯ МИКРОСТРУКТУРЫ
И СТРУКТУРЫ ИЗЛОМОВ СТАЛЕЙ
И СПЛАВОВ
Растровый электронный микроскоп (РЭМ) отличается от просвечива-
ющего электронного микроскопа (ПЭМ) принципиально иной системой
формирования изображения. Это определяет методические особенности
РЭМ и создает целый ряд новых аналитических возможностей метода
электронной микроскопии.
В РЭМ используется вторичное изучение, являющееся результатом
взаимодействия первичного пучка электронов с поверхностью иссле-
дуемого образца. Подробные сведения о формировании контраста в
растровом электронном микроскопе, конструкции прибора, областях
применения и другие сведения изложены в монографиях и обзорных
статьях [134—136]. .>
При исследовании металлических объектов особое значение имеет
ряд достоинств РЭМ в сравнении с просвечивающей электронной
микроскопией.
2.1. ПРЕИМУЩЕСТВА МЕТОДА РАСТРОВОЙ ЭЛЕКТРОННОЙ
МИКРОСКОПИИ В СРАВНЕНИИ С ПЭМ
Главное преимущество растровой электронной микроскопии — воз-
можность непосредственного исследования массивных металлических
образцов в широком диапазоне увеличений от 10 до 30. 000 и более,
с достаточно высоким разрешением. Поэтому во многих слу-
чаях отпадает необходимость в использовании весьма сложной и тру-
доемкой методики приготовления специальных объектов — реплик и
фолы, прозрачных для электронного луча. За счет этого существенно
сокращается длительность исследования (анализа) и устраняется
вероятность искажений, которые могут быть внесены в процессе
приготовления специальных электронно-микроскопических препаратов.
РЭД1 позволяет исследовать общий характер структуры всей
поверхности объекта при малых увеличениях и детально изучить
любой интересующий исследователя участок при больших увеличе-
ниях. При этом отпадает необходимость в разработке специальных,
иногда весьма трудоемких, прицельных методов, используемых при
исследований на ПЭМ. Переход от малых увеличений к большим на
РЭМ осуществляется быстро и просто.
В РЭМ достигается большая глубина фокуса, в сотни раз превы-
шающая глубину фокуса в электронном просвечивающем микроскопе,
что позволяет наблюдать объемное, изображение изучаемой структуры,
определять размерные факторы структурных составляющих не только
на плоскости, но и в объеме. Создаются условия прямого изучения
поверхностей с сильно развитым рельефом, например, изломов.
Возможность наклона образца на угол до 60° позволяет более
достоверно изучать характер разрушения (например, размер ямок), а
также изучать боковые поверхности подтравленных фаз и осуществ-
лять съемку участков поверхностей под различным углом для получе-
ния стереопар, что, как и в ПЭМ, особенно полезно при исследовании
структуры изломов.
В РЭМ имеется возможность детектирования целого спектра сиг-
налов, являющихся результатом взаимодействия первичного электрон-
ного пучка с массивным образцом. Каждый сигнал несет в себе до-
полнительную информацию об объекте. Так, сигналы поглощенных и
упругорассеянных электронов используют при качественном анализе
50
различий в химическом составе отдельных областей металла. Контраст
изображения в этом виде излучения обусловлен содержанием элемен-
тов с различным атомным номером '[64]. Для работы РЭМ в режиме
рентгеновского характеристического излучения или Оже-электронов
используются приставки, обеспечивающие детектирование этих видов
излучения.
Для практических целей металлургии наибольшее распространение
получили комбинированные приборы — растровый электронный микро-
скоп с приставкой для микрорентгеноспектрального анализа. Исполь-
зование таких приборов дает возможность наряду с вышеупомянутой
информацией изучить химический состав структурных составляющих
или отдельных локальных участков образца размером от 1 мкм,
чувствительность анализа при этом составляет десятые, а в некоторых
случаях тысячные доли процента. Следует иметь в виду, что точный
количественный анализ возможен только на плоских полированных
образцах. Анализ химического состава с поверхности изломов услож-
нен наложением влияния изменяющегося рельефа поверхности. Это
необходимо учитывать при исследовании фаз в изломах. Разрешаю-
щая способность РЭМ в режиме рентгеновского излучения ниже, чем
в режиме вторичных электронов, мелкодисперсные фазы размером
менее 1 мкм проанализировать не удается. Следует отметить, что
микрорентгеноспектральный анализ фаз в РЭМ возможен не только
на массивных образцах, но и в фолъгах и экстракционных репликах.
В последнем случае за счет отсутствия влияния матрицы удается изу-
чить состав более мелкодисперсных частиц (от 0,05 мкм и мельче в
скоплениях).
В растровой электронной микроскопии имеются широкие возмож-
ности автоматизации исследований с использованием ЭВМ.
Исследования в режиме Оже-электронов, специфические методи-
ки — кристаллографический анализ, магнитный контраст и другие
(см. [132, 134—137]) имеют достаточно узкое применение и в настоя-
щем справочнике не рассматриваются.
2.2. ПОДГОТОВКА ОБРАЗЦОВ К ИССЛЕДОВАНИЮ НА РЭМ
Подготовка образцов для исследования в растровом электронном
микроскопе достаточно проста, однако следует соблюдать определен-
ные требования, связанные с особенностями метода.
Размер образцов' ограничен размером сменных объектодержателей,
которыми оснащен прибор. В большинстве используемых в настоящее
время растровых микроскопов максимальный диаметр объектодержа-
теля составляет 20 мм, высота не более 10 мм. Могут быть исследова-
ны образцы любых меньших размеров, в том числе менее 1 мм
(микронная проволока, лента и др.).
При резке образцов для исследования на РЭМ под требуемый
размер (так, например, образцы после испытаний йа ударный изгиб
требуется отрезать до высоты 10 мм) необходимо избегать нагрева и
загрязнений исследуемой поверхности. В этом случае поверхность,
подлежащая исследованию, тщательно закрывается фольгой. Во
избежание нагрева резка производится медленно, с остановками, при-
меняется охлаждение водой или эмульсией. После резки следы
эмульсии и влаги удаляются, затем фольга снимается, образец про-
мывается в спирте или ацетоне и обдувается сжатым воздухом до
полного удаления жидкости.
Шлифы для исследования в РЭМ подготавливают обычными ме-
тодами с использованием механического шлифования и полирования.
В некоторых случаях используют методы химического или электроли-
тического полирования. Для выявления микроструктуры применяются
либо обычные реактивы и режимы травления, используемые в свето-
вой и электронной микроскопии, либо другие специальные реактивы.
51
Часто применяют глубокое травление. Такое травление имеет целью
выявление морфологии избыточных фаз.
В работе [138] для глубокого электролитического травления литой
стали, особенностью которой является образование тонкодифферен-
цированных карбидо-ферритных структур, применялся электролиг
следующего состава: 50 мл соляной кислоты, 25 —30 г калия —натрия
виннокислого, 1000 мл воды. Плотность тока 0,02—0,03 А/см2. Время
электролиза 10—40 мин (в зависимости от глубины травления).
Сложность методики глубокого травления состоит в том, что появля-
ется необходимость удаления нежелательных продуктов реакции.
Добавка калия — натрия виннокислого в указанный реактив подавляет
реакцию образования на поверхности таких продуктов. При примене-
нии глубокого травления возможно загрязнение поверхности углеро-
дом. В этом случае бывает необходимо проводить дополнительную
очистку в спирте на ультразвуковом диспергаторе УЗДН-1. Иногда
для получения качественной поверхности рекомендуется проведение
глубокого трехстадийного травления [139]. Первое травление произво-
дится после механического шлифования на грубозернистой бумаге для
снятия наклепанного слоя, второе —для снятия поверхностного слоя,
разрыхленного при первом травлении и, наконец, окончательное
травление — для выявления структуры.
К изломам, предназначенным для исследования на РЭМ, так же
как при исследовании на просвечивающих электронных микроскопах,
предъявляются высокие требования к чистоте исследуемой поверх-
ности. Наличие загрязнений неблагоприятно влияет на вторичную
эмиссию, вносит искажения при формировании изображения. Некото-
рые посторонние частицы, заряжаясь пучком электронов, отклоняют
его. Наличие окисной пленки существенно снижает разрешение деталей
изображения. Рекомендуется, так же как в ПЭМ, исследовать изломы
непосредственно после разрушения или, в случае необходимости, ис
пользовать методы очистки изломов, описанные в разделе 1.
Перед помещением образцов в объектодержатель их промывают
в спирте или ацетоне и тщательно обдувают сжатым воздухом.
Образцы в объектодержателе закрепляют специальным электропро-
водящим клеем. При недостаточном контакте образца с объектодер-
жателем изображение ухудшается.
2.3. НЕКОТОРЫЕ РЕЗУЛЬТАТЫ ИСПОЛЬЗОВАНИЯ РЭМ
ДЛЯ ИССЛЕДОВАНИЯ МЕТАЛЛА
Несмотря на то что растровая электронная микроскопия применяется
для исследования металлов сравнительно недавно (15—20 лет), с
'помощью этого метода уже получены интересные результаты как при
исследовании со шлифов, так и при анализе изломов.
Метод позволяет разрешить частицы размером от 0,05—0,1 /мкм,
что находится за пределами возможностей световой оптики.
В режиме характеристического рентгеновского излучения может
быть проанализирован состав отдельных фаз, входящих в конгломерат.
На РЭМ успешно изучают порошковые материалы, в которых
важно оценить морфологию частиц, их компактность и другие пара-
метры, требующие получения объемной информации [140].
Варьирование увеличений в широком диапазоне и большая глуби-
на резкости, достигаемая в микроскопе, значительно упрощают иссле-
дование поверхностей тонких объектов — торцовой поверхности тонко-
го листа, микронной проволоки и др. Использование методов реплик
и фольг для этих целей представляет серьезные методические труд-
ности.
На шлифах без травления могут быть исследованы в основном не-
металлические включения и некоторые другие избыточные фазы.
Новые данные получены при изучении структуры металла после
52
глубокого травления. Большая глубина резкости, достигаемая в РЭМ,
позволила на литой стали, раскисленной алюминием, после глубокого
травления в 5%-ном растворе брома в метиловом спирте, четко
выявить сложное дендритное строение корунда. На просвечивающем
электронном микроскопе при изучении на репликах со шлифа той же
стали такие включения обнаруживались лишь в виде скоплений раз-
нообразных по форме частиц [141].
В РЭМ с использованием глубокого травления установлено разли-
чие в строении избыточных фаз, располагающихся по границам зерен
сплава ХН62МВКЮ, выплавленного обычным методом и после
электронно-лучевого переплава и установить связь с технологической
пластичностью металла [142].
Применение глубокого травления позволило авторам [143] изучить
морфологию эвтектических фаз: сульфидной и карбидных — марган-
цовистых, ванадиевых и др. На основании полученных данных уточ-
нена кинетика их образования и установлена связь морфологии фаз
со свойствами.
Наиболее успешно РЭМ используется в области фрактографи-
ческих исследований. Перечисленные выше преимущества метода
значительно расширяют возможности получения комплексной инфор-
мации о строении поверхностей разрушения металла на макро- и мик-
роуровне и при этом ускоряется микрофрактографический анализ. Это
особенно важно при установлении причин неудовлетворительного ка-
чества металла, выяснении природы дефектов, возникающих в процес-
се металлургического производства. Кроме того, непосредственное
исследование разрушенного металла повышает объективность резуль-
татов исследования.
В некоторых работах [105] растровая электронная микроскопия,
как прямой и более объективный метод, использовался в комплексе
с ПЭМ с применением экстракционных реплик. При исследовании
структуры разрушения сплава ХН77ТЮР двумя методами были полу-
чены практически идентичные результаты при оценке характера раз-
рушения и влияния различных фаз на механизм развития трещины.
На растровом электронном микроскопе эти данные были получены
значительно быстрее. Однако, вследствие более низкой разрешающей
способности РЭМ, мелкодисперсные фазы с размером частиц менее
0,05 мкм в большом количестве присутствующие в изломе, не были
обнаружены. Влияние их на разрушение удалось выяснить только
при использовании ПЭМ методом реплик. Много работ, выполненных
с применением РЭМ посвящены изучению неметаллических включений
в изломах, и установлению связи их со структурой излома и свойст-
вами {8, 36, 38], а также изучению дефектов стали ([8, 144].
Для получения корреляционных зависимостей между морфологиче-
скими особенностями излома и свойствами материала часто бывает
необходим количественный подсчет структурных составляющих по всей
поверхности излома или в характерных зонах с математической обра-
боткой полученных результатов.
При проведении фрактографических исследований на просвечиваю-
щем электронном микроскопе получение количественных данных о
структурных составляющих излома представляет значительные труд-
ности. Для получения достоверных данных по излому одного образца
требуется просмотр большого количества кусочков реплик (до 10 и
более) с оценкой 200 и более ячеек, что занимает много времени |[39,
111, 145].
В растровом электронном микроскопе эти . сложности во многом
устранены. Количественный анализ на РЭМ может осуществляться
на значительной площади (до 200 и более мм2) без смены объекта ис-
следования, что в значительной мере ускоряет анализ. Достоверности
результатов при этом повышается ввиДу того, что исследование про-
53
водится непосредственно на металлической поверхности, а не в репли-
ке, как в ПЭМ. При количественной оценке структурных составляю-
щих в изломе на РЭМ следует иметь в виду, что могут быть искаже-
ния размеров ямок и других деталей в результате наклона участков
образца по отношению к электронному пучку.
В РЭМ количественные подсчеты можно проводить непосредствен-
но при просмотре изображения образцов на экране телевизора с ис-
пользованием масштабных сеток [140, 146].
В работах [36, 147] такая методика использована при исследова-
нии влияния неметаллических включений на характер разрушения и
свойства конструкционной стали. Производили количественный под-
счет структурных составляющих (вязкой, хрупкой) с учетом участков
разрушения по определенным типам включений — оксидам единичным,
скоплениям и в виде строчек, сульфидам. Используя приставку для
микрорентгеноспектрального анализа, уточняли состав включений. Ис-
пользование указанной методики позволило установить, что чем боль-
шую площадь занимает разрушение по пластичным сульфидам и стро-
чечным оксидам в зоне зарождения магистральной трещины, тем ниже
ударная вязкость стали.
Количественный анализ фрактограмм можно проводить с исполь-
зованием анализаторов изображения [148, 149]. В работе [148|
предлагается использование автоматического анализатора изображе-
ний для измерений размеров ямок вязкого излома, геометрических
характеристик избыточных фаз, взаимного удаления включений и др.
Замеры в данной методике производятся на рисованных фрактограм-
мах.
Кроме того, существуют методы автоматической обработки электри-
ческого сигнала, изменяющегося в соответствии с изменением исследу-
емого рельефа. Использование ЭВМ в системе РЭМ позволяет коли-
чественно анализировать изображение изломов методами математиче-
ской статистики, корреляционного анализа и др. {148, 150, 151].
При количественной оценке объемных параметров структуры раз-
рушения применяют метод стереопар. Количественное определение
глубины, высоты и углов наклона элементов рельефа осуществляют
наблюдая и проводя измерения стереопар в стереоскопах [8, 140].
Из изложенного очевидны широкие возможности РЭМ при иссле-
довании металла на шлифах и особенно в изломах. Высокая произво-
дительность этого метода, по сравнению с другими электронно-микро-л
скопическими методами, особенно ценна для практики заводских ла-\
бораторий. Применение РЭМ позволило бы значительно ускорить и
упростить исследование дефектов, возникающих'в процессе производ-
ства металла и его эксплуатации.
В заключение следует отметить, что разносторонние возможности
растровой электронной микроскопии ни в коей мере не исключают не-
обходимости широкого использования просвечивающей электронной
микроскопии, обладающей более высокой разрешающей способностью
и возможностью широкого дифракционного анализа. Целесообразно ис-
пользование РЭМ в комплексе с другими методами. Выбор комплекса
методов зависит от поставленной в исследовании задачи.
В атласе представлены примеры применения РЭМ для изучения
структуры сложных по составу фаз и неметаллических включений,
структуры изломов как самостоятельно, так и в комплексе с ПЭМ.
= 3. АТЛАС ЭЛЕКТРОННЫХ
МИКРОФОТОГРАФИЙ
3.1. ВВЕДЕНИЕ
Целью атласа является не только демонстрация возможностей мето-
дов подготовки объектов, изложенных в разделах 1,2, но и оказание
помощи читателям в расшифровке полученных электронно-микроско-
пических изображений структуры различных сталей и сплавов, покры-
тий, микрофрактограмм.
Представленные в атласе микрофотографии получены в основном
авторами настоящего издания и другими (фамилии которых указаны
в подрисуночных подписях) и являются результатом исследований
промышленных материалов, проведенных в металлографических лабо-
раториях по изучению влияния технологии производства, режимов тер-
мической обработки, легирования и микролегирования и др. на микро-
структуру, фазовый состав, характер разрушения металла в связи со
свойствами.
Иллюстрации получены в большинстве случаев в просвечивающих
электронных микроскопах среднего класса с напряжением 80—100 и
и 120 кэВ (BS-540, ЭМ-100, УЭМВ-100К) и в меньшем количестве с
использованием растровых электронных микроскопов JSMU-3 и др.
На рис. 1—44 приведены микрофотографии структур сталей и
сплавов различного состава и назначения. Они расположены в сле-
дующем порядке — конструкционные стали (углеродистые и легиро-
ванные), нержавеющие стали и сплавы, прецизионные и жаропрочные
сплавы.
. В подрисуночных подписях указаны материал исследования, состоя-
ние металла (литое, деформированное); режимы термической обработ-
ки; метод исследования (реплика, фольга); реактивы (номера по
табл. 1), применяемые для электролитического полирования и травле-
ния шлифов, также для отделения реплик (соответственно), реактивы
по табл. 2, использованные при приготовлении фольг.
В некоторых случаях указывается уровень свойств, соответствую-
щий той или иной структуре.
В описании электронных изображений микроструктуры сталей и
сплавов в большинстве случаев указана природа избыточных фаз, ко-
торая была определена микродифракционным анализом их в экстрак-
ционных репликах или фольгах. Состав некоторых более крупных
фаз, включенных в электронномикроскопический препарат, определял-
ся микрорентгеноспектральным анализом на микрозондовых прибо-
рах— MS-46 с приставкой для работы в режиме электронной микро-
скопии или приборе «Камебакс». В некоторых случаях, когда коли-
чество фазы в препарате было достаточно большое — ее природа оп-
ределялась методом фазового рентгеноструктурного, анализа реплик.
Состав фаз при исследовании на растровом электронном микроскопе
определяли непосредственно в микроскопе, используя приставку для
микроанализа.
На рис. 45—54 приведены микрофотографии неметаллических вклю-
чений различного состава — оксиды, нитриды и др., полученные с по-
верхности шлифа. Наиболее полно неметаллические включения пред-
ставлены на электронных микрофотографиях с изломов, поскольку
они во многих случаях являются очагами разрушения металла.
На рис. 55—94 приведены микрофрактограммы образцов после
разрушения на ударный изгиб или статическое растяжение при раз-
личных температурах (от —196°С до +1250°С), а также фрактограм-
мы различных дефектов металлургического производства. Состав не-
металлических включений в препаратах со шлифа и включений и др.
фаз в изломах определяли теми же методами, что и в случае исследо-
55
вания микроструктуры в просвечивающих и растровых микроскопах.
На рис. 94—125 представлена микроструктура оловянных, цинко-
вых, алюминиевых защитных покрытий на металле, полученных раз-
личными способами.
В подрисуночных подписях к фотографиям микроструктур защит-
ных покрытий, там где это важно, даются краткие сведения о способе
получения покрытий; приводятся состав электролита и режим нане-
сения гальванического осадка; химический состав расплава; концен-
трация легирующего элемента в металле основы; даются указания
о методе исследования (номер метода табл. 3) и составе реактивов,
использованных при подготовке реплик (номер по табл. 3).
Для горячих цинковых и алюминиевых покрытий приводится оцен-
ка прочности сцепления по технологической пробе на изгиб на 180°
без прокладки по пятибалльной шкале [121]: балл V — покрытие в
месте изгиба гладкое, без видимых невооруженным глазом трещин и
шероховатости; балл IV — поверхность покрытия на изгибе шерохо-
ватая, но без видимых трещин; балл III — покрытие не отслаивается,
но имеет в месте изгиба заметные невооруженным глазом трещины;
балл II — покрытие на изгибе имеет глубокие трещины, в месте пере-
гиба при механическом воздействии отслаивается, обнажая основу;
балл I — покрытие отслаивается в момент испытания.
В качестве металла основы для оловянных и хромовых покрытий
использована жесть толщиной 0,20—0,22 мм из стали 08кп, для цин-
ковых покрытий — полосовые стали 08кп и 08пс с разным содержа-
нием кремния толщиной 0,3—0,6 мм, для алюминиевых — 08кп той же
толщины.
Учитывая, что справочный материал по электронной металлографии
покрытий публикуется впервые, в подрисуночных подписях в некото-
рых случаях кратко поясняются наиболее важные детали микрострук-
туры и фазовый состав покрытий, с которыми приходится встречать-
ся в металловедческой практике.
2. МИКРОСТРУКТУРА СТАЛЕЙ И СПЛАВОВ
ис. I. Сталь У7А, после горячей деформации. Структура — пластинчатый перлит. Различные сно-
бы препарирования объектов (При репродуцировании уменьшение 4/5):
б — лаковая реплика (травление шлифа в реактиве № 5), оттененная хромом и отделенная же-
тином; цементит в перлите в отпечатке, что делает невозможным его дифракционный анализ;
личие теней у высечений затрудняет определение их истинного размера. X13 000; в, г — уголь-
fl реплнка (использованы реактивы № 2, 5. 6); цементит экстрагирован в реплику. ХЗ 500 н 13 000
। ветствеино; и, е — фольга (использован реактив № I); цементит; видна дислокационная струк-
I ра матрицы. XI3000 и 18000 соответственно
57
Рис. 2. Сталь 20К, литое состояние. Различные участки образца. Фольга. Использован реактив
№ 1 (при репродуцировании уменьшение 4/5):
о, б — пластинчатый перлит. Х8500 и 13000 соответственно; в — феррито-перлитная структура, темно-
польное изображение; на границах ферритных зерен выделения цементита (показаны стрелками).
Х22000; г — феррит с ориентированным расположением дислокаций — образование субзеренной
структуры; вдоль границ зерен феррита видны дырки от выделения цементита (показано стрелкой).
X13 000; д, е—феррит, дислокации распределены достаточно равномерно. Х8400 и 13 000 соответст-
венно
58
Рис. 3. Сталь 17Г1С. Различные формы выделения цементита после горячей деформации (а — в) и
последующей нормализации при <#60°С (г — е). Угольная реплика. Использованы реактивы № 1, 5, 6
(При репродуцировании уменьшение 4/5):
а — пластинчатый перлит с разоориентированными колониями (в углах — феррит). X16000;
б — участок пластинчатого перлита и цементит, образовавшийся прн распаде верхнего бейнита (иг-
лы). Х16 00Э, в — феррит и бейннт с распадом на феррито-перлнтную смесь. X16 000; г — цементит
волокнистого строения. Х16 000; д—то же, что на рнс. г. но цементит с менее четко выраженным
разветвленным строением и более короткими пластинками. Х17 800; е — сталь 17Г1С, мнкролегиро-
ванная бором (0,025%); тонкопластинчатый перлит с регулярным расположением пластинок н не-
большой участок феррита (Ф). X17 800
5»
Рис. 4. Сталь типа 0810 горячекатаная полоса тол
ной 18,5 мм. Микроструктура после нормализации
930°С (а, б) и после нормализации от 930°С и отпу|
при 650°С (в, г» б). Угольная реплнка. Использованы
активы № 3. 27, 48; доотделезне в № 39. Х8500: а —
рит с участком пластинчатого иерлита; б — выделе
третичного цементита в виде пленок по границам
ритиых зерен (Ц) и дисперсные включения ннтри
алюминия на границах первичных аустенитных зе
(Н); в — более грубые выделения третичного цемент
сфероидизация пластинчатого перлита; г— цемеитнт
частицы внутри ферритных зерен; д — грубые выделе
цементита по границам зерен
€0
Рис. 5. Сталь 08Ю, холоднокатаный лист толщиной 1—1,2 мм (предварительная обработка; горя-
чая деформация; температура конца прокатки 870—880°С; температура смотки в рулон в интерва-
ле 640—720°С). Границы зерен характерны для металла с различным уровнем пластических свойств.
Угольная реплика. Использованы реактивы К? 3, 5, 6 (При репродуцировании уменьшение 4/5):
с, б — температура смотки в рулон 640°С; относительное удлинение 40—41%; границы зерен фер-
рита тонкие; вдоль некоторых участков границ — дисперсные (а) или единичные правильной фор-
мы (б) выделения нитридов алюмииня. а — Х20 800, б — Х9 100; в, г — температура смоткн в рулон
680—700°С; относительное удлинение 28—32%; вдоль границ крупных зерен — нитриды алюминия в
виде разорванной кепочки (в); по границам и в приграничных зонах мелких зерен — нитриды алюми-
ния более дисперсные, многие частицы в виде пластинок (г); в — Х9100; г — X18200; д, е — тем-
пература смоткн в рулон 720—730°С; относительное удлинение 22—24%; вдоль границ н, особенно
на стыках трех зерен, выделения структурно свободного цементита в виде пленки (б) или грубых
частиц (е). Х9100
61
Рис. 6. Сталь 60, патеитированная проволока диаметром 3,5 мм. Аустенизация при 900—920°С,
температура соляной ванны 500°С. Угольная реплика. Использованы реактивы № 2, 5, 6. ХЮ 200,
срн репродуцировании уменьшение 4/5: а—тонкопластинчатый перлит; б — е — то же, с участками
верхнего бейнита различного строения (б — бейнит в виде игольчатого феррита, между иглами
распад по перлитному типу; в, г — цементит в бейните в виде почти сплошных цепочек; д, е — бей-
нит в виде зерен феррита — зернистый бейнит).
Наличие в структуре патентнрованной среднеуглеродистой стали значительного количества бейци-
та приводит к снижению пластических свойств
62
?ис. 7. Сталь У7А, патентрованная проволока диа-
метром 3,8 мм с последующей деформацией волоче-
нием с обжатием 40, 70 и 95%. Аустенизация при
.-т9°С, температура соляной ванны 550°С. Показано
злиянне деформации на структуру и морфологию це-
чентита. Исходная структура аналогична рис. 6. Уголь-
ная экстракционная реплика. Использованы реакти-
вы № 2, 5 6. с —в —XI1000; г— Х18000:
_ — степень деформации 40%; в отдельных зернах
колониях) перлита и в участках бейнитной структу-
ры произошла переориентация пластинок вдоль оси
деформации, в других — четко виден изгиб пласти-
-ж; б — степень деформации 70%; толщина пласти-
-.эк цементита уменьшилась от 70—80 до 10—30 нм,
= отдельных участках видно дробление пластинок
центр); в, г—обжатие 95%; процесс дробления пластинок превалирует, что свидетельствует о том,
-то пластичность цементита исчерпана, пластические свойства проволоки после такой деформации
тезко снижаются
63
Рис. 8. Сталь 45, патент рованная проволока диам
ром 3,8 мм с последующей деформацией волоченн'
(режим патентирования: температура аустенизац
980°С, температура соляной ванны 550°С). Показа
влияние деформации на структуру и морфологию
ментита. Угольная реплика. Использованы реакти
№ 2. 5, 6:
а — структура после патентирования; тонкопласп
чатый перлит с участками феррита нли верхи
бейннта. XI1000; б, в —деформация 50%; учас
структуры с различной степенью переориентации
ментитных пластин вдоль оси деформации в перлит
верхнем бейните; в феррите (Ф) хорошо ви
сильноразвитая фрагментация. XI10Q0; г — дефор
ния 75%; заметно утонение пластинок цементита; pi
личная степень переориентации цементитных плас
в перлитных колониях обусловлена их исход
кристаллографической ориентировкой относител
направления деформации. XI8000; д — деформа
90%; дальнейшее утонение пластин цементита;
зернах с неблагоприятной ориентировкой наблю
ется изгиб пластинок, дробления пластин цементит-
отличне от стали У7А (рис. 7), почти не наблю
ется; металл сохраняет остаточную пластичное
X18000
64
Рис. 9. Стали 20ХГ (с, б), 35СХНМ (в) и I8XHBA (г, д). Структура мартенсита. Различные спо-
собы препарирования объектов (При репродуцировании уменьшение 4/5):
с. б — лаковая реплика, оттененная хромом; травление шлифа в реактиве № 6; пакетный (рееч-
ный) мартенсит (на рис. а в центре — крупный кристалл); рельеф травления в мартенсите обу-
словлен либо распадом его в результате самоотпуска, либо высокой плотностью дефектов
।точно установить нельзя, так как изображение на реплике является отпечатком протравленной
структуры), а — X17000, б— Х12000; в — фольга, использован реактив № 1; пакетный мартенсит,
крупный единичный кристалл в центре. Х8500, г—фольга, реактив № 1; пакетный мартенсит и ос-
таточный аустенит. Х9400; д — то же, темнопольное изображение в рефлексе 002 аустенита; аусте-
нит располагается в основном по границам мартенситных кристаллов (светлый); на рис. вне, тон-
кие пластинчатые выделения в мартенсите по Данным микродифракции — карбиды, выделившиеся в
результате самоотпуска при закалке (рнс. в, г, д — по данным В. И. Изотова)
133
65
Рис. 10. Сталь 20ХГ. Изменение микроструктуры в зависимости от температуры отпуска; закалка от
1000°С. Угольная экстракционная реплнка. Использованы реактивы № 1, 5, 6. XI2000:
а — отпуск при 300°С, 2 ч; распад мартенсита с выделением внутри его кристаллов карбидов в ви-
де тонких ориентированных пластинок; б — отпуск при 400°С, 2 ч; структура аналогична а, ио
карбиды крупнее (в центре — крупный кристалл мартенсита отпуска); 6 — отпуск при 550°С, 2 ч; ча-
стично сохраняется мартенситная ориентация; карбиды значительно крупнее, чем после отпуска при
400°С, особенно вдоль границ бывших мартенситных кристаллов; г — отпуск при 680—700°С; мар-
тенситная ориентация нарушена; крупные выделения карбидов (0,2—0,4 мкм) располагаются в ос-
новном по тонким границам новых зерен рекристаллизованного феррита; в объеме зерен неболь-
шое количество мелких частиц (0,1—0,15 мкм)
66
Рис. 11. Сталь I8X2H4BA. Структура после закалки от 950°С и отпуска при различных температу-
рах. Угольная экстракционная реплика. Использованы реактивы № 3, 5, 6. Х7600:
а — отпуск при 18()°С, 2 ч; дисперсные карбиды в более крупных иглах мартенсита, в виде тонких
ориентированных пластинок, выделившихся в процессе самоотпуска при закалке; границы быв-
ших аустенитных зерен (71 —стык 3 зерен) н границы мартенситных кристаллов (М) тонкие, без
выделений; б, в — отпуск при 560°С, 2 ч; сохраняется мартенситная ориентация; наблюдается пре-
имущественный рост карбидных частиц по границам бывших мартенситных кристаллов и грани-
цам аустенита (в объеме матрицы карбиды более дисперсные); г — отпуск при 650°С, 2 ч; карби-
ды более однородные но размерам, чем после отпуска при 560°С; четко видны новые тонкие гра-
ницы рекристаллизованного феррита
Зак. 133
67
Рис. 12. Стали 08Г4Б, 08ХГ и 07ХЗГНМ малоуглеродистые ферритомартенситные- Микроструктура
после закалки и нагрева в межкритическом интервале температур, обеспечивающем высокую плас
тичность и деформационное упрочнение. Фольга. Использован реактив № 1 (По данным
М. Н. Панковой):
а, б — сталь 08Г4Б после закалки от 900°С н нагрева при 680°С, 20 мин, охлаждение в воде
(а — феррит н мартенсит; феррит имеет ячеистую дислокационную структуру; б — феррит и оста-
точный аустенит; внизу, справа феррит с четко выраженной ячеистой структурой). X18000; в — сталь
07ХЗГНМ после закалки от 900°С и нагрева при 780°С1> 1 ч, охлаждение в воде, феррит в виде
зерен с ячеистой дислокационной структурой (Ф) и реечный мартенсит (Al). X18000; г — сталь
08ХГ после закалки от 900°С и нагрева при 760PQ 1 ч, охлаждение в воде; феррит с прослойками
дислокационного мартенсита. XI9500
68
Рис. 13. Сталь ЗОХЗН2МФБ мартенситного класса. Микроструктура после нагрева при 1200°С и
изотермической выдержки при 620°С, 20 мин, охлаждение в масле. Фольга. Использован реактив
Ne 1 (По данным А. Ф. Еднерала): а — дислокационый пакетный мартенсит с различной ориенти-
ровкой пакетов в соседних зернах исходного аустенита. Х30000; б — дислокационный мартенсит с
двойниками превращения (темные); светлонольное изображение. Х30000; в — то же, темнопольное
изображение двойников (светлые). Х36000
69
Рис. 14. Сталь HJ6T2 (ДП75) высокопрочная, мартенснтно-ста реющая. Микроструктура после за-
валки от 850°С с охлаждением на воздухе и отпуска (старение) при 600°С, 1 ч. Фольга. Использо
ван реактив № J.X36000. (По данным А. Ф. Еднерала):
а — безуглеродистый пакетный мартенсит с иглообразными выделениями интерметаллидной фа-
зы rj-NigTi (г. п. у.) с различной ориентировкой; светлопольное изображение; б — то же, темно-
аольное изображение в рефлексе фазы Ni3T
7®
Рнс. 1Б. Сталь 38ХМЮА, легированная азотом, после нормализации и различных режимов азоти-
рования. Размер н распределение нитридов алюминия при нензоморфном распаде (о. ц. к.->г. ц. к)
Темнопольное изображение (применение его позволило выявить весьма дисперсные нитриды Г
Фольга Использован реактив № 1. X100000. (По данным А. В. Гавриловой):
а — азотирование при 520°С, 20 ч; гомогенное выделение; средний размер нитридов 2 нм, плотность
распределения 1,4-10‘7 см—3; б — то же, выделения нитридов в перлите по границам цементит —
матрица (эти выделения крупнее, чем выделения в феррите); в — азотирование при Б60°С, 6 ч;
средний размер нитридов в феррите 3,5 нм, плотность распределеиня 7.2-10,в см—3; г — азотирова-
ние при 620°С, 5 ч: средний размер нитридов в феррите 6 нм, плотность распределения 2,6-Ю1® см—3
71
Рис. 16- Стали 08Г2Б и 08Г2МБ после контролируемой прокатки (нагрев (250°С, температура конца
прокатки 850°С). Размер и распределение карбонитрндов ниобия в феррите. Фольга. Использован
реактив № I. XI00000 (По данным А. В. Гавриловой):
а — сталь 08Г2Б, <т =5,9 МПа, светлопольное изображение; выделение карбонитрндных частиц в
основном на дислокациях; средний размер частиц 6 нм, плотность распределения 4-10!& см—3;
б — то же, темнопольное изображение в рефлексе карбонитрида ниобия: в — сталь 08Г2МБ,
0=6,8 МПа, светлопольное изображение; выделение карбонитрндных частиц в основном по зерну,
частично на дислокациях; средний размер частиц 5 им, плотность распределения 7-1015 см—3,
г — то же, темнопольное изображение в рефлексе сложного карбонптрида
72
73
Рис. 17. Сталь 12X1 МФ (квадрат 14 мм) после нормализации от 980°С и отпуска при 750°С, 4 ч.
Изменение микроструктуры в зависимости от содержания азота и алюминия. Угольная реплика,
использованы реактивы №3,6,6 (или 10) — а, в, д, е. Фольга, использован реактив № 1—б, г:
— феррит и отпущенный верхний бейннт; содержание азота н алюминия по 0,01%-Х7600;
6 — равномерное распределение дислокаций в феррите; 0,01% N; дисперсные частицы карбоннтрида
ванадия, имеющего округлую форму и размер десятки нанометров, выделяются преимущественно
на дислокациях. X107000; с, д — содержание алюминия 0,05%, азота 0,04%; в — 0,05% А1; 0,04% N;
структура феррито-перлитная; дисперсных карбидов и нитридов ванадия (более крупные, темные)
значительно больше в феррите, чем в перлите; узкие приграничные зоны свободны от дисперсных
частиц; дисперсные выделения в виде строчек в феррите — нитриды алюминия (показано стрел-
кой). X 7600; г — 0,05% А1, 0,04% N; неравномерное распределение карбоннтрида ванадия, выделе
ние которого происходит на дислокациях; в отдельных участках ферритного зерна наблюдается их
строчечное расположение. Х52000; д. е — структура после испытания иа длительную прочность
при 540°С. 720 ч (д — феррнто-перлитная структура; плотность распределения карбидов и нитридов
ванадия ниже, чем на рнс. в; на межфазной границе видны выделения карбидов на основе хрома
(показаны стрелками): в этих зонах дисперсных частиц значительно меньше, чем в объеме зерен.
Х5600; е — скоагулироваиные частицы карбонитридов ванадия располагаются в дислокационных
узлах; дислокации образуют ячеистую структуру с различными размером н формой ячеек. Х34000
Рис. 18. Сталь 12Х1МФ (квадрат 14 мм), мпкролеги-
рованная цирконием (0,09%). Термическая обработка
и методы приготовления объектов те же, что и в
случае рнс. 17: а — реплнка; содержание азота и
алюминия примерно по 0,01%; струю ура феррито-
бейнитная; в феррите и по бейниту — дисперсные вы-
деления карбидов ванадия. Х7600; б —фольга; со-
держание азота 0,026% и алюминия 0.075%; субзерен-
ная структура ферритной матрицы; на гра’ ицах
субзереп выделения дисперсного карбида; в—• репли-
ка; содержание азота и алюминия по 0,01%; струк-
тура после испытания на длительную прочность при
570°С. 3700 ч аналогична рнс. а, но плотность распре-
деления карбидов ванадия выше; в отдельных
участках бейнита высокая плотность цементита;
вдоль границ зерен видны зоны, свободные от
дисперсных выделений. Х76О0
74

Рис. 19. Теплоустойчивая сталь 12X1 МФ (деформи-
рованная, квадрат 14 мм), микролегированная борот
(0,006%). Содержание азота и алюминия по 0,01%-
Термическая обработка стали и метод приготовления
объектов аналогичны тем, что и в случае рис. 17:
а — реплика; структура верхнего бейнита с дисперс-
ными карбонитридами ванадия, цементит в виде ок-
руглых частиц и пластинок. Х7600; б — фольга:
верхний бейнит; цементитные выделения по границам
реек a-фазы. Х28000; е — то же, темно пол иное изобра-
жение; реечное строение бейнита. Х34000; г—фолъ-
га; границы ферритных зерен; дислокации в
дисперсные карбиды в феррите выявлены непол-
ностью из-за различий в деформационном контрасте
при формировании изображения. Х34000; д — фольга;
участок ферритного зерна вблизи границы (внизу,
слева); дисперсные карбиды ванадия в виде пласти-
нок имеют периодическое расположение (подобно
модулированной структуре) внутри субзерен — сетка
дислокаций. Х34000
75
Рнс. 20. Сплав 25Н29М, модельный и сталь 35СХНМ. Структура после ВТМО. Аустенизация от
1000°С, быстрое охлаждение в печи до 800°С, деформация с обжатием 35%, охлаждение в воде.
Фольга. Использован реактив № I. Х30000 (По данным А. Г. Козловой):
а — сплав 25Н29М; полигональная субструктура в аустените, формирующаяся при горячей деформа-
ции за счет скольжения дислокаций (переползание, поперечное скольжение); внутри аустенитных
зерен плотность дислокаций мала; б — сталь 35СХНМ; в процессе горячей деформации в' стали,
как и в сплаве 25Н29М, формируется полигональная субструктура; при последующей закалке за
счет образования мартенсита происходит <иаследованне» полигональной субструктуры исходного
аустенита мартенситом
76
Рис. 21. Сталь 40С2Х. Термообработка: по-
ковки — отжиг при 900°С, 3 ч; полосы
11X40X200 мм —закалка от 900°С, 30 мии,
охлаждение в 6%-ном растворе NaCl.
ВТМО полосы 18X40X180 — прокат на 40%
при 900°С за 1 проход с линейной ско-
ростью 0,2 м/с, охлаждение
растворе NaCl; заключительная
для всех образцов — отпуск
1 ч. (Микроскоп — HU-200E,
напряжение 175
реактив № 1.
уменьшение 4/5
ского [151]):
а — закалка и отпуск при 180°С; структура
крупного пакета — системы
ориентированных кристаллов
шириной от 1,0 до 0,15 мкм с плотностью
дислокаций до 10" см—2; в центре поля
кристаллы частично ориентированы под
углом 90°С к общему направлению длин-
ных осей кристаллов. Х4800; б — та же об-
работка; дислокационная структура круп-
ного кристалла пакетного мартенсита;
почти взаимноперпеидикулярных направлений; по
линейной
в 6%-иом
операция
при 180°С,
_ _ , ускоряющее
кВ). Фольга. Использован
При репродуцировании
(По данным М. Н. Спас-
одинаково
мартенсита
иаблюдается сетка дефектов не менее чем двух . . .
мере убывания толщины фольги падает и плотность дислокаций. Х28000; в — ВТМО и отпуск прн
180°С: заметно существенное измельчение структуры мартенсита по сравнению с рис. а; в преде-
лах поля микрофотографии наблюдается несколько пакетов с резко измельченными кристаллами
мартенсита шириной 0,15—0,6 мкм. Х4800; г — закалка и отпуск прн 180 н 600°С; феррнто-карбид-
ная смесь сохраняет некоторые черты мартенситной структуры — остатки пакетной группировки;
V—та же обработка: тонкая структура отдельного зерна; видно различие в размерах карбидов
высокого отпуска иа границах новых зерен феррита н внутри них; толщинные контуры экстинкции
окаймляют зерна с большеугловымн границами, сеткн дислокаций — полигоны. Х34000; е — ВТМО,
отпуск при 180°С и прн 600°С; как и после обычной закалкн структура сохраняет некоторые черты
пакетного мартенсита, но отличается от обычной высокоотпущеинбй стали повышенной плотностью
дефектов. Х48ОО; ж— та же обработка; тонкая структура отдельных зерен; карбиды высокого
отпуска более мелкие, чем на рис. е: видны толщинные контуры экстинкции, окаймляющие зерна
с . большеугловымн границами. Х34000
77
Рис. 22. Сплав ХН65МВ (ЭП567). Микроструктура после закалки и различных режимов отпуска.
Угольная реплика. Использованы реактивы № 4, 10, 10:
а — закалка от 1200°С; у-твердый раствор; по границам и в объеме — первичные карбиды типа М6С.
Х7600; б — закалка от 1200°С, отпуск при 800°С, 10 мин; карбиды типа МбС по границам в виде
почти сплошной цепочки нлн отдельных колоний эвтектического строения; внурти зерен — ц-фаза
типа Ni?Mo6 в виде пластинок. Х5400; в — закалка от 1200°С, отпуск при 800°С, I ч; фазы те же.
что и на рис. б; карбиды и p-фаза видны не только на границах, но н в приграничных зонах и
внутри зерна. Х5400; г — закалка от 1200°С, отпуск при 1000°С, I ч; скопление фаз на стыке трех зе-
рен; карбиды типа М«С н p-фаза (в виде пластинок) крупнее, чем иа рис. б, в; они располагаются
в основном на границах, более мелкие выделения — внутри зерна. X5400
78
Рнс. 23. Стали 12Х18Н10Т и 03Х18Н12 аустенитные»
выплавленные в вакууме. Изменение структуры в за-
висимости от содержания углерода н тнтаиа. Уголь-
ная реплнка. Использованы реактивы № 1. 6. 6
(или 10):
а — сталь 03Х18Н12 (0,002% С, 0,002% Ti); структура
аустенита; границы зерен тонкие, выявленные толь-
ко после глубокого травления. Х7600; б — сталь
03Х18Н12 (0,020% С, 0,08% Ti); структура двухфаз-
ная— аустенит и б-феррит (Ф); на межфазной гра-
нице и внутри зерен аустенита выделения cr-фазы в
виде удлиненных н разрозненных частиц. Х7600;
е— сталь 12Х18Н10Т (0,12% С, 0,10% Ti); структура
однофазная; на границах зерен аустенита массивные
выделения карбонитридов титана, выделения в виде
дендритов — карбид хрома типа М2зСе; г, д— сталь
марки 12Х18Н10Т (по 0,1% С и Ti); структура одно-
фазная; вдоль границ зерен аустенита выделения
карбонитридов и нитридов титана; в приграничных
зонах отдельных зерен — скопления дисперсных кар-
бидов титана (размер частиц 0,02—0,2 мкм). Х5400
(г) и 7600 (д)
79
Рис. 24. Сталь 08X21Н10Г6 коррознонностойкая, фе_
рнтного класса, горячекатаная, квадрат 101 мм 4
д) н сталь типа 09Г2С, нормализация, квадро
75 мм (в) и полоса (г, д). Угольная реплика. Нспс ’
зованы реактивы № 3, 10, 25:
а, б — а -твердый раствор (виден рельеф травления
границы зерен имеют зубчатое строение за сч
своеобразного роста пластинок карбида типа
четко видны приграничные зоны с рельефом трав?
ния, отличным от объема зерна (светлые), ч
косвенно свидетельствует об нзмененни состава тве
дого раствора по хрому, который входит в сост
карбида. Х6000; в — та же структура; выделения
границам представляют собой цементит, в состав к
торого входит марганец; зоны твердого раствора
измененным химическим составом вблизи цементи
видны менее четко, чем на рис. а, б. Х52С0; г, д — f
кристаллизованный феррит, участки перлита (внизу
справа) н бейннт в виде ферритных нгл с распад
по перлитному типу. Х2500 (г) и 5200 (д)
80
a
81
Рис. 25. Сталь 07XI9H10B аустеиито-ферритного класса (горячекатаная, квадрат 101 мм). Микро-
структура стали — аустенит, 5—10% С-феррнта, карбонитрнды ниобия различной дисперсности.
Различные участки. Угольная реплика. Использованы реактивы № 3, 16 нли 22. 30:
с, б — карбоннтриды по границам аустенитных зерен в виде компактных частиц н пленочных
частиц соответственно. Х7800; в — вытянутое вдоль прокатки зерно 0-феррита, в феррите н на гра-
нице феррит — аустенит карбонитриды ниобия. Начальная стадия фрагментации зерен феррита
(стрелка). Х7800; г — рекристаллизация феррита, формирование новых зерен н выделение по гра-
ницам карбоннтридов; внутри зерна—дисперсные карбоннтрнды пленочного характера (слева
стрелка). Х6000; д, е — крупные выделения карбонитрида ннобня в аустените, образовавшиеся прн
затвердевании слнтка (д — Nb(C, -N) частично растворившиеся при нагреве под прокатку); при ох-
лаждении деформированного металла растворившиеся частицы карбоннтрнда ниобия вновь выде-
ляются в виде дендритных образований на границе зерна (б) или вблизи крупных включений [О,
е). Х4000
Рнс. 26. Сталь 08Х22Н6Т (ЭП53) аустеннто-ферритного
класса, лист толщиной 14 мм (термическая обработ-
ка: закалка от Ю20°С, охлаждение в воде). Микро-
структура после травления в различных электроли-
тах. Х7800: а —травление в 10%-иом растворе щаве-
левой кислоты (№ 15) позволяет дифференцировать
феррнт (гладкий), аустенит со следами рельефа и
карбиды (черные) на межфазных границах и внутри
зерен; б — травление в реактиве Круппа (№ 17) вы-
являет феррит (гладкий) и мартенситные иглы в
аустените; в — травление в реактиве Круппа (Д’° 17)
и дополнительное травление в кипящем растворе
Гросбека (перманганат калия 4 г, перекись натрия
4 г, вода 100 мл); феррит — темного цвета за счет
образования на нем окисной пленки, которая отде-
ляется вместе с угольной репликой, аустенит — свет-
лый (в нем различаются иглы мартенсита)
82
Рис. 27. Сталь 14Х17Н2 (ЭИ268) мартенсито-феррит-
ного класса. Микроструктура после различных режи-
мов термической обработки. Угольная реплика. Ис-
пользованы реактивы № 3, 28, 26:
а — горячекатаный лист толщиной 2 мм; отжиг при
760—780°С, замедленное охлаждение; феррит, отпу-
щенный мартенсит, карбиды двух различных групп;
более крупные расположены по границе раздела фаз,
мелкие — в отпущенном мартенсите. X4000; б — тоже,
повторный нагрев прн 680—700°С, замедленное охлаж-
дение; карбиды более однородные по размерам, чем
на рис. а. Х4000; в — холоднокатаный лист толщиной
0,8 мм; нормализация при 980°С; матрица волокни-
стого строения; зерна раздроблены н вытянуты,
карбиды (темные) расположены цепочками. Х4800;
г — то же, отжиг при 780°С; видны рекристаллизо-
ванные зерна 6-феррита (Ф), небольшое количество
карбидов. Х4800; д — горячекатаный лист толщиной
2 мм, закалка от 950°С и отпуск при 650°С, охлаж-
дение на воздухе; четко видны границы зерен, на
границах округлые выделения карбидов, не раство-
рившихся при иагреве; в мартенсите выделения
карбидов дисперсные, в виде тонких пластинок.
Х7600
83
Рис. 28. Сталь 03Х20Н20М4 (0,05%С) аустенитн
Микроструктура после закалки от 1100°С. охлаж
ние в воде н различных режимов отпуска. Уголь
реплика. Использованы реактивы № 2, 6, 10. Х74
а — закалка от 1100°С, 20 мин; структура одиоф
ная; границы зерен аустенита тонкие, они выявле
только после глубокого травления (виден рел.
травления); б — отпуск при 650°С. 50 с; в структ>
три избыточные фазы: карбид МдеСв в виде эвтек
ческих образований по границам зерен и в приг
личных объемах; нитрид хрома типа Cr2N в ви
очень тонких пластинок (иголок) в объеме зер
карбид МсС в виде крупных компактных час
(внизу); в — отпуск при 750DC, 1 ч; карбнд в вг
своеобразных эвтектических образований МгзСе
границам и в приграничных объемах; г — отп\
при 750°С, 50 ч; те же фазы, что и после отпу.
при 650°С, 50 ч, но размеры частиц значится
крупнее; дополнительные выделения о-фазы по г
ннцам зерен; д — отпуск яри 950°С, 50 ч; по гра
цам зерен и в приграничных зонах расположены .
деления трех фаз: карбид типа МеС правили*
формы, эвтектический карбид типа МгзСе и о-фаза
виде крупных продолговатых частиц
84
Рис. 29. Сталь 03Х20Н2ОМ4ГБ (ЗИ35) аустенитная.
Микроструктура после различных режимов терми-
ческой обработки. Угольная реплика. Использованы
реактивы № 4, 6, 10. Х7200:
а — закалка от 1070°С, охлаждение в воде; внутри
аустенитных зерен — карбонитрнды инобия; границы
зерен после глубокого травления выявились не четко;
б — закалка от 1070°С и отпуск при 650°С, 50 ч; по
границам и внутри зерен — карбонитриды ниобия;
более дисперсные частицы в виде цепочки по грани-
цам— карбиды типа МгзСе; в — закалка от 107СГС и
отпуск при 750°С, 50 ч; те же фазы, что н на рис. о,
но значительно больше эвтектического карбида типа
М23Св и выделения грубее; г — закалка от 1070°С и
отпуск при 800°С, 2 ч; в объеме зерен выделения
карбоннтрнда ниобия, их больше, чем на рис. б, в,
вдоль границ — дисперсный карбид М2зСе в виде це-
почки и тонких эвтектик; компактные выделения —
о-фаза сложного состава (Fe — Ni— Сг — Мо); д —
закалка от 1070°С и отпуск при 900°С, 2 ч; те же
фазы, что и после отпуска при 800°С, но размер
частиц и количество их больше
85
I
1
I
Рис. 30. Сплавы 03ХН31МГД и 03ХН31МГДБ (ЗИ81) на железохромоннкелевой основе с различным
содержанием инобия (а, с, д — без ниобия, б, а, е — с 0,77% ХЬ). Микроструктура сплава после
различных режимов термической обработки. Угольная реплика. Использованы реактивы № 4,6
(12. 10); 10. Х5400 (При репродуцировании уменьшения 4/5):
а — закалка от 1050°С, 20 мнн; на границах зерен в сплаве без ниобия видны разрозненные кар-
биды типа М«С; б - то же, карбиды Типа МбС и карбонитриды ниобия; даже после глубокого
травления границы выявились не четко, в — закалка от И50°С, 20 мин и отпуск при 800°С, 1 ч: в
структуре две фазы, выделившиеся прн отпуске: карбид МсС округлой формы в виде непрерывной
цепочки на границе и о-фаза сложного состава внутри зерна в виде пластинок размером по тол-
щине до 0,18 мкм и по длине до 1,0 мкм; более крупные частицы округлой формы — карбид МеС,
не растворившийся при нагреве под закалку; г — та же термообработка; общее количество избы-
точных фаз больше, чем в сплаве без ниобия, внутри зерен две избыточные фазы: о-фаза в виде
грубых пластинок, часто образующих друзы, н частицы правильной и округлой формы — карбо-
ннтрнд ниобия; выделения по границам зерен образуют почти сплошную цепочку; д, е — закалка
от П50°С, 20 мин и отпуск при 1000°, I ч; выделения о-фазы в виде грубых пластинок, располага-
ющихся в основном внутри зерен; толщина частиц примерно 1,5 мкм, длина 3,0 мкм; более гру-
бые выделения неправильной формы — на границах; частицы правильной и округлой формы — кар-
бид МсС; в сплаве с ниобием (е) избыточных фаз меньше, чем в сплаве без ниобия; вдоль гра-
карбонитрида ниобия; массивные продолговатые выделения вдоль границ — сг-фаза.
1лава ниобием ускоряет процесс выделения о-фазы при 800°С и подавляет его прн
ниц — частицы
Легирование с
1000°С
86
Рис. 31. Сталь 0Х22Н5Т (ЭП543). Микроструктура после горячей деформации, закалки и старения
при различных режимах. Угольная реплика. Использованы реактивы № 4, 10, 10 (При репродуциро-
вании уменьшение 4/5):
а, б — 800°С, 10 ч и 850°С, 10 ч; в структуре три фазы—дисперсные округлые выделения метаста-
бильной фазы у'—'Ni3(Ti; Al), г. ц. к. (отпечатки); пластинки стабильной фазы Tj — NiTi. г. п. у.
(отпечатки), вблизи них частицы у' отсутствуют; выделения, фиксированные в реплике, — р-фаза
типа FezMoe; с повышением температуры отпуска количество т'-фазы уменьшается, p-фазы увели-
чивается, а — XI1200, б — Х7600; в — 900°С, 10 ч; в структуре присутствует один избыточная фаза
р типа Fe?Mo6- XI1200; г—е — различные участки структуры стали после высокотемпературной де-
формации (перегрев); во границам зерен карбиды хрома типа СггзСс в виде дендритных и эвтекти-
ческих образований, г, д — X11200, е — Х7600
87
Рис. 32. Сталь 08Х18Г8Н2Т (КОЗ) аустенито-феррптного класса. Микроструктура после различных
режимов горячей деформации, закалки и отпуска. Угольная реплика. Использованы реактивы
А"о 3, 45 (17 для в), 5 (а. б): « — горячая деформация при 1160—1180*43; феррит (гладкие участки)
и аустенит (рельефный); в аустените карбонитриды титана. Х4000; б — горячая деформация при
1160—1180°С, закалка от 1020°С и отпуск при 550°С; рекристаллизованные зерна феррита, аустенит
с рельефным строением; на межфазных границах выделения карбонитридов титана. Х7800; в, г —
горячая деформация при 1120—1150°С. закалка с 1100°С в воде и отпуск при 650°С; в феррите ди-
сперсные выделения карбидов МгзСе н участки игольчатого строения — аустенит (с), в — Х9800,
г — Х7800
88
Рис. 33. Сплавы коррозионностойкие ти-
па Н70М (ЭП495) и Н70МФ (ЭП814Л)
с содержанием ванадия около 1,5%.
Микроструктура после различных ре-
жимов термической обработки. Уголь-
ная реплика. Использованы реактивы
№ 4. 10, 10. Х9100:
а — (сплав Н70М), б (сплав Н70МФ) —
закалка от 1100°С, охлаждение в воде
и отпуск при 600°С, 2 ч; в обоих спла-
вах на границах зерен твердого раст-
вора .N1—Мо — дисперсные выделения
карбидов типа Mi2C (NisMo6C) (пара-
метр решетки а— 1,086 им) в виде раз-
розненных частиц или скоплений; в
сплаве без ванадия количество зерно-
граничных выделений больше, чем в
тройном сплаве Н70МФ; в (Н70М),
г (Н70МФ) — закалка от 1100°С, охлаж-
дение в воде и отпуск при 700“С, 2 ч;
на границах зерен те же фазы, что и
после отпуска прн 600°С, но частицы
карбидов более крупные; д (Н70М),
е (Н70МФ) — закалка от 1100“С, ох-
лаждение в воде и отпуск при 800°С,
2 ч; в обоих сплавах наряду с зерно-
граничными выделениями дисперсных
карбидов типа Mi2C в сплаве Н79М
видна упорядоченная фаза Ni4Mo, а в
сплаве Н70МФ — Ni2Mo.
Легирование сплава никеля с содержа-
нием 27% Мо и 1,5% V замедляет вы-
деление карбидов типа Mi2C по грани-
цам зерен прн 600—700°С, что ведет к
повышению стойкости его сварных со-
единений против межкристаллитной
коррозии {28]
Рнс. 34. Сплав 35НКТ аустенитный, дисперсионного-
деющий. Микроструктура и фазовый состав п.
различных режимов термической обработки. Уголье
реплика. Использованы реактивы № 1, 6, 43. Х2С»
(При репродуцировании уменьшение 4/5):
а —закалка от 950°С, охлаждение в воде; у-Тх-
дый раствор с двойниковыми образованиями; ви.
рельеф травления; б — закалка и старение п
575°С, 4 ч; внутри зерен равномерно распределен
частицы (отпечатки) размером 10—30 нм упрочь
ющей метастабнльиой фазы типа £ — Ni3Ti, г. ц. l
выделившейся в результате распада пересыщени
твердого раствора (гомогенный распад); вдоль гр.
ниц зерен карбонитриды титана; структура соот -
ствует оптимальной прочности сплава, е — зака-т
н старение при 600°С, 4 ч, прерывистый (гетерог
ный) распад твердого раствора; границы зерен
ляются фронтом зарождения фазы, где оиа выдел
ется в более ранний период, чем в объеме; в эт
зонах начинается процесс образования стабильв
фазы типа Т) — Ni3Ti, г. п. у. в виде орненти рован н\.
пластинок; г — закалка и старение при 800°С, 4 ч:
рекристаллизованной матрице — ?)-фаза, участки с
тастабнльной фазой типа ₽ — NhTi, г. ц. к. с разг-
ром частиц 65—70 нм; д — закалка и старение с
85СРС, 4 ч; рекристаллизованный твердый раст-
единичные пластинки фазы 7)—Ni3Ti; тверд
сплава близка к той, которая была после зака..
«0
Рис. 35. Сплав 36НХТЮ аустенитный, дисперсионно-
твердеющий (пруток 8 мм). Микроструктура после
закалки и различных режимов старения.
Угольная реплика. Использованы реактивы № 2, 8.
16 (а — X12000; б — 16000, в — д — Х20000; прн ре-
продуцировании уменьшение 4/5):
а — закалка от 950°С, охлаждение в воде; у-твердый
раствор; на границах зерен аустенита карбиды н
ннтриды титана; б — закалка от 950°С и старение при
700°С, 4 ч; распад твердого раствора происходит по
типу прерывистого; внутри зерен выделения мета-
стабнльной т'-фазы Nis(Ti, Al), г. ц. к. с размером
частиц 15—30 нм: в приграничных объемах, где рас-
пад произошел раньше, чем в объеме, выделения
этой фазы более крупные (40—50 нм), виден процесс
выстраивания частиц и образование пластинок;
структура соответствует оптимальной прочности спла-
ва; в — закалка от 950°С н старение прн 750°С, 4 ч;
прерывистый распад; прн передвижении отдельных
участков границ происходит рост и ветвление частиц
у'-фазы с образованием своеобразной формы пласти-
нок; частицы упрочняющей фазы внутри зерен
крупнее, чем после старения при 700°С (30—40 нм);
г — закалка от 950°С и старение при 800°С, 4 ч; в
структуре две избыточные фазы: у'— Ы1з (Ti, Al) с
размером частиц 45—50 нм, располагается в объ-
емах между участками с выделением стабильной
фазы ц— NisTi, г. п. у. в виде пластинок; д — за-
калка от 950°С и старение при 900°С, 4 ч. рекристал-
лизованный твердый раствор; Небольшое количество
т)-фазы в виде ориентированных пластин.
Начиная с 750°С твердость сплава снижается н пос-
ле 900°С приближается к твердости закаленного
сплава
91

Рис. 36. Сплавы 36НХТЮ5М (а — в) и 36НХТЮ8М
(ЭП52) (г, д) аустенитные, дисперсноннотвердеющие
(нруток диаметром 4 мм). Микроструктура после за-
калки и различных режимов старения. Угольная реп-
лика. Использованы реактивы № 2, 18, 6:
а — закалка от 980°С, охлаждение в воде; структура
однофазная; вдоль границ зерен аустенита — карбиды
и нитриды титана. X11200; б — закалка от 980°С и
старение при 700°С, 4 ч; как и в сплаве 36НХТЮ (см.
рис. 35), прерывистый распад твердого раствора; уп-
рочняющая метастабильная фаза V' — Ni3(TL Al),
г. ц. к., располагается по обе стороны границы; внут-
ри зерен распределение частиц размером 15—30 нм
равномерное; объем, занимаемый приграничными зо-
нами меньше, чем в сплаве 36НХТЮ (см. рис. 35).
% XI120; в — закалка от 980°С п старение при 75(ГС.
4 ч; прерывистый распад; при перемещении отд ель-
{ ных участков границы происходит рост и ветвление
Т'-фазы с образованием пластинок в форме стерж-
ней; внутри зерен — V'-фаза в виде округлых частиц
Я размером 15—30 нм. XI1200: структура соответствует
оптимальным свойствам; г, д — сплав 36НХТЮ8М
закалка от 980 н старение при 750°С, 4 ч; в сплаве
с 8% Мо, в отличие от сплава без молибдена и с
5% Мо; распад твердого раствора проходит практически непрерывно; в структуре две упрочня-
ющих фазы: у' — Nis(Ti, Al) в виде весьма дисперсных равномерно распределенных частиц и фаза
Лавеса типа FezMo в виде пластинок, часто образующих друзы, что более четко видно при неболь-
шом увеличении, г—Х2400, д — XI1200.
Выделенке при старении двух фаз является одной из причин того, что прочность сплава с 8% Мо
выше, чем сплава без Мо и с 5% Мо
92
Рис. 37. Сплавы >Ni — Сг (15—20%) — Nb (7—10%) без Со (а — г) и с 20% Со (б, е) дисперсионно-
тве рдеющие. Микроструктура после закалки от 1200°С, 6 ч и различных режимов старения; прн ре-
продуцировании уменьшение 4/5; а, в, г — угольная реплика, использованы реактивы № 4, 12, 10
нли 6: б, д, е — фольга, использован реактив № 1 (По данным И. Б. Сидоровой): а — старение при
7С0°С, 20 ч илн 8O0VC 1 ч; выделения мета стабильной фазы у"— Ni-jNb, г. ц. к. в виде тонких ори-
ентированных пластин (дисков); по границам двойников и вокруг крупного карбида ниобия — V"-
фаза в виде скоплений. Х7600; б — темнопольное изображение в рефлексе (100) ?"-фазы. X40000;
в — старение при 800°С, 15 ч; количество фазы Ni9Nb, г. ц. к. в одном зерне значительно больше,
чем на рнс. а, в другом — в рекристаллизованной матрице стабильная разупрочняющая фаза Р —
Ni3Nb с ромбической решеткой в виде пластинок значительной протяженности. Х7600; г — старе-
ние при 900°С, 15 ч; метастабильная фаза отсутствует; фаза Р—Ni3Nb. имеет регулярное распреде-
ление. Х7600; О, е — старение прн 700°С, 2 ч; фаза Р— Ni3Nb с регулярным распределением пла-
стинок (д — светлопольное изображение, е — темнопольное изображение в рефлексе фазы Р —
Ni3Nb). Х40000
93
Рис. 38. Сплавы ХН75ВМЮ (ЭИ827) — а, б и
ХН56ВМКЮ (ЭП109) — в, г, д\ аустенитные, дисперсв-
онно-твердеющне. Упрочнение обоих сплавов проис-
ходит за счет выделения из у-твердого раствора при
старении у'-фазы— NiaAl, г. ц. к. Структура поел?
различных режимов термической обработки. Уголь-
ная реплнка. Использованы реактивы № 2, 37, 6.
X18-000 (по данным Л. Н. Зиминой):
а — исходная термическая обработка: закалка с
1180°С, 6 ч, старение при 950°С, 6 ч, воздух; частицы
у'-фазы имеют кубическую форму, располагаются
по определенным кристаллографическим плоскостям
матрицы, средний линейный размер частиц 125 нм,
б — исходная термическая обработка, как в а *
дополнительный нагрев прн 800°С, 5.000 ч; та ж
фаза, что и на рис. а; средний линейный размер ча
стнц 295 им; в — исходная термическая обработка:
закалка от 1200°С, 5 ч и ступенчатое старен; -
(1050°С, 2 ч+975°С, 2 ч+850°С, 6 ч), охлаждение ь
всех случаях на воздухе; частицы у'-фазы — 1(Х:.
Со)3А1] имеют в основном прямоугольную, а н
квадратную форму, за счет слияния частнц по опрел
лениым кристаллографическим направлениям; сред
ний размер частиц (по площади) составляет 185 нм-
г—неходкая термическая обработка, как на рнс.
н дополнительный нагрев при 800°С, 3000 ч; та ж
фаза, что и на рнс. г; частицы имеют прямоуголь-
ную форму, некоторые частицы кубической форм
за счет растворения перемычек; средний размер ч:
стиц (по площади) 135 нм; д — исходная термнческа
обработка, как и в случае в н дополнительный и
грев при 850°С, 3 000 ч; та же фаза, что н в случ
в, г; форма частнц такая же как и в г, но средн
размер частиц (по площади) 230 им
94
Рис. 39. Сплав ХН77ТЮР (ЭИ437Б), литой с различ-
ной технологической пластичностью. Угольная реп-
лика. Использованы реактивы № 2, 6. 6:
с, б — металл с высокой технологической пластич-
ностью; после испытания при 1150°С 6=105,3%,
ф=90%; характерно довольно равномерное распре-
деление внутри зерен фазы T'“Ni3(Ti, Al) в виде
частиц правильной формы различных размеров от
60 до 140 нм; вдоль границ у'-фаза в виде скопле-
ний, видны зоны, свободные от дисперсных частиц;
на границах наряду с Т'-фазой присутствуют карбиды
хрома, Х9600; в, г — металл с низкой технологиче-
ской пластичностью; после испытания при 1150°С
6=24,5%, яр=20,8%; на границах зерен и субзерен
выделения карбидных и боридных фаз эвтектического
строения и светлые зоны без избыточных фаз; в от-
дельных участках на границах присутствуют вклю-
чения силикатного типа в виде пленок; в — Х9600;
внутри зерен неравномерное распределение у'-фазы,
которая образует локальные скопления своеобразного
очертания; г — Х7200.
Повышенная лнквацня углерода, бора н примесей,
в том числе кислорода, приводит при охлаждении
металла от высоких температур к выделению по-
границам аустенитных зерен различных фаз, в том
числе и включений, снижающих энергию границ и>
их прочность прн температурах горячей деформации
95
Рис. 40. Жаропрочный сплав ХН77ТЮР (ЭИ437БУ), горячекатаный, круг 15 мм, выплавлен в от-
крытой дуговой печи (ОД — а, б, г) и переплавлен в вакуумнодуговой печи (ВДП — в, 0). Микро-
структура сплава после различных режимов, термической обработки. Относительное удлинение
металла ОД после испытания в вакууме прн 1100°С 36.6%, а ОД+ВДП — 70,0%. Угольная реплика.
Использованы реактивы № 4, 18 или 29, 10. XI0800. (При репродуцировании уменьшение 4/5):
а — закалка от 1100°С, 8 ч, охлаждение в воде; структура однофазная; вдоль границ аустенитных
зерен дисперсные карбиды и карбоннтриды титана в виде почти непрерывной цепочки н небольших
скоплений, крупные выделения — первичные карбонитриды титана; б, в—закалка от 1100°С, 8 ч
охлаждение на воздухе; вдоль границ и в приграничных зонах дендритные карбиды типа М23С5
и TiC, выделившиеся при медленном охлаждении; в металле ОД+ВДП карбиды несколько мельче
и их меньше (травление кратковременное и у'-фаза не выявлена); г, д — закалка от 1080°С, 8 ч;
охлаждение на воздухе н отпуск при 750°С—1000 ч; в металле обоих вариантов выплавки внутри
зерен аустенита выделения упрочняющей у'-фазы Ni3(Ti, Al), г.ц.к. в виде частиц правильной
формы; частицы выстроены по определенным кристаллографическим плоскостям матрицы; размер
частиц в металле ОД 50—70 нм, ОД+ВДП 80—ПО нм; на границах зерен более крупные выделе-
ния у'-фазы и карбидов типа М23С6; в металле ОД хорошо видны приграничные зоны свободные
от выделений у'-фазы (г)
96
Рис. 41. Жаропрочный сплав ХН62ВМКЮ (Э11867), деформированный, круг 40 мм. Выплавлен в
1-т открытой индукционной печн (ОИ), переплавлен в электронно-лучевой печи (ЭЛП) с крнстал
лизатором диаметром 150 мм. Пластичность металла ЭЛП выше, чем ОИ. Строение границ зерен
после закалкн от 1150°С, охлаждение в воде. Глубокое травление в реактиве № 16 с добавлением
глицерина. РЭМ. а, б, в — Х2300, г—Х6400:
а. 6, в — металл ОИ; г — ОИ+ЭЛП.
В металле ОИ выделений по границам зерен больше, чем в металле ОИ+ЭЛП, они располага-
ются в виде скоплений (а) нли фаз сложного состава — карбиды типа М6С н бориды Сг2В (б),
что приводит к большей концентрации напряжений по границам н снижению пластичности металла
Зак. 133
97
Рис. 42. Жаропрочный сплав ХН70ВМТЮ (Э11617), литой. Микроструктура сплава в зоне внеосе-
вой ликвации («усы», «шнуры»), различные участки. Внутри зерен аустенита у'-фаза типа
Nis(Ti, Al), г.ц.к. в виде дисперсных частиц правильной и крестообразной формы (отпечатки).
Наряду с равномерным распределением этой фазы (6) наблюдаются своеобразные скопления ве-
ерообразной н др. формы (а, в, г). В ликвационных зонах неметаллические включения силикатно-
го типа, расположенные как по периферии, так и в центре скоплений. В таких участках (в.
центр) видны зоны без выделений V'-фазы. Вдоль границ (6) — эвтектические выделения карби-
дов МеС и боридов хрома типа Сг5Вз. В металле вне лнквационной зоны распределение т'-фазы
более равномернее. По границам располагается в основном карбидная фаза. Неметаллических
включений не обнаруживается. Угольная реплика. Использованы реактивы № 4, 29, 10. XI1200
(При репродуцировании уменьшение 4/5)
98
Рис. 43. Жаропрочный сплав ХН77ТЮР (ЭИ437БУ), деформированный, круг 15 мм. Строение границ
зерен в сплаве, выплавленном различными способами. Шлифы изготовлены вблизи излома после
статического растяжения прн 1100°С. Угольная реплика. Использованы реактивы № 2, 29 (нли 18)
18.
а — выплавка ОД, слнток 5 т; характерным для этого металла является наличие по границам зе-
рен довольно грубых эвтектических н дендритных карбидов титана и хрома, выделившихся при
охлаждении от температуры деформации. Х8100; б, в — выплавка ОД, переплавы: ВДП в крис-
таллизатор диаметром 280 мм (б) и ЭЛП в кристаллизатор диаметром 250 мм (е); дендритные н
эвтектические фазы в металле после переплавов, особенно ЭЛП, более дисперсные н занимают
меньший объем, что обусловлено более высокой чистотой границ по примесям; технологическая
пластичность металла после переплавов выше, чем металла ОД. Х8100 (б) и 7400 (е)
4* Зак. 133
99
3.3. НЕМЕТАЛЛИЧЕСКИЕ ВКЛЮЧЕНИЯ
100
Рис. 44. Включения корунда в различных материалах. Угольная реплика. Отделение в реактя
ве № 6:
а — электротехническая низколегированная сталь, МНЛЗ, металл с удовлетворительной техноло
гической пластичностью, включения — характерные для стали, размер частиц 0,5 2 мкм н более
Х5400; б — то же, металл с пониженной пластичностью, включения располагаются на границах
субзерен в виде скоплений частиц округлой формы размером 30—60 им н отдельных частиц пра
вильиой формы 0.1 мкм н крупнее. Х5400: в — сплав Х20Н80, металл с пониженной технологичес
кой пластичностью; включения различной формы и размеров, расположены по границам зерен и
субзерен; г—ннкель, метод порошковой металлургии; включений не имеют четкой ограненной
формы, распределены в матрице относительно равномерно, размер частиц 0.1—1,0 мкм. Х5400; д-
крупное включение корунда с правильной кристаллографической огранкой. Х7500

101
Рнс. 45. Включения кремнезема (0,2%) в никеле, полученном методом порошковой металлургии
(пруток диаметром 20 мм) после различных режимов нагрева. Угольная реплика. Использованы
реактивы № 12, 2 (механическая полировка):
а, б — отжнг при 850°С, включения глобулярной формы, располагаются в виде единичных частиц
млн небольших скоплений, размер 0,6—2 мкм. Х8000; в—е — нагрев при 1200°С, 10 ч; выявлен
рельеф травления; высокотемпературный нагрев приводит к коалесценции включений н увеличе-
нию их средних размеров до 5 мкм, глобулярная форма частиц сохраняется (в, г), в отдельных
же участках включения имеют крестообразную форму (<Э, е); кристаллическая структура таких
включений Р-крнстобалит, в, г —XI0000; д, е — Х5400
102
Рис. 46. Оксидные включения и дислокации в никеле, полученном методом порошковой метал-
лургии (пруток диаметром 20 мм). Фольга. Использован реактив № 1 (см. табл. 3). Х40000 (При
репродуцировании уменьшение 4/5):
а— ячеистая дислокационная структура, характерная для никеля после отжига при 850°С; размер
ячеек 0,5—1,0 мкм; б—г — дислокационная структура никеля с включениями корунда (б) и крем-
незема (с, г); плотность дислокаций в стенках около включений выше, чем в чистом никеле,
ячейки более мелкие по размерам (0,01—0,1 мкм); <9, е— дислокационная структура никеля с
включениями кремнезема (б), корунда (е) на шлифе под изломом разрывного образца, разрушен-
ного при температуре 1200°С; ячейки более крупные по сравнению с теми, что наблюдались после
отжига при 850°С; плотность дислокаций у включений значительно меньше за счет их аннигиля-
ции при высокой температуре; в матрице вблнзн включений видны искажения за счет разности
коэффициентов термического расширения включений и матрицы
103
Рис. 47. Включения окислов различного состава в ли-
гой стали 08Г2МФБ, обработанной в ковше синте-
тическим шлаком (СШ) и модифицированной РЗМ.
Образцы после механического полирования без трав-
пения. РЭМ с микроанализом:
а — алюминат кальция размером 60 мкм в оболоч-
ке сульфида марганца, в центре — окисел /?аОз типа
(Се, La, Nd)2Os- XI000; б — то же, без сульфидной
оболочки. Х1000; в — включение неправильной фор-
мы сложного состава: основа включения (темная) —
алюминат кальция пгСаО-лАБОз. кристаллы пра-
вильной формы — магнезиальная шпинель MgO-
-AI2O3 (/) н сульфиды кальция разнообразной ог-
ранки н формы (светлые, 2). Х2000; г —алюминаты
РЗМ округлой формы размером 1—3 мкм) с вкрап-
лениями окислов (СаЬа)аОз н AI2O3- Х3000; д — сла-
бодеформированный сульфид РЗМ. Х2000.
104

105
Рис. 48. Нитриды алюминия в стали типа 08Ю (0,05% С; 0,04% N; 0,23% AI) после различных ре-
жимов термической обработки (а—в — угольная реплика, использованы реактивы № 2,6, 6; г—е____
фольга, использован реактив № 1):
« — закалка от 1200°С (шлиф без травления); нитриды в виде пластинок толщиной 0,2—0,4 мкм
и длиной 0,4—1.3 мкм, многие частицы имеют на конце утолщения. Х7600; б — закалка от
1200°С + отпуск при 750°С, 2 ч; нитриды в виде стержней значительной протяженности от 0,1 до
2,5 мкм, а также дисперсных частиц размером в объеме зерна 10—50 нм, на границах 0,1—0,15
мкм. Х10500; в — закалка от 1200°С 4- отпуск при 750°С, 2 ч, нагрев при 930°С, 2 ч, вода; по
сравнению с рис. б нитридов в виде стержней не наблюдается, произошло их растворение прн
930°С; присутствуют выделения в виде пластинок и призм, относительно однородных по толщи-
не (0,20—0,35 мкм). Х7600; г—нитриды алюминия в фольге (образец после закалки н отпуска при
75СГС), светлопольное изображение. Х2000; О, е —то же, темнопольное, в рефлексе нитрида алю-
миния; форма, размер и распределение аналогично тому, что на рнс. б, полученном с применением
реплик; наблюдается закрепление дислокаций на нитридах. Х20000 (г, д, е — по данным Л. М.
Утевского)
◄
Рнс. 49. Нитриды алюминия в стали 08Ю (а — литое состояние; б — деформированное после нор-
мализации от S30°C; в, г — то же, отпуск при 650°С). Угольная реплика. Использованы
реактивы № 3. 27, 3 (многократные иереполировкн):
а _ нитриды дендритной формы внутри ферритных зерен. Х10000; б — дисперсные выделения нит-
ридов на границах бывших аустенитных зерен (Я), вдоль границ ферритных зерен — цементит
<//). Х5000; в — по границам бывших аустенитных зерен скопления нитридов алюминия в виде
-гонких дендритов, на стыке зерен — недеформнроваиный сульфид марганца и кальция (Мп, Ca)S.
Х70С0* г — нитриды алюминия в форме дендритов на границе ферритного зерна, (ступенька иа гра-
нице образовалась в результате многократных переполировок, что позволило четко наблюдать
распределение нитридов). Х8000
106
в
Рнс. 50. Нитриды титана в трансформаторной ста-
ли. Угольная реплика; подготовка шлифа — хими-
ческая полировка в реактиве состава: 50 мл 30 %-ной
перекиси водорода, 3—4 мл ортофосфорной кислоты
и 0,5 г щавелевой кислоты; осветление шлифа в 50% -
ном водном растворе СгОз*. травление в реактиве
№ 52: отделение реплнки в реактиве № 6 (По дан-
ным Л. М. Спиридоновой):
а — горячекатаная полоса толщиной 2,5 мм; включе-
ния нитридов имеют правильную кристаллографичес-
кую огранку и пластинчатую форму. X150000; б —
холодная прокатка с обжатием 76%: фрагментация
нитридов по кристаллографической плоскости (100).
Х60000; в, г, д — холоднокатаный лист толщиной
0,35 мм после отжига при 1150°С, 30 ч; коалесцен-
ция нитридов с образованием конгломератов, в, д —
X60000; г — Х24000. В большинстве нитридных час-
гнц выявлены внутренние дефекты
107
Рнс. 51. Неметаллические включения различного
состава в стали типа 09Г2С горячекатаная полоса
толщиной 18,5 мм после нормализации от 930°С
и отпуска при 650°С. Угольная реплика. Исполь-
зованы реактивы 3, 27, 3 (многократные переполи-
ровки). Х7000:
а, б — сильнодеформироваиный сульфид марганца
в объеме зерна; нитриды алюминия (И) в виде
строчек по границам бывших аустенитных зерен,
по границам зерен феррита — цементит; в —
гл а бод сформированный сульфид марганца: по
границам ферритных зерен — выделения цемен-
тита
Рис. 52. Включения окислов сложного состава в стали 20К, круг 250 мм, зона угловой трещины.
Угольная реплика. Использованы реактивы: для травления Ле 48, для отделения Ле 3.48. Х6500
(При репродуцировании уменьшение 4/5):
£t - кремнеземистое стекло с эвтектическими выделениями сульфидов марганца и железа; б —
хрехкальциевый алюминат с выделениями магнезиальной шпинели в виде эвтектики
108
Рнс. 53. Включения окнслов и сульфидов в продолжении грубых поверхностных трещин в стали
17Г1СУ, выплавка в конверторе, разливка на МНЛЗ. Х9100. Угольная реплнка. Использованы
реактивы № 3, 5, 6:
а, б — грубые силикатные включения различного состава по границам бывших зерен аустенита
(они выделились при охлаждении металла от высоких температур вследствие повышенной загряз-
ненности его поверхности); в приграничных зонах — дисперсные включения S1O2 в виде скоплений,
образовавшиеся в результате вторичного окисления; размер включений от 15 нм до 0,15 мкм; в —
разровненные слабодеформированные сульфиды марганца вдоль границ бывших аустеиистых зе-
рен: в приграничных зонах — окпслы кремния в виде скоплений дисперсных частиц
109
3.4. МИКРОФРАКТОГРАММЫ
но
Рис. 54. Сталь типа 09Г2С; горячекатаная, тол-
щиной 18,5 мм, после нормализации от 930°С и от-
пуска при 650°С. Различные участки излома (разру-
шение при комнатной температуре):
а — вязкое ямочное виутризереииое разрушение по
ферриту, ямкн имеют различные размеры. X13000;
б — вязкое разрушение по цементиту; мелкие ямкн
образовались иа мелких частицах, расположенных
внутри колоний перлита, более крупные — иа кар-
бидах по границам. Х7800; в — межзеренное разру-
шение в феррите (в центре — гладкая зерногранмч-
ная фасетка). Х15000; г — переход от межзеренного
разрушения с карбидами в скол — хрупкое внутри-
зеренное разрушение с ручьистым узором (стрелкой
показано направление разрушения). X6500; д — пере-
ход от скола в феррите в хрупкое разрушение по
перлиту (показано стрелками), нормализация без от-
пуска. XI0400; е — межзеренное разрушение со сту-
пеньками, обусловленными наличием сегрегаций при-
месей по границам. X18200; ж— внутризеренное раз-
рушение с язычками (Показано стрелками),
обусловленными двойникованием в матрице в про-
цессе пластической деформации, предшествующей
разрушению; язычки при разрушении образовались
на границе раздела матрица — двойник. XI0400
Рнс. 55. Трансформаторная сталь, раскисленная
ферросилицием, после высокотемпературной обра-
ботки. Лист толщиной 2,0 мм. Разрушение путем
ударного изгиба при комнатной температуре. Раз-
личные участки излома. РЭМ (При репродуциро-
вании уменьшение 4/5):
а — хрупкое внутризеренное разрушение с ха-
рактерным ручьистым рельефом; фасетки скола
крупные в соответствии с крупным зерном ста-
ли. ХЮ0; б — участок внутрнзеренного скола
с мелкими язычками, образовавшимися при раз-
рушении вдоль границы раздела двойник — матри-
ца; язычки имеют четко выраженные кристал-
лографические направления, Х500.; в — хрупкое
внутризеренное разрушение; стык трех зерен;
плоскости скола имеют разную направленность,
обусловленную соответствующей ориентировкой
зерен. Х500
111
Рис. 56. Конструкционные стали типа 09Г2С, 20 К (разливка в изложницу), 20ХНЗАШ, ЗОХГСАШ
(получены методом ЭШП). Образцы из столбчатой зоны слитков. Изломы после статического
изгиба пли растяжения. Угольная реплика. Отделение в реактиве № 3 после подтравлнвания в ре-
активе № 24, локальное, от гладких участков разрушения, соответствующих границам первичных
кристаллитов (При репродуцировании уменьшение 4/5).
Микрорельеф аналогичен изображениям фронта кристаллизации, то есть межфазной поверхнос-
ти твердой и жидкой фаз при переходе от плоской формы фронта к дендритному росту вследствие
изменения температурного и концентрационного градиентов.
Возможность наблюдения тонкого строения поверхности первичных кристаллов — рельефа рос-
та — в изломах образцов литого металла возникает вследствие протекания процесса микроусад-
ки, которая препятствует полному «срастанию» и вызывает появление «микрозазоров» в зонах гра-
ниц дендритных кристаллов:
а — сталь ЗОХГСАШ, слиток 5,5 т; рельеф в виде бугорков. Х3400; б — сталь марки 20К. марте-
новская выплавка; слоистый рельеф. Х5200; в — сталь типа 09Г2С; ячейки неправильной формы
Х5200; г — сталь типа 09Г2С; гексагональные ячейки Х2600; д — сталь ЗОХГСАШ: ступенчатый
рельеф. Х7500; е — сталь 20ХНЗАШ; слиток 5,5 т; отжиг при 680°С; видоизмененный ступенчатый
рельеф; в результате самодиффузии при отжиге слитка произошло объединение ступенек и сгла-
живание микрорельефа. Х3400.
Мелкодисперсные включения на всех приведенных фрактограммах — нитриды алюминия и окислы
типа МеО
112
Рис. 57. Конструкционные стали 20, 20К, 10Г2,
12Х1МФ. Образцы после разрушения при комнатной
температуре. Угольная реплика. Использованы ре-
активы № 24 и 3 (доотделенпе):
а — сталь 20, литое состояние, излом разрывного об-
разца; хрупкое разрушение по перлиту; видны пер-
литные колонии различной ориентировки. Х4000;
б — сталь 20К, литое состояние, излом ударного об-
разца; хрупкое разрушение по перлиту. Х4000: в —
сталь 10Г2, горячекатаная, круг 100 мм, нормализа-
ция от 920°С; разрушение по границам аустенитных
зерен; в верхней части — рельеф сдвигового (бен-
нптного) превращения на границе. х7800; г — то же.
квазискол по структуре нижнего бейнита. Х6500:
д — сталь 12X1 МФ, горячекатаная, круг 230 мм, из-
лом ударного образца; внутризеренное хрупкое раз-
рушение с язычками, образовавшимися вдоль границ
раздела матрица — двойник. Х7800
113
Рис. Б8. Стали 20К (а, б, в, е) и типа 09Г2С (г, д), литое состояние, масса слитков 6,5 и 5,0 т соот-
ветственно.
Неметаллические включения в изломах в виде окислов различной природы и морфологии. Уголь-
ная реплика. Отделение в реактивах № 24 н 3 (доотделение). Включая образовавшиеся в стали
после затвердевания (четвертичные по классификации В. И. Явойского), имеют, как правило, малый
размер хотя бы в одном направлении и форму плоских дендритов илн пластин. При их форми-
ровании, как при эпитаксиальном росте фаз на металлических подложках, реализуются кристал-
лографические ориентировки, при которых несоответствие решеток подложки и фазы минимально:
а—в — примеры ориентированного роста пленочных включений на поверхности микроиесплошнос-
тн: включения имеют вид плоских дендритов, видны контуры экстинкции, (а — МеО, ориенти-
ровка [100]. Х2600; б—МеО, ориентировка [100] и [НО], компактные включения сульфида мар-
ганца (черные). Х6500; в — Л1е3С>4, ориентировка [100]. Х6500; г—е — примеры дендритного рос-
та пленочных включений (г — МеО. Х5200; д — Л1е3О4 и компактные включения сульфида марган-
ца и железа. Х5200); е— p-кристобалнт. X13000
114
Рис. 59» Вязкое разрушение ямочного характера по
разрозненным окисным включениям размером от 1
мкм и нменьше в различных материалах после удар-
ных испытаний при комнатной температуре. Уголь-
ная реплика, Отделенне в реактиве № 6, 10 н др.
Х5400:
а — Fe—А1—О; межзеренное разрушение; внутри
мкм и меньше в различных материалах после удар-
ле по границам; ямки равноосной формы; б — сталь
40ХНМА; внутри ямок расположены включения шпи-
нели FeO-AhOs; ямки равноосной формы, плоские с
небольшой предварительной деформацией; в — сталь
40ХНМА; внутризеренное разрушение по разрозненным
включениям шпинели; г — никель; внутризеренное
разрушение, внутри ямок включения корунда; ям-
ки вытянутые, вследствие высокой пластичности мат-
рицы; д — сталь 20Х2Н4А; внутризеренное разру-
шение, внутри ямок включения корунда; различный
размер ямок обусловлен присутствием в металле
включений различных размерных групп (1-я груп-
па — около 1 мкм, 2-я — ОД—0,3 мкм)
115
Рис. 60. Система Fe—О и сталь 16Г2САФ. Окисные включения в хрупком изломе образцов после
испытания на ударный изгиб при температуре минус 40-—60°С. Угольная реплнка (а~~г), РЭМ (д, е):
а, б — крупные глобулярные включения FeO в системе Fe—О (а — включение сложного состава
размером около 10 мкм» б — однородное включение около 9 мкм). Х5400; в, г — глобулярные вк-
лючения алюминатов кальция размером 8—10 мкм в стали 16Г2САФ; участок сульфидной оболочки
показан стрелкой. Х5400; вблизи включений микропластическая деформация незначительная; д,
е — на фрактограммах РЭМ четко видно, что включение в фасетке скола; глубокая полость вок-
руг включения является следствием отделения его от матрицы в процессе испытания. Х2000 (б)
и 1500 (е)
116
Рис. 61. Сталь 16Г2САФ, Деформированная, лист
толщиной 12 мм. Фрактограммы ударных образ-
цов, разрушенных при —60°С. Участки излома
по строчечным скоплениям окисных включений в
зоне стабильного развития трещины. Угольная
реплнка, отделение в реактиве № 10 (а), б, в —
РЭМ:
а — разрушение типа расслоения по месту рас-
положения строчечных включений алюминатов
кальция поверхность разрушения гладкая с ма-
лой предшествующей пластической деформа-
цией, видны небольшие участки вязкого разру-
шения (верх, середина). Х5000; б — расслоение
по включениям находится в вязкой зоне излома.
Х1000: в — видна глубокая трещина, идущая от
зоны расслоения на границе перехода вязкого раз-
рушения в хрупкое внутризеренное (внизу, спра-
ва). Х5000
117
Рис. 62. Сталь 20К, литое состояние, слиток 6,5 т. Фрактограмма образцов от различных зои слит-
ка, разрушенных статическим растяжением. В изломе сульфидные включения различные по составу
и морфологии. Угольные реплики. Отделение после подтравливаиия в реактиве № 48, в реакти-
ве № 3:
а, б — характерные типы включений осевой зоны слитка — эвтектические сульфиды MnS—FeS
древовидной (а) и каплеобразной формы (б), а Х15000, б — Х4000 (при репродуцировании умень-
шение 4/5); в — сульфиды поверхностной зоны в виде компактных выделений в вытянутой плоской
ямке. Х4800; г — эвтектические сульфиды неравновесного состава в зоне внеосевой ликвации; об-
разование таких сульфидов возможно вызвано значительной сегрегацией различных элементов
Х6500; д — крестообразные сульфиды типа MnSz в зоне внеосевой ликвации, такая форма суль-
фидов является следствием затвердевания жидкого включения на поверхности кристаллической
матрицы. Х5200; е — сульфиды p-MnS в виде плоских дендритов в зоне внеосевой ликвации, пра-
вильная форма включения объясняется, по-видимому, эпитаксиальным ростом его в твердом
состоянии. Х5200
118
119
Рис. 63. Стали 20К (горячекатаная, круг 250 мм?
типа 09Г2С (толщина 18,5 мм), микролегнрова
ные кальцием и РЗМ. Фрактограммы образцов по
статического растяжения; участки разрушения
месту расположения сульфидов. Угольная реплн
Исцользованы реактивы № 24 и № 48 (для сульф
цов РЗМ) (При репродуцировании уменьшение 4/
а — сталь типа 09Г2С; пластичный сульфид марган
эвтектического строения. Х7800; д — сталь та
строчечное расположение сульфидов, хрупко раз
шенных при испытании образца, с пленочными вкл
чениями окнслов типа AfeO. Х5800; в — сталь ЮГ
скопления тонкопластинчатых разрушенных суль
дов. Х5800; г — сталь та же, мнкролегирован
кальцием; слабодеформированные включения су
фида кальция. Х8400; д — сталь та же, микроле
рованная РЗМ; слабодеформированные линзовнд
формы включения сульфида церия. Х8400; е — ст
20К, мнкролегированная кальцием; сульфид С
Са) S в плоской ямке. Х7800; ж — сталь 20К; н
формированное включение сульфида РЗМ в хруп
зоне разрушения. Х7800
120
нс. 64- Конструкционная сталь 16Г2САФ, деформи-
шанное состояние. Фрактограммы изломов попереч-
ив ударных образцов, разрушенных при —6О°С.
частки разрушения по пластичным сульфидным вк-
)Чениям в вязкой зоне излома при различных уве-
рениях (а—г — РЭМ. Х100, 1000, 1000 и 2000 со
нетственно; д — ПЭМ. реплика. Х5400). При нали-
ли в металле большого количества пластичных суль-
идов значительной протяженности, излом в зоне за-
>ждения трещины имеет волокнистое строение, за
ieT того, что ямочиое вязкое разрушение переме-
ается с разрушением в виде расслоения по суль-
идам, вытянутым вдоль направления прокатки. На
ic. а, б наряду с дорожками по сульфидам виден
асток расслоения по крупным окислам (показано
релкамн). Структура излома по месту расположе-
на сульфидов на РЭМ не различается из-за глубо-
ко рельефа. На реплике (б) четко видно, что
льеф здесь сглаженный, почти без следов пластн-
ской деформации
121
Рис. 65. Конструкционные стали 40ХНМА (а—в)
16Г2САФ (г, б), деформированное состояние. Фрак
гограммы с изломов после испытаний на ударны'
изгиб при комнатной температуре (сталь 40ХНМА>
и —60°С (сталь 16Г2САФ). Включения окснсульфидо
в вязкой зоне разрушения (оксисульфиды представ
ляют собой корунд или алюмосиликаты в оболочк
сульфида иа основе Мп). Угольная реплика, отделе
ние в реактиве № 6. Х5400;
а — единичное включение в крупной плоской ямке
на образование ямки затрачено небольшое количест
во энергии, так как происходило оно на ранней ста
ции пластической деформации; б, в — строчечные
включения большой протяженности; плоские ямк
переходят в расслоения (б — переходная стадия
образованию расслоения, видны узкие стенки); -
д — разрушение по оксисульфидам СаО-АКОз ок
руглой формы размером 8—10 мкм в оболочк
(CaMn)S; в процессе испытания сульфидная оболоч
ка частично разрушилась и отслоилась от окнсно
включения (г — оболочка частично растворилась пр
отделении репликн)
122
Рис. 6- Конструкционные стали 40ХНМА (о—г) и 20Х2Н4А (д—е), деформированное состояние.
Фрактограммы с изломов после испытаний на ударный изгиб при —40°С. Участки излома по си-
ликатным включениям переменного состава в вязкой зоне разрушения. По месту расслоения —
пластичные и полупластичные силикаты состава 2CaO-AI2O3*SiO2 (а), ЗСаО-AhOs-SSiOs (б, в)
магниевые силикаты состава MgO-АЬОз-ЗвЮг (г—е). Включения хрупкие н при испытании дро-
бятся. Поверхность разрушения в местах расслоения по включениям плоская с малым количе-
ством следов пластической деформации. Угольная реплика, отделение в реактиве № 5. Х5400
123
Рис. 67. Сплав Н70МФ и сталь 20Х2Н4А, дефор
рева иное состояние. Нитриды титана в межзе
чом изломе. Фрактограммы образцов, разрушен-,
при испытании на ударный изгиб прн комнат
температуре, (а — г — сплав Н70МФ после зака •
от !050°С и последующего отпуска при 600 и 8 -
Х5400; д — сталь 20Х2Н4А, горячекатаная. Х39.
микрорельеф фасеток межзеренного разрушения .
личный. Крупные плоские ямки на нитридах тита
Внутри ямок как отдельные включения, так и
домки крупных включений, разрушившихся до р
чрытия трещины. На рис. а. слева, б, внизу — уча
к и с мелкими ямками. Плоские почти гладкие у
стки на рнс. а, вверху; б, справа н в, справа
вверху. На рис. г — ступенчатый рельеф (напомни
усталостные бороздки), образовавшийся, вид»
вследствие абсорбции примесей в этом локаль
участке границы. Угольная реплика, отделение
реактивах № 10 или 6
124
Рис. 68. Стали 20К и типа 09Г2Ф, литая. Нитриды алюминия в изломе. Разрушение при ком
натной температуре. Угольные реплики, отделение в реактиве № 3 после подтравливания в реак-
тиве № 24 (При репродуцировании уменьшение 4/5): а — переход внутризеренного скола в разру-
шение по границе зерна с выделениями нитридов алюминия в виде дендритов и дисперсных частиц
(направление разрушения показано стрелкой). Х2600; б, в, г — разрушение но нитридам алюминия,
расположенным на границе зерна, выходящей на поверхность микронесплошности, образовавшейся
в области высоких температур; наблюдающийся рельеф в виде ступенек (борозд) и замкнутых
фигур аналогичен тому, который образуется на свободных поверхностях при абсорбции кислорода
или иногда при абсорбции некоторых элементов в матрице; присутствие характерного микрогеомет
рического рельефа на поверхности излома образца, разрушенного при комнатной температуре,
свидетельствует о наличии в металле микротрещин или несплошностей, образовавшихся при вы-
сокой температуре; микронесплошность могла образоваться в процессе усадки металла при за-
твердевании слитка. Х6500; д — нитриды алюминия в виде разветвленных дендритов в вязком из-
ломе. Х7800; е — переход дендритной формы нитридных выделений в пластинчатую в результате
нагрева прн 1000°С. Х7800
125
Рис. 69. Сталь типа 17Г1С с нитридным упрочнены
ем (а), сталь 40Х (б) и 12Х2Н4А (в) с повышенны*
содержанием азота (0,4%), деформированные. Раз
рушение образцов при испытании на ударный изги
прн комнатной температуре. Нитриды алюминия •
вязком изломе. Включения правильной формы (квад
раты и прямоугольники) размером 0,5—1 мкм, рас
положены внутри зародившихся на них крупны
ямок: а — разрушение межзеренное, справа видн
дисперсные включения нитридов алюминия с раз
мером 10—30 нм (показано стрелкой). Х7600; б
межзеренное разрушение. Х5400; в — внутрнзереннс
разрушение. Х5400. Угольная реплика, отделение
реактиве № 6
126
Рис. 70. Сталь типа ОЗХН28МДГ (03Х23Н26МДБ), де-
формированное состояние. Неметаллические включе-
ния и избыточные фазы в изломе образцов после ис-
пытаний на ударный изгиб при температуре —196°С.
Угольная реплика, отделение в реактиве № 33 или 10;
а — межзеренное разрушение ямочного характера, в
ямках видны единичные н небольшие скопления кар-
бонитрндов ниобия. X33000; б, в — расслоения по
пластичным, частично разрушенным в процессе ис-
пытания сульфидам марганца. Х9100; г — хрупкое
межзеренное разрушение, причиной разрушения яви-
лись выделения cr-фазы, расположенные в тройном
стыке границ зерен. Х9100; д — расслоение по силь-
но разрушенным сульфидам марганца с примесью
хрома. Х9100
127
Рис. 71. Сталь 12XI8H10T, горячекатаная после закалки от 1250°С. Испытание образцов на удар-
ный изгиб прн —196°С. Фрактограммы различных участков излома (а, в, д, е — угольная реплика,
использованы реактивы № 6 или № 10. Х9100; б, г — РЭМ. Х1200):
а, б — {зязкое разрушение с дисперсными карбонитридами внутри ямок; в, г—межзеренное вязкое
разрушение со скоплениями нитридов и карбоннтридов титана, вверху — ямочное разрушение по
дисперсным карбидам; д — межсубзеренное разрушение; на фасетках хрупко разрушенные нит-
риды титана; е— смешанное разрушение (вверху и внизу—межзеренное, с гладкими фасетками,
на фасетке вверху — грубые выделения частично разрушенных нитридов и карбонитридов титана,
в середине — узкая зона вязкого разрушения — сотовый рельеф, которое сформировалось на скоп-
лениях дисперсных частиц, расположенных в зоне границ аустенитных зерен)
128
Рис. 72. Сталь 20, охлажденная от температуры
плавления с различной скоростью. Разрушение уда’
ром при комнатной температуре. РЭМ. Х2000:
а — охлаждение с печью со скоростью около 1 град/
/с; ямочное меж зерен ное разрушение в виде сото-
вого рельефа; размер и форма ямок различные; внут-
ри ямок округлые окислы (Fe, Мп)О и продолговатые
сульфиды (Fe, Мп) S, расположенные в металле в
основном по границе; б — охлаждение со скоростью
около 104 град/с (разбивание капли жидкого метал-
ла молотом); сотовый рельеф с более однородными
и мелкими ямками, частицы окислов и сульфидов
более дисперсные, чем на рис. а; в — охлаждение со
скоростью около 107 град/с (во вращающемся бара-
бане); структура разрушении отлична от рис. а, б;
разрушение смешанное: вязкое ямочное и участки
сглаженного рельефа в центре; в ямках включения
не различаются, возможно они весьма дисперсные
и не разрешаются РЭМ (вверху слева и внизу спра-
ва — гладкие фасетки межзеренного разрушения).
Таким образом, увеличение скорости охлаждения при-
водит к изменению размеров н распределения вклю-
чений в металле и соответственно к существенному
изменению структуры излома
5 Зак. 133
129
Рнс. 73. Сталь 12Х1МФ, квадрат 14 мм после нормализации от 980°С н отпуска прн 750°С, Фрак-
•гограммы различных участков излома ударного образца, разрушенного при комнатной темпера-
туре. РЭМ- Х1000:
с — хрупкое внутризеренное разрушение, ступени скола образуют четко выраженный ручьистый
узор; размер фасеток скола соответствует размеру зерна феррита. Между фасетками скола пере-
мычки вязкого разрушения (стрелки), б — хрупкое внутризеренное разрушение; некоторые фасетки
со ступенями скола в виде веерного узора, что свидетельствует о растрескивании в направленнн,
перпендикулярном к поверхности разрушения; видны раскрытые вторичные трещины по
границам; в— участок перехода вязкого ямочного разрушения в хрупкое внутризеренное с ручь-
истым узором; г — вязкое ямочное разрушение; в центре — ямочное разрушение по строчечным
включениям
130
Рис. 74. Сплавы ХН35ВТЮ (ЭИ787), круг 40 мм, ХН77ТЮР (ЭИ437Б), круг 15 мм, ХН62ВМКЮ
(ЭИ867), круг 40 мм. Разрушение при испытании на ударный изгиб при температуре — 196°С. а,
в, д — угольная реплика, отделение в реактиве 6 или 10. б, г, е — РЭМ (при репродуцировании
уменьшение 4/5):
а, б — сплав ХН35ВТЮ после двойной закалки и старения прн 750°С, 16 ч; вязкое разрушение с
различными по форме и размеру ямками; на рис. а вверху слева — гладкая фасетка межзеренного
разрушения М. (а — ПЭМ. Х4800; б — РЭМ. XI100); в, г—сплав ХН77ТЮР после закалки от
HOCfC; охлаждение на воздухе; вязкое межзеренное разрушение; внутри ямок карбонитриды и
нитриды титана, располагающиеся в металле по границам зерен; в центре рис. г видна трещина
от нитрида; на стенках ямок видны волнистые линии пластической деформации, что свидетель-
ствует о том, что рост ямки проходил путем скольжения по нескольким системам плоскостей (в —
ПЭМ. Х6800; г — РЭМ. Х3500); б— сплав ХН62ВМКЮ после закалки от 1150°С, охлаждение в
воде; разрушение смешанное, вязкое с мелкими плоскими ямками без включений и гладкие фа-
сетки межзеренного разрушения (вверху и внизу). Х7200; е — тот же сплав, участок межзерен-
ного разрушения, иа поверхности которого скопления хрупко разрушившихся нитридов титана;
на стенках ямок четко вндны следы пластической деформации. XI100
Зак. 133 131
Рис. 75. Сплавы ХН35ВТЮ (ЭН787) и ХН62ВМКЮ
(ЭИ867), круг 40 мм. Закалка от 1150°С. Ударные
испытания при —196°С (а, б, д — РЭМ; в, г — уголь-
ная реплика):
а, б — сплав ХН35ВТЮ, межзеренное разрушение
при увеличениях 1800 (а) и 125 (б); при малом уве-
личении видны зернограничиые фасетки; при боль-
шем увеличении видно, что трещина
распространяется по вязкому механизму;
различные размеры; в крупной ямке
по границе
ямки имеют
. - (стрелка)—
скопления нитридов или карбонитридов титана; в —
сплав Н62ВМКЮ; межзеренное разрушение с рас-
крытием трещины по вязкому механизму, внутри
крупных ямок — нитриды в виде единичных частиц н
скоплений; на стенках ямок видны следы пластиче-
ской деформации (А). Х4800; г сплав Н62ВМКЮ;
межзеренное разрушение; в центре на гладкой по-
верхности излома скопления карбидов и карбонит-
ридов титана и карбидов типа М6С (округлые): сле-
ва внизу — ямочное разрушение по тем же избыточ-
ным фазам, ямки плоские с малой энергоемкостью,
без заметных следов пластической деформации.
Х6800; д — сплав Н62ВМКЮ; внутризеренное разру-
шение с образованием полосчатой структуры из-за
наличия в металле строчечных выделений. Х3500
132
Рис. 76. Сталь 45, круг 50 мм, горячекатаная, тем-
пература конца прокатки 880—900°С, отпуск в ка-
мерных печах при 630°С. Образцы с различной пла-
стичностью (ф—15 ц 40%)- Реплика. Использован
реактив № 48 и 3 (доотделснис).
а — г — различные участки разрушения образца с
пониженной пластичностью {а — разрушение по пер-
литу с образованием перлитной полосчатости. Х9000;
б — фасетки скола по перлиту. X15000; в — фасетки
скола по ферриту, располагающемуся по границам
бывших аустенитных зерен. Х9000; г — участки ква-
зискола по видманштеттовому ферриту. Х9000); д —
структура излома, характерная для образцов с
удовлетворительной пластичностью; вместо перлит-
ной полосчатости вязкое разрушение по перлиту.
Х7600
133
Рис. 77. Сталь 35X3HM. Закалка от 900—
920°С, охлаждение в масле. Отпуск при
480—520°С. Металл с низкой ударной вяз-
костью (0,15—0,30 МДж/м2). Фрактограм-
мы различных зон излома образцоа, раз-
рушенных при испытании на ударный из-
гиб при комнатной температуре. РЭМ.
Х150:
а — зона излома у надреза; разрушение
смешанное; наблюдаются участки вязкого
ямочного и отдельные фасетки хрупкого
межзеренного разрушения; б — увеличе-
ние количества фасеток межзереиного из-
лома; в — зона излома в центре образца;
основной вид разрушения — хрупкое меж-
зеренное; на поверхности гладких фасеток
присутствуют мелкодисперсные частицы
и микропоры.
Межзеренное разрушение обусловлено
абсорбцией примесей, понижающих по-
верхностную энергию границ, что и
привело к резкому снижению вязкости
стали (обратимая отпускная хрупкость)
Рис. 78. Конструкционная сталь, легированная хромом и молибденом. Разрушение иа ударный
изгиб при температуре —80°С. Образцы проката от донной части слитка с низкой ударной вяз-
костью (аг в, д — РЭМ, б, г, е — ПЭМ, реплика):
а — общий вид разрушения прн малом увеличении: видны ямки различной морфологии. Х500;
б — участок вязкого разрушения по карбидам, располагающимся в матрице, при большом увели-
чении. Х32000; в — участок вязкого разрушения с малой энергоемкостью; внутри ямок — неметал-
лические включения типа алюминатов кальция. Х5000; г — то же, на гребнях, разделяющих ямкн,
видны участки завернувшейся реплики. Х32000; д, е — фасетка межзеренного разрушения с пле-
ночными включениями алюмосиликатов кальция, Х3000 (д) и 32000 (е)
Одной из причин снижения уровня ударной вязкости является повышенная загрязненность метал-
ла, в частности пленочными силикатами, приводящими к снижению энергоемкости зернограничного
разрушения
134
135
Рис. 79. Сталь типа 09Г2С, литая, слиток 5,0 т; фрактогрзммы образцов из зоны внеосевой
(внецентренноп) ликвации (а — г).
Сталь 20К, литое состояние, слиток 0,5 т; фрактограммы образцов из осевой (центральной) зоны
(«9, е). Угольная реплика, отделение в реактиве № 24 (При репродуцировании уменьшение 4/5):
и— разрушение по тяну расслоения по сульфидной эвтектике; пластины сульфидов сопровожда-
ются дисперсными окпелами Л1еО. Х2000; б — сульфидное включение (отпечаток), выделения
окислов МеО на межфазной границе сульфид — матрица и вблизи сульфида; из-за раз-
личий в значениях коэффициентов линейного расширения матрицы и сульфида на границе при
охлаждении металла возникает «зазор», что облегчает рост пленочной фазы. Х4000; в — компакт-
ное включение сульфида марганца и вблизи него пленочные включения окислов типа МеО и
?»е3О4 в хрупкой зоне излома. Х5000; г — пленочные включения сульфида марганца (слева, вверху}
и окислы типа Л*еО дендритного строения. Х6000; д — совместное выделение включений МеО
в сс-кварца в скоплениях; слева — компактные выделения сульфидов. Х6000; е — сульфид марганца
(крупный) и мелкие дендритные выделения нитридов алюминия на поверхности нес плотности, об-
разовавшейся в результате усадки слитка. Х9000
136
137
Рис. 80 Фрактограммы по дефектам горячекатаной стали. Разрушение статическим изгибом.
Угольная реплика, отделение в реактиве № 3:
а — сталь ЗОХГСА, горячекатаный лист, дефект — расслоение в изломе; на поверхности разрушения
в зоне расслоения микрорельеф типа сотового, образовавшийся по скоплениям мелких сульфидных
и силикатных включений; внизу справа — ямочное разрушение с вытянутыми ямками; б — сталь
Х12НВМВ (ЭИ962), сляб; дефект «плены» на поверхности листа; пленочные силикатные включения
сложного состава на межфазной границе феррит — мартенсит (стрелки); разрушение по мартенситу
типа квазискола (М), по 6-феррнту — хрупкое со следами пластической деформации (Ф); причина
дефекта в листе — наличие на межфазной границе неметаллических включений в слябе, Х9100;
е — сталь 10Г2, круг 100 мм, нормализация прн 920°С, дефект «расслоение» вызван сульфидными
включениями эвтектического типа, образовался при прокатке заготовки; компактная частица в
сульфиде—• коруид (показано стрелкой); микрогеометрический рельеф образовался при нагреве под
нормализацию, на поверхности несплошности вокруг включений. Х7800; г — сталь 12Х2Н4АШ, круг
230 мм; перегрев при нагреве под прокатку без повреждения границ зерен; термическая обработка
образцов: закалка и отпуск; в изломе наблюдаются фасетки межзеренного разрушения; сотовый
рельеф на поверхностн формируется на скоплениях дисперсных неметаллических включений, об-
разующихся при охлаждении металла и расположенных на границах аустенитных зерен. Х9100;
д — сталь 07Х19Н9Б, квадрат 101 мм; дефект «рванины» на поверхностн заготовки после горячей
прокатки; в изломах образцов нз поверхностной дефектной зоны расположены пластинчатые вклю-
чения карбонитрндов ниобия. Х7800
липЙ
138
Рис. 81. Сталь 08К\ блюм. Перегрев при прокатке с повреждением границ аустенитных зерен.
Разрушение статическим изгибом. Макроизлом межзеренный. Угольная реплика. Использованы
реактивы № 24 и 3 (доотделение): а, б — микрогеометрический высокотемпературный рельеф на по-
верхности излома указывает на образование микронесплошности на границах аустенитных зерен в
результате перегрева. Повреждение границ сопровождается образованием окислов Л1езО4 и протя-
женных дендритных выделений нитридов алюминия. Х24700 (а) и X10400 (б); в—е — изменение
микрорельефа разрушения в результате термической обработки перегретого металла (в — нормали
зация от 930°С, 30 мин; в центре — отрыв по перемычке, образовавшейся при нормализации в ре-
зультате локального диффузионного залечивания; расположение включений аналогично рнс. б;
высокотемпературный рельеф сохранился частично. Х5200; г — фрагментация зернограничной фа-
сетки; пластические утяжки образовались при разрушении образца; в отдельных участках сохранился
высокотемпературный рельеф. Х5200; д — нормализация от 930°С, 1 ч; произошло дальнейшее раз-
витие перемычек по границам фрагментов. X7800; е— нормализация от 930°С, 1 ч и отпуск при
650°С, 3 ч; мккроиеся ложностей по границе зерна не наблюдается, отсутствует высокотемператур-
ный рельеф, что свидетельствует о восстановлении сплошности металла; излом имеет вязкое
ямочное строение с округлыми включениями We3C>4. Х9300)
139
Рнс. 82. Сталь 45, круг 140 мм; ЗОХГСА, круг 230 мм
н сталь 20, круг 250 мм. Фрактограммы с поверхно-
сти дефектов в виде светлых пятен в изломе — фло-
кенов. Разрушение путем статического изгиба.
Угольная реплика, отделение в реактиве № 3 со сме-
ной полярности, локальное: а, б — сталь ЗОХГСА
после закалки от 880°С и отпуска при 550°С. (а — по-
верхность межзеренного излома с локальными отры-
вами по краям. X15600; б — разрушение по перемыч-
кам, образовавшимся в результате частичного зале-
чивания микротрещни в Зоне флокена при термооб-
работке. XI0000); в, а — сталь 45, нормализация от
820°С. (в — микрогеометрпческий рельеф на по-
верхности флокена, который образовался при нагре-
ве под нормализацию. X15600; г — на поверхности
флокена видны микротрещины по границам и внутри
аустенитных зерен. XI6900;
д — сталь 20; межзеренные фасетки; поверхность
гладкая с пластическими утяжками; такой рельеф
характерен для разрушения по месту локализации
водорода в процессе испытания на растяжение (во-
дородная хрупкость). Х6500
140
Рис. 83. Сталь 20Х2Н4А, круг 230 мм. Дефект горя-
чекатаной стали «заворот корочки». Фрактограммы
зоны дефекта. На поверхности разрушения при-
сутствуют скопления включений окислов AI2O3 (Р),
силикатов сложного состава типа ЗСаО-ГегОз-ЗЗЮг,
а также окислов кремния различных модификаций.
Дефект является следствием погружения в незакрн-
сталлизовавшийся слиток корочки, образующейся на
поверхности металла в процессе наполнения изложни-
цы. В продольном макроизломе закаленного образца
корочка имеет вид расслоения с характерным ши-
ферным строением, отличным от микрорельефа раз-
рушения основного металла. Угольная реплика, от-
деление в реактиве № 48 и 3 (доотделение). Х5400
(При репродуцировании уменьшение 4/5)
141
Рис. 84. Сталь 20К. горячекатаная, круг 250 мм-
слнток 6,5 т, раскисление алюминием. Дефект
«угловая трещина». Фрактограммы зоны де-
фекта. Разрушение при комнатной температу-
ре. Реплики отделены с поверхности раскрытой
угловой трещины в продолжении дефекта в ре-
активах № 49 и 3; а — Х2600; б—д — Х6500:
а — эвтектические сульфиды марганца, тре-
щины в них образовались при испытании дс
разрушения; б — пленочные сульфиды мар-
ганца; в — совместное выделение дендритных
сульфидов и пластинчатых окислов (Fe, Мп)
О; г — пленочное включение (Fe, Мп) О; про-
исхождение трещин в пленке такое же, что и
в случае б; д — окислы типа МеО в виде ско-
плений.
Угловые трещины образуются при затверде-
вании слитка. Их образованию способствует
ряд факторов, в том числе повышенная тем-
пература разливки, концентрация сульфидных
включений в стыках дендритных кристаллов
по углам слитка, оксисульфидная (легкоплав-
кая) эвтектика и т. д.
142
143
Рис. 85. Сталь 15ГС. мартеновская, трубная заготовка и сталь 17Г1СУ, конверторная, сляб МНЛЗ,
Дефект в виде грубых рванин на поверхности заготовок и трещин на поверхности литого сляба.
Образцы изготовлены по месту дефекта и в его продолжении. Использованы реактивы № 6 — для
стали 17Г1С и № 48 и 3 (доотделение)—для стали 15ГС (с, б, е, ж— ПЭМ, реплика; в, г с>, з—
РЭМ):
а, б — сталь 15ГС, поверхность излома по дефекту; хрупкое межзеренное разрушение по границам
бывших аустенитных зерен; на гладких фасетках — крупные значительной протяженности сложные
окислы, в составе которых обнаружены Si, Al, Са и Г; зоны излома по крупным включениям раз-
делены разрушением в виде сотового рельефа; мелкие плоские ямки образовались по скоплениям
вторичных диффузионных оксидов кремния, располагающихся в приграничных зонах. Х5200 (и)
и 4800 (б); е—з — сталь 17Г1С; поверхность излома по дефекту (в — участок поверхности излома в
переходной зоне дефект — здоровый металл; в области дефекта разрушение в виде сотового релье-
фа переходит в хрупкое внутризеренное. Х500; г, д, е — участки межзеренного излома в зоне де
фекта; по границам — грубые силикатные включения — алюмосиликаты марганца; сотовый рельеф
образовался по диффузным дисперсным включениям окислов кремния, расположенным в пригра-
ничных участках. Х500, 900 и 105000 соответственно; ж, з — гладкие выпуклые фасетки межзерен
него разрушения, на которых видны включения кремнеземистого стекла — в виде пленок и примы
кающий к ним участок излома в виде сотового рельефа по дисперсным вторичным окислам крем-
ния).
Дефект в обеих сталях имеет одинаковое происхождение: загрязнение поверхности металла не
металлическими включениями силикатного типа. При охлаждении от высоких температур эти
включения выделяются на границах первичных аустенитных зерен (см. рис. 53) и резко снижают
энергию разрушения
144
<5
Рис. 86. Сталь 12Х18Н10Т, лист толщиной 2 мм. Неметаллические включения в зоне дефекта типа
«расслоение». Угольная реплика, отделение в реактиве № 6. У6500:
а — скопления алюмосиликатов переменного состава в виде частиц, хрупкоразрушенных в про
цессе предшествующей разрушению деформации; б — алюмосиликаты кальция и алюминаты каль
ция (округлой формы) в виде скоплений; в — хрупкоразрушенные сульфиды марганца; г — нитри
ды титана (крупные включения) и окислы (более мелкие включения).
Причина дефекта — повышенная загрязненность металла неметаллическими включениями, образу*
ющимися в ликвационных зонах
145
Рис. 87. Жаропрочный сплав ХН77ТЮР (ЭИ437Б), литое состояние. Металл с различной техноло-
гической пластичностью. Ударные испытания при комнатной температуре. Угольная реплика, отде-
ление в реактиве № 6:
а, 6—поверхность излома металла, показавшего прн ковке удовлетворительную пластичность
(а — смешанное разрушение: внутризеренное вязкое с образованием мелких ямок по дисперсным
частицам фазы JNi3 (Ti, Al) н межзеренное на гладких фасетках боридная эвтектика. Х5200;
б — межзеренное разрушение: внутри мелких ямок — дисперсные частицы, в крупных ямках — ско-
пление нитридов титана; вверху справа — излом имеет ступенчатый рельеф, обусловленный аб-
сорбцией примесей в локальной зоне границы. Х5200) в, г — поверхность излома металла с низкой
пластичностью (разрушился при ковке); образец отобран на расстоянии 1/2 радиуса слитка; хруп-
кое межзеренное разрушение; на поверхности эвтектические фазы, расположенные в стыках пер-
вичных зерен или в междендритных пространствах (на рис. в, справа—участок квазискола) Х4500
146
Рис. 88. Жаропрочный сплав XH77TIOP (ЭН137Ьк
литое состояние. Дефект «пятнистая ликвация».
Испытание на ударный изгиб при температуре
—196°С. Образцы вырезались из зоны дефекта. Уголь-
ная реплика, отделение в реактивах 6 или Д» 10.
X 7600:
а, б — межзеренное разрушение на фасетках эв-
тектические выделения борида типа М2В; наблюда-
ющиеся ямки (а, центр, справа) плоские, округлые;
разрушению предшествовала малая пластическая де*
формация; в — участок межзеренного разрушения;
на гладких фасетках дендритные и эвтектические
выделения карбидов типа М23Со
147
Рис. 89. Жаропрочный сплав ХН70ВМЮ (ЭИ617). Дефект «расслоение в изломе». Разрушение при
испытании на ударный изгиб при —196°С. Угольная экстракционная реплика, отделение (прицель-
ное) в реактиве № 6. X7600: а—г — фрагменты поверхности разрушения по месту дефекта; межзе-
ренное разрушение с образованием гладкой поверхности или плоских ямок округлой формы (а —
на поверхности разрушения крупные хрупкоразрушенные при испытании первичные карбиды типа
МсС, и нитриды титана; б, в — в изломе — скопления карбидов типа М6С, но в отличие от рис. аг
более дисперсные: а — в изломе скопления карбидов, боридов эвтектического строения и нитридов
в виде частиц правильной формы); д, е — характерные структуры поверхности разрушения сплава
вне дефекта; в отдельных участках встречается межзеренное хрупкое разрушение с единичными
или группами хрупкоразрушенных при испытании нитридов титана (д). е — вязкое ямочное разру-
шение, внутри ямок — карбиды типа МбС.
Дефект «расслоение» обусловлен наличием в металле ликвационных зон, в которых присутствуют
скопления избыточных фаз различного состава и морфологии
148

> У
<»

n
Рис. 90. Сплав ХН70ВМЮ (ЭИ617), жаропрочный,
литое состояние. Зона внеосевой ликвации («усы»,
«шнуры»). Структура разрушения. Относитель-
ное удлинение образцов 40—10% (вне зоны
ликвации 80%). Угольная реплика, отделение в
реактиве № 10. Х7600:
о, б, в — хрупкое межзеренное разрушение, обу-
словлено присутствием на границах кристаллов
избыточных фаз в виде тонких разветвленных
дендритов (п), «пальм» (б), карбидов типа МеС
и TiC, а также скоплений нитридов и оксидов
алюминия (в).
По-видимому, разрушение проходило по грани-
цам в межосных пространствах, обогащенных
легирующими элементами и примесями
149
Рис. 91. Никель с оксидными неметаллически’ i
включениями (а, б, г — корунда AI2O3, разрозненны-
ми и в виде скоплений; с) — диопсида CaO-MgL
•2SiOj. в виде скоплении; в — кремнезема S1O2,
лученный методом порошковой металлургии, пру: £
20 мм. Фрактограммы образцов типа ВК6, раз; -
шенных при испытании на статическое растяжек.е
при 1250°С в вакууме. Угольная реплика, отделен
в реактиве № 12. Х6200:
На поверхности излома характерный для высокотем-
пературного разрушения микрогеометрическнй релье т
являющийся отражением сложной геометрии пласти-
ческой деформации и выявляется вследствие нзс -
рательного испарения в вакууме. Изменение нал;_ь-
ления линий рельефа связано с кристаллограф' -ifc
ской ориентировкой отдельных зерен и прлсутств »
на поверхности разрушения включений. На гран-
ей л ьноразориентпрованных зерен оно меняется рег-
(а, справа). Малоугловые границы на течение и-
талла не оказывают существенного влияния (щ с.’«.
ва.) У включений линии меняют свое направлен- -
останавливаются или свободно огибают их, не пр; =*
дя к повышению концентрации напряжений (с.
слева). В местах скоплений включений корунда н-
людается образование концентрационных розе’
(г, слева), а в местах скоплений диопсида—пе; =
сечение линий скольжения от разных плоскостей
(рис. д, в, низ)
150
Рис. 92. Сплав ХН77ТЮР
(ЭИ437БУ) литой, с низкой
технологической пластич-
ностью (разрушался при
ковке). Фрактограммы об-
разцов ВК6 после высоко-
температурного разрушения
в вакууме (я, б — при 1175°С;
в — при 1200°С; г — при
S250—1300*С). Угольная реп-
лика» отделение в реактивах
№ 6 или 10. Х7600 (а. 6) и
18000 (в, г).
Поверхность разрушения
имеет характерный высоко-
температурный микрогео-
метрическнй рельеф, что и на
рис. 91. В данном случае
сплав сложного состава с
большим количеством избы-
точных фаз. Линии рельефа
декорируются вследствие из-
бирательного вакуумного
испарения н за счет выде-
ления на них дисперсных
избыточных фаз при охлаж-
дении металла. В участках,
где на поверхности нет фаз,
линии имеют непрерывный
характер (с), что свидетель-
ствует о свободном течении
металла в процессе растяже-
ния. У частиц нитридов,
карбонитридов и боридов (б)
линии имеют сложную кон-
фигурацию. Иногда образу-
ются контуры отрыва (б,
вверху). На поверхности из-
лома наблюдаются карбо-
боридные эвтектические об-
разования значительной про-
тяженности. В таких участ-
ках обнаружено также при-
сутствие легкоплавких неме-
таллических включений типа
алюмосиликатов кальция пе-
ременного состава (<?). На-
блюдается оплавление в зоне
эвтектики. Это указывает на
то, что разрушение прохо-
дило в подплавленных в
процессе высокотемператур-
ного нагрева объемах метал-
ла. Такими объемами могут
быть границы кристаллов,
межосные участки, обога-
щенные легирующими эле-
ментами и примесями, сни-
жающими пластичность ме-
талла при высоких темпера-
турах
151
Рис. 93. Сплав ХН70ВМТЮ (ЭП617), литое соскч:
Мнкрофрактограммы образцов В Кб после выс
температурного разрушения в ваку\а1е (<.
1160°С; б, в —при 12СХГС, г, д при 1250- 12"
Металл с различном технологической пластнчн
(а, б, г — с удовлетворительной пластичностью
1200°С 6=99,0%, ф =87%; в, д — с пониженно.-.
1200°С 6=79%, if=50%). Угольная реплика, о
ние в реактиве № 10. Х5800.
Общий характер структуры разрушения об!
типичен для топографии высокотемпературно!
лома. В металле с удовлетворительной иластичн с
на поверхности разрушения избыточных фаз ik
(рнс. а, б, г), чем в металле с пониженной пл^.
ностью (рис. в, д). Характерным для этого ме_л
является наличие эвтектик на поверхности разу*
ния, в составе которых обнаружены карбиды
МсС, борид хрома, в некоторых участках — вкл*:
ния силикатного типа (CaO-MgO-2SiO2 и *
Количество эвтектических выделений и размер
в эвтектике на поверхности разрушения с п«*-р
ннем температуры испытания увеличиваются. ”
испытания при 1275сС в таких участках паблю..*
оплавление (д)
Разрушение в этом случае проходило вдоль гул
по межосным пространствам, обогащенным лгг
ющими элементами и примесями, снижающими
чность границ и приводящих к понижению плас
нести прн горячей прокатке
152
3.5. СТРУКТУРА ЗАЩИТНЫХ ПОКРЫТИЙ НА СТАЛИ
Оловянные покрытия
Рнс. 94. Микроструктура покрытия электролитически луженой жести (кислый электролит). Состав
(кислого) электролита лужения, г/л: сернокислое олово (SnSOj 54; п-фенолсульфоновая кисло!а
(C6H4OHSO3H) 70: днгидрооксндфенил сульфон (C12H10SO4) 5; монобутилфенилфенол моносульфат
натрия fC-sHnSC^Na) 0,3. Режим процесса: плотность тока £>к =30 А/дм2, температура 40°С: ско-
рость движения полосы 3 м/с, толщина осадка 1 мкм. Оплавление осадка контактным способом.
Слон фаз, толщина мкм: пассивная пленка сложного состава Сг — Sn — О, 0,005—0,00Г. So, 0.8—0,9;
?\-фзза Ре — Sn, 0.02—0,03; FeSn2 (0,1—0,3): FeSn, (0,02—0,05). Метод 1 (косое сечение), реактивы
1,7 XI0000:
153
a (I — поверхность, II—косое сечение олова, III —
поверхность диффузионного слоя) — на поверхности
олова видна тонкая бесструктурная хроматная плен-
ка; микроучасток олова соответствует только не-
большому фрагменту одного кристалла олова; раз-
меры кристаллов олова в плоскости параллельной
основе составляют 1,0—6,0 мм; по сечению олова
видна блочная структура; блоки имеют вид вытяну-
тых пластин, повернутых друг относительно друга
на небольшой угол; на поверхности диффузионного
слоя видна неизвестная Х-фаза [115], кристаллы ко-
торой просматриваются в виде вытянутых призм, за-
кономерно ориентированных относительно основы;
б — микроучасток по сечению слоя соединения FeSnz;
по своей структуре этот слой очень близок к
Х-фазе; кристаллы FeSn2 также имеют внд вытяну-
тых призм, закономерно ориентированных относи-1
тельно основы; в — переход от слоя Соединения!
FeSn2 (I) к слою FeSn (II); соединение FeSn пмеег|
очень дисперсную структуру и состоит из кристалле*
округлой формы размером 0,01—0,02 мкм; г — сл<*Л
соединения FeSn; границы между дисперсными
кристаллами различаются недостаточно четко; видны
«отпечатки» сравнительно крупных кристаллов выше-
лежащего слоя FeSn2 (показано стрелкой), которые
образовались вследствие неодинаковой скорости диф
фузии олова по границами в объеме этих кристаллов.
О — переход от слоя соединения FeSn (I) к основе (11»-
в полуразрушенном слое FeSn участки растрава (ф-j
гуры травления) металла основы (показано стрелкой»
Рнс. 95. То же, что на рис. 94 (щелочной элект
лит). Состав электролита (щелочного) лужения, г
станах калия (К25пОз ЗН2О) 40; едкий калий (КО’
20; углекислый калий (К2СО3) 40; перекись водо:
10%-ная 1. Режим процесса: плотность тока /А
=5 А/дм2, температура 7б°С, выход по току ;•*
Толщина осадка 0,4 мкм. Оплавление осадка
тактным способом. Слои фаз, толщина, мкм: олово. ;
остальные — что и на рис. 94. Метод I (косое Се-
нне), реактивы 1,7. X 13000:
а — переход от слоя олова (/) к поверхности ~
фузионного слоя (//); микроструктура олова ъ-
же, как и на рис. 94; пластинки блоков на дай:-*
участке имеют небольшой угол с поверхностью
новы; ступеньки от отдельных пластин блоков п
заны стрелками; слой Х~фазы состоит из дисперсь
удлиненной формы кристаллов, беспорядочно ор=.
тированных относительно основы; беспорядоч-
орнентировка кристаллов вероятно обусловлена z
цессом интенсивного выделения водорода при ос -
дении олова; б — микроучасток по сечению с.
FeSn2 в зоне сочленения двух зерен металла осн
(А, Б, В); кристаллы сильно разориентирова
в — слой соединения FeSn; его кристаллы округ
формы размером 0,005—0,01 мкм образуют сплои:
слой на поверхности основы.
S'*
Рис. 96. Микроструктура покрытия электролитически луженой жести с подслоем олова, получен-
ным из щелочного электролита. Условия нанесения покрытия: осаждение на стальную полосу тон-
кого слоя олова (подслой — 0,05 мкм) из щелочного электролита (состав — см. рис. 95); поверх
подслоя нанесение основного слоя олова толщиной 1,0 мкм из фенолсульфокового электролита
(см. рис. 94). Слои фаз — см. рис. 94. Метод I (косое сечение), реактивы 1,7. Х10000:
а — переход от слоя олова (/) к поверхности диффузионного слоя (//); в слое олова наблюдается
рельеф травления, характерный для его оплавленного состояния; пластины блоков (показано
стрелкой) ориентированы под небольшим углом к поверхности основы; на поверхности диффу-
зионного слоя сравнительно мелкие удлиненной формы кристаллы Х-фазы ориентированы бес-
порядочно относительно основы; б — середина слоя FeSn2; слой состоит из сравнительно мелких
кристаллов, беспорядочно ориентированных относительно основы (объяснение — см. рис. 95) и
более крупных (показано стрелкой)—с эпитаксиальной направленностью; в — переход между
слоями FeSn2 и FeSn; видны кристаллы удлиненной формы FeSn2 и тонкая пленка дисперсных
кристаллов FeSn (показано стрелками); г — поверхность стальной основы с остатками слоя FeSn
(показано стрелкой)
155
Рис. 97. То же, что и на рис. 96, кислый электролит. Условия нанесения покрытия: нанесение
на сталь подслоя олова толщиной 0,05—0,06 мкм из электролита состава, г/л: серная кислота
(H2SO4) 60; ионы олова Sn2+ 2.5; монобутилфенилфенол моносульфат натрия 0,25; плотность
тока 12 А/дм2; температура 40°С. Нанесение поверх подслоя основного слоя олова (0,5 мкм)
из фенолсульфонового электролита (состав — см. рис. 94). Выход по току нанесения подслоя
олова 25%, а основного слоя 95%. Оплавление контактным способом. Слои фаз, толщина, мкм:
олово, 0,5, остальное — см. рве. 94. Метод 1 (косое сечение) реактивы 1,7. XI0000:
а — переход от олова 1 к слою Х-фазы //; слой Х-фазы состоит из сравнительно мелких крис-
таллов удлиненной формы с беспорядочной ориентировкой относительно основы (объяснение —
см. рис. 95); б — слой соединения FeSns около границы со слоем FeSn; наряду с мелкими ра-
зориентированными кристаллами видны более крупные эпитаксиально ориентированные
156
Рис. 98. Микроструктура покрытия горячелуженой,
жести, полученного в ванне с нормальной актив-
ностью флюса. Условия лужения: расплав олова мар-
ки 01 температурой 340°С; время лужения 20 с. При-
мерный состав флюса, г/л: водный раствор хлористого
цинка плотностью 1,45—1,50 г/см3; соляная кислота
2—3; серная кислота 1—1,5. Толщина покрытия
2,2 мкм. Слои фаз, толщина, мкм: SnO, 0,001—0.003;
Sn 1,5—0,8; FeSns, 0,4—0,6; FeSn, 0,02—0,05. Слой
Х-фазы не обнаружен. Метод 1 (косое сечение), ре-
активы 1,7. У5000:
а — поверхность покрытия, размеры кристаллов олова по поверхности покрытия 10—15 см; пока-
зан фрагмент кристалла олова в зоне травления на косое сечение; видны фигуры травления
кристалла олова, иа «дне» которых просматриваются кристаллы диффузионного слоя (стрелки);
5 — поверхность диффузионного слоя, / и остатки слоя олова //; в зоне травления на косое
сечение олово травится очень неравномерно; диффузионный слой в основном состоит из крис-
таллов FeSn2 равноосной формы; видна зона перехода участков диффузионного слоя со сравни-
тельно крупнокристаллической структурой (Л) к участкам с мелкокристаллической структурой
(Б), данная зона соответствует переходу от светлых к серым участкам волнообразного рисунка,
который визуально можно наблюдать на диффузионном слое после стравливания олова; участки,
с более мелкими кристаллами вероятно образовались в местах, где процесс взаимодействия олова
с основой во флюсе сопровождался повышенной интенсивностью выделения водорода; в — мик-
роучасток примерно в середине сечения слоя FeSns; плавный переход между участками с раз-
ной величиной кристаллов; участки с более мелкими кристаллами (серые поля волнооОразиого
рисунка) обладают более высокой пористостью; г — переход слоя FeSn2 с относительно круп-
ными кристаллами (/) к слою FeSn2 (2); д — слой соединения FeSn; кристаллы слоя размером
в сотые доли микрометров имеют округлую форму; видны участки растрава слоя до металла
основы — фигуры травления (стрелки)
157
Рис. 99. То же, что на рнс. 98, с повышенной активностью флюса. Условия лужения: расплав
олова марки 01 температурой 340°С, время лужения 20 с. Примерный состав флюса, г/л: водный
раствор хлористого цинка плотностью 1,52—1,53 г/см3; соляная кислота 4—5; серная кислота 1,0—
1,5. Толщина покрытия 2,3 мкм. Слои фаз, толщина—те же; что и в случае рис. 98. Метод I
(косое сечение), реактивы 1,7- У5000:
а, б — переход от слоя олова (/) к диффузионному слою на различных участках волнообразного
рисунка; на светлых участках диффузионный слой сравнительно крупнокристаллического строе-
ния (2); на серых участках (3) кристаллы примерно в 2—3, а иа темных (4) в 10—20 раз
меньше, чем на светлых участках; кристаллы FeSn2 в виде вытянутых призм с четкой огранкой
на светлых участках эпитаксиально ориентированы; на серых участках эта ориентировка сильно
нарушена, а на темных — кристаллы ориентированы беспорядочно (объяснение — см. рис. 95); по
своей структуре темные участки аналогичны диффузионным слоям покрытий электролитически
луженой жести, полученных в режимах малого выхода по току (см. рис. 95, 96, 97); в — сере-
дина сечения слоя FeSn2 серого поля; кристаллы сильно разорнентированы относительно Друг
друга; г — то же, на границе между светлым (/) и темным (//) полями волнообразного рисунка;
видна четкая эпитаксиальная ориентировка крупных кристаллов светлого поля н беспорядочная
ориентировка мелких кристаллов темного поля; д — слой FeSn с дисперсной микроструктурой
ма границе между светлыми (/) и темными (II) участками волнообразного рисунка; на светлом
участке отчетливо видны «отпечатки» крупных кристаллов вышележащего слоя FeSn2 (объясне-
ние— см. рис. 94); е — то же, что и в случае д, серое поле; отпечатки более мелких кристаллов
158
159
:

I
4
<1
U-*
>
видны кристаллы
Рис. 100. Микроструктура гальванического
осадка олова, полученного из_ щелочного
электролита. Состаа электролита — см.
рис. 95. Режим процесса: плотность силы
тока DK =5 А/дм2; температура 80°С. Тол-
щина осадка 0,35—0,38 мкм. Слои фаз,
толщина, мкм: SnO, 0,001—0,003; Sn, 0.30—
0,35; FeSn2, 0,02—0,05: FeSn обнаружить
не удалось. Метод 1 (косое сечение), ре-
активы 1,7. X10000:
а — переход от слоя олова (/) к диффу-
зионному слою (//), "-----
олова размером 0,6—1,4 мкм; стрелкой I
показаны поры; на поверхности покрытия
тонкая, аморфная пленка окиси олова. По-
луразрушенные остатки которой видны по
кромке косого сечения (2); диффузионный
слой состоит из кристаллов FeSn2 округ-
лой формы размером 0,02—0,04 мкм; б —
участок по сечению слоя FeSn2 с дисперс-
ной структурой; в — поверхность металла
основы, контактирующая с FeSn2; видны
округлой формы отпечатки, размеры ко-
торых примерно соответствуют величине
кристаллов FeSn2; причины образования
отпечатков те же, что и в случае рис. 94
& ' *
j, у > з
^’4
*g^r; X'
c&^vfe *
•л "Л,
1^.^
"£

160
Рис. 101. То же, что на рис. 100, из фенол сульфонового (кислого) электролита без ПАВ. Сос-
тав электролита, г/л: сернокислое олово (SnSO«) 54; п-фенолсульфоновая кислота (СбНЮНЗОзН) 70;
режим процесса: плотность тока £>к =10 А/дм2; температура 40°С; скорость движения полосы
0,5 м/с. Толщина осадка в пересчете на сплошной слой 1 мкм. Слои фаз, толщина, мкм: оксидная
пленка, 0,005—0 008; Sn, 0,95—1,00; интерметаллическое соединение — предположительно У
Fe^ QySn, (0,03—0,05). При нагреве на 80—100°С в диффузионном слое образуется соединение
FeSn2- Фаза FeSn ие обнаружена. Метод 1 (косое сечение), реактивы 1,7. Х7000:
а — поверхность осадка олова, размер кристаллов 1—2,5 мкм; осадок несплошный; стрелками по-
казаны поры; на поверхности осадка видна тонкая аморфная пленка SnO; б — переход от трав-
леного слоя (Z) к диффузионному слою (II). На поверхности кристаллов олова нечетко просмат-
ривается рельеф травления (в виде сглаженных мнкроступенек). Диффузионный слой состоит из
кристаллов округлой формы размером в сотые — тысячные доли микрометра; в — переход по-
верхности основы, контактирующей с диффузионным слоем (I), к его сечению (II); на поверх-
ности видны отпечатки округлой формы от кристаллов соединения Fe—Sn(y—Fet,2?Sn)—объяснение
см. рис. 97
Зак. 133
161
Рис. 102. То же. что на рис. 101, с ПАВ (блескообразующая добавка Листан-2). Состав электро-
лита, г/л: сернокислое олово (SnSCU) 60; серная кислота (H2SO4) 140; (0П — 10) 10;
формалин 5; листан-2 (продукт конденсации ацетона и формальдегида 1152])
10. Режим процесса: D 10 А/дм2; температура 20°С; скорость движения полосы 0,5 м/с; толщи-
на осадка [0 мкм. Слои фаз, толщина, мкм: олово 9,5—10,0; интерметаллическое соединение
Ге — Sn 0,02—0,05. Из-за сильного экранирования пленками ПАВ, включенных в олово, электро-
нографическн природу соединения установить ие удалось. Метод 1,4 (косое сечение, реплика без
ПАВ и с экстрагированием ПАВ), реактивы 1, 10, 11. X5000:
а — поверхность (Z), косое сечение (//) и диффузионный слой (III} осадка олова (реплика —
без экстракции); поверхность осадка довольно ровная, что обеспечивает покрытию хороший блеск;
по сечению осадок олова имеет слоистое строение; слои олова чередуются с ПАВ: в микроучастке
(стрелка) в отличие от основной массы покрытия слои чередуются чаще и они более тонкие;
кристаллы олова ориентированы плоскостью (001) параллельно поверхности основы; диффузион-
ный слой имеет очень дисперсную структуру; б — поверхность блестящего осадка с экстрагирован-
ной пленкой ПАВ; в микроучастке, где нарушена периодичность чередования слоев, концентра-
ция ПАВ выше, чем на основной поверхности покрытия (стрелка); в—-пленка ПАВ, расположен-
ная между слоями олова по сечению покрытия; микродифракционное исследование показало,
Что экстрагированная пленка ПАВ аморфная; г — кристаллы олова с четкой огранкой одного из
слоев по сечению покрытия; видны остатки пленки ПАВ, расположенной между слоями олова
и на поверхности отдельных кристаллов в слое олова (стрелки).
162
Рис. 103. То же, что на рис. 102, с ПАВ (суксенол). Состав электролита, г/л; сернокислое олово
(SnSO4) 54; серная кислота (H2SO<) 90; суксенол (C20H37O7SNa) 2. Режим процесса: плотность то-
ка D = 15 и 30 А/дм2; температура 30°С; скорость движения полосы 0,5 м/с. Толщина осадка 1 мкм.
Слои фаз, толщина—те же, что и на рнс. 101. Метод 1,4 (косое сечение с экстрагированием ПАВ),
реактивы 1, 10, 11. Х7000:
а, б — осадок, полученный при £>к = 15 А/дм2, распределение ПАВ на поверхности (а) и в объеме
(б) осадка; на поверхностн имеется пленка ПАВ, контуры кристаллов олова сглажены, осадок
имеет в сравнении с рнс. 103 более крупнокристаллическую структуру; пленки ПАВ в объеме
распределены по границам кристаллов (стрелки); в, г — осадок, полученный при плотности тока
£>к =30 А/дм2; распределение ПАВ на поверхности (в) и в объеме (е) осадка, микроструктура
осадка и характер распределения ПАВ в нем примерно такие же, как и в осадке, полученном при
15 А/дм2, но наблюдается некоторое увеличение концентрации ПАВ; пленки ПАВ несколько толще
(стрелки); на отдельных микроучастках (г — стрелки) пленки после выделения из осадка скручива-
ются, стягиваются в жгуты, т. е. ведут себя как эластичный, рези неподобный материал. Покрытие
после оплавления отличается повышенной пористостью
6* Зак. 133
163
Рис. 104. То же, что на рис. 102, с ПАВ (ЭНСА). Состав электролита, г/л: сернокислое олово
(SnSO4) 54; «-фенолсульфоновая кислота (СбНБОН5ОзН) 100; ЭНСА (этоксильная — нафтол-
сульфокислота) 2. Режим процесса: плотность тока £>к = 15 А/дм2; температура 40°С; скорость
движения полосы 2 м/с.
Толщина покрытия 1 мкм. Слои фаз, толщины — те же, что н на рис. 101. Метод 1,4 (косое сече-
ние с экстрагированием пленок ПАВ), реактивы 1, 10, 11. X10000:
а — поверхность (/) н косое сечение (//) осадка олова; поверхность диффузионного слоя (///).
Осадок олова имеет сравнительно мелкокристаллическое строение и отличается высокой сплошностью;
диффузионный слой состоит из кристаллов соединения <Fe — Sn округлой формы
размером в сотые доли микрометра; на границе между кристаллами с поверх-
ности покрытия и по косому сечению видны тонкие пленки ПАВ; ос-
татки полуразрушенных пленок ПАВ просматриваются также и на поаерхности диффузионного
слоя (стрелки); б — участок по сечению диффузионного слоя Fe— Sn с остатками пленки ПАВ;
по теням, образовавшимся от кусочков пленки при напылении угольной реплики, можно видеть,
что пленки имеют форму стенок, конфигурация которых совпадает с формой границ кристаллов
олова (стрелки); осадок, полученный нз электролита с ЭНСА, имеет сравнительно небольшую
концентрацию ПАВ. хорошо оплавляется и обладает довольно высокой сплошностью
164
Рис. 105. Микроструктура гальванического осадка
олова в зоне перехода неопл а пленного покрытия к
оплавленному. Состав электролита, г/л: сернокислое
олово (SnSO4) 54; п-фенолсульфокислота
(C6H4OHSO3H) 100; нафтаксол (гептаэтиленглико-
левый эфир 2-нафтолсульфоновой кислоты) 2. Режим
процесса: плотность тока Z) к —15 А/дм2; температу-
ра 40°С; скорость движения полосы 2 м/с. Толщина
покрытия 1 мкм. Слои фаз, толщина, мкм: олово
0,95—1,05; FeSn2 на неоплавленном участке 0,05—0,07,
на оплавленном участке 0,1—0,2; FeSn на оплавлен-
ном участке 0,02—0,03. Метод 1, 3, 4 (косое сечение
с экстракцией ПАВ, параллельная основе поверх-
ности):
а — поверхность покрытия в зоне перехода от не-
оплавленного (/) к оплавленному (//) участку, на
неоплавленном участке слой олова состоит из кри-
сталлов с выпуклой поверхностью; в зоне оплавле-
ния рельеф более гладкий и наблюдаются примерно
одинаково направленные бороздки (ступеньки), что,
по-видимому, обусловлено блочной структурой кри-
сталла олова. Х5000; б — косое сеченне покрытия в
неоплавленном участке, удаленном от границы на-
чала оплавления олова примерно на 0,4—0,5 мм; оса-
док олова (стрелка 1) по своей микроструктуре очень
близок к осадку, полученному из электролита с добавкой ЭНСА ,(см. рис.. 105); по кромке косого
сечения видна полуразрушенная пленка ПАВ (стрелка 2); просматривается рельеф травления кри-
сталлов олова (стрелки 3); на поверхности диффузионного слоя видны пленки ПАВ в виде стенок,
располагающихся по границам вытравленных кристаллов олова (стрелки 4); диффузионный слой
состоит из дисперсных кристаллов округлой формы. X13000; в — участок более близкий к границе
оплавления (0,2—0,3 мм); отличается от предыдущего тем, что здесь в результате процессов диф-
фузии кристаллы FeSn2 стали более крупными (в 1,5—2- раза); наблюдается выстраивание их в ли-
нии; обозначения стрелками, что и в б. XI3000; г — участок еще более близкий к границе оплав-
ления (0,1 мм); в этой зоне коалесценция и диффузия прошли более интенсивно, наблюдаются
кристаллы, по своей форме и размерам близкие к кристаллам оплавленного покрытия отдельные
кристаллы FeSn2 показаны стрелками (7), ПАВ после термического воздействия в основном сохра-
няют пленочную форму (стрелки 2). Х5000; д — диффузионный слой в зоне перехода от неоилав-
ленного (II) к оплавленному (II) участку; кристаллы FeSn2 имеют вид вытянутых призм с эпитак-
сиальной ориентировкой; на участке (II) экстрагированные кристаллы в 2—3 раза толще, чем на
участке (/). Х5000; е — участок оплавленного олова на расстоянии примерно 0,1—0,2 мм от грани-
цы начала оплавления; по косому сечению олова видны ПАВ в виде частиц округлой формы и
пленок (стрелки); концентрация ПАВ в покрытии сравнительно высокая. X13000; ж— участок, оп-
лавленного олова, удаленный от границы начала оплавления примерно на 0,3—0,4 мм; концентра-
ция ПАВ по сечению покрытия значительно меньше, чем в слое олова предыдущего участка; ПАВ
сконцентрированы в приповерхностном слое покрытия (стрелки) X13000
165
Рис. 106. Влияние неметаллических включений в стали на сплошность покрытия электролитически
луженой жести. Условия получения покрытия и слои фаз те же, что и на рис. 94. Метод 1,4
(косое сечение без и с экстракцией включений) реактивы 1, 7:
а — участок покрытия с неметаллическим включением,, расположенным в поверхностном слое
жести (сталь 08 пс); включение в виде сложного оксида, содержащего А1, Мп, Si, не покрыто
слоем олова (/). По конфигурации косого сечения слоя олова, проходящего около частицы, видно,
что слой покрытия вблизи неметаллического включения утончается, образуя кратер с пологими
краями. Около включения видна пленка ПАВ (2). Х5000; б — включение корунда, экстрагиро-
ванное в одноступенчатую реплику из поверхностного слоя основы; размеры включения больше,
чем микроучастка контакта его с покрытием. Х7000; в — включение с частицей корунда (стрелка,
отпечаток) двухступенчатая реплика); в зоне контакта включения с покрытием кристаллы зна-
чительно разориентированы; включение сопровождается заметной адсорбцией ПАВ а виде пле-
нок; по профилю косого сечения слоя олова, видно, что в зоне, где залегает включение, покрытие
главно утончается. Х5000; г — включения корунда (прямое наблюдение на сканирующем микро-
скопе) не покрытые оловом (стрелки); в зоне их залегания покрытие утончается. X16UU
166
Рис. 107. То же, что на рис. 102, с ПАВ (ДДС). Со-
став электролита, г/л г сернокислое олово (SnSO4) 54;
п-фенолсульфоновая кислота (C6H4OHSO3H) 70; ли-
ги дрооксидефеиилсульфон (ДДС — Ci2Hi0SO4) 5; моно-
бутилфенилфенол моносульфат натрия (арескап
C16HnSO4Na) 0.3. Режим процесса: плотность тока
£>к =30 А/дм2; температура 40°С; скорость движения
полосы 3 м/с; толщина осадка 1 мкм. Слои фаз, тол-
щина. мкм-—те же, что и на рис. 101. Метод 1 (ко-
сое сечение), реактивы 1,7. XI0000.
Поверхность (7), косое сечение слоя олова (//) и
диффузионный слой покрытия (III}. На поверхности
видно, что кристаллы олоаа образуют сплошной слой.
По косому сечению покрытия просматривается рельеф
травления кристаллов олова с разной ориентировкой
и видна их блочная (пластинчатая) структура. По гра-
ницам кристаллов с поверхности покрытия и по косому
сечению наблюдаются тонкие пленки ПАВ (стрелки).
Диффузионный слой толщиной в сотые доли микро-
метра состоит из дисперсных кристаллов округлой
формы. Гальванические осадки с такой микрострукту-
рой хорошо оплавляются
Рис. 108. Инородные включения в слое олова элект-
ролитически луженой жести Условия получения по-
крытия и слои фаз те же, что и на рис. 94. Ме-
тод 3,4 (реплика с экстракцией), реактив—11.
XI0000:
о, б, в — различные типы включений на поверхности
покрытия; микродифракционное исследование пока-
зало, что включения аморфные, данные включения
являются шламом, гидроокисью олова или
продуктами превращений ПАВ при тепловой обра-
ботке в процессе оплавления олоаа
167
Рис. 109. Влияние включений в слое олова на сплошность покрытия электролитически луженой
жести. Услоаия получения покрытия и слои фаз те же, что и на рис. 94. Метод 1, 3, 4 (косое
сечение, реплики без и с экстракцией), реактивы 1,11:
а — включение частицы шлама в покрытии, в зоне косого сечения включение полуразрушено;
под включением просматриваются кристаллы Х-фазы; около включения толщина слоя олова прак-
тически не меняется; в зоне залегания включения сплошность покрытия нарушена на всю тол-
щину слоя олова. Х5000; б — участок по месту залегания включения (предположительно частицы
шлама и ПАВ), в процессе приготовления косого сечения олово вокруг включения обтравнлось
и включение выпало из покрытия (/); по месту включения образовалась пора на всю толщину
слоя олова, в участке, где находилось включение, есть диффузионный слой; на соседнем участке
(2), расположенном выше косого сечения, включения сохранились. Х5000; в — участок поверх-
ности покрытия после удаления включения влажным тампоном (предположительно, продуктов
термообработки ПАВ или шлама); по месту залегания включения обнажился диффузионный
слой; между кристаллами диффузионного слоя наблюдаются остатки включения (стрелка).
X13000
168
691
Рис. 110. Влияние пластической деформации на микроструктуру диффузионного слоя покрытия
горячелуженой жести. Условия получения покрытия и слои фаз те же, что и на рис. 98. Иссле-
дование стенки корпуса штампованной банки № 6 (ГОСТ 5981—71), степень деформации кото-
рой увеличилась от диа к фланцу. Метод 3, 4 (репликн с поверхности диффузионного слоя
без н с экстракцией его кристаллов) реактивы 3.9:
а. б — участки светлого (а) и серого (б) полей волнообразного рисунка примерно на середине
длины стенки банки (реплика без экстракции); видны участки разрушения слоя в зонах макси-
мальной пластической деформации основы; трещины проходят как по границам, так и в объеме
кристаллов (стрелки); на репликах без экстракции хорошо видна структура, но недостаточно
контрастно просматриваются участки нарушения сплошности слоя. Х8500; в, г, д — участки диф-
фузионного слоя, близкого к дну (в), середине (г) и фланцу (б) стенкн корпуса банки (реплики
с экстракцией диффузионного слоя); на участках, близких к дну стенки, четко видно, что
деформация (2—3%) вызвала незначительное уменьшение сплошности в основном по границам
кристаллов (/); светлые зоны — отпечатки от выпавших при подготовке реплики кристаллов (2);
на участках середины стенки банки (деформация 5—8%) нарушение сплошности по зонам
максимальной пластической деформации довольно значительное; еще большее нарушение сплош-
ности наблюдается в участках около фланца корпуса банки (деформация 15—20%), где микро-
участки разрыва диффузионного слоя достигают 1,0—1,2 мкм в ширину, что примерно составляет
половину толщины покрытия; испытания на пористость стенки банки показало, что она увеличи-
вается с ростом степени деформации покрытия. Х5000
Рис. 111. То же, что на рнс. ПО, в электродитич^
луженой жести. Условия получения покрытия
слои фаз те же, что и на рис. 94. Деформа
растяжением. Метод 3,4 (реплики без и с экстр
цней диффузионного слоя), реактивы 3, 7, 9. Х5"
а — поверхность диффузионного слоя покрытия
сти, деформированной на 5% (реплика без экстр
ции); кристаллы FeSn2 в виде удлиненных пр
эпитаксиально ориентированы относительно осн с
в зонах максимальной пластической деформации
блюдается дробление кристаллов (стрелки); б
диффузионный слой жести, подвергнутой упру
деформации (реплнка с экстракцией); видна нео
наковаи сплошность диффузионного слоя на уча
ках с разной кристаллографической ориентиров
FeSn2; следов нарушения сплошности диффузио-
го слоя от деформации практически не на блюда
ся; в — диффузионный слой жестц после деформа
на 7% (реплнка с экстракцией); наблюдаются уч
ки нарушения сплошности диффузионного слоя
зонам максимальной пластической деформа,
(стрелки)
170
Цинковые покрытия
Рис. 112. Микроструктура цинкового покрытия, по-
лученного горячим способом, иа малоуглеродистой
стали, содержащей 0,001—0.002% кремния. Условия
цинкования: агрегат типа Сензимира; расплав цинка
с концентрацией алюминия 0,18—0,20%; температура
450°С, время цинкования 4—5 с, хроматирование в
составе СгО3 7—10 г/л. Оценка прочности сцепления
покрытия с основой по технологической пробе 5
(отлично). Слои фаз, толщина, мкм: соединение
сложного состава Zn—Сг—О—Н (хроматная пленка,
десятые — сотые доли), Zn 18, FeZn7 (фаза б|),
Fe2AI5 по 0,1—0,2. Фазы: FeZni3 (£ — дзета), FesZHio
(Г) не обнаружены. Метод 1 (косое сечение), реак-
тивы 1,8. Х5000:
а — поверхность цинкового покрытия с тонкой амор-
фной хроматной пленкой, видны фигуры травления,
которые характерны для слоя цинка после медлен-
ного охлаждения (или дополнительного отжига);
б — сечение слоя,цинка; рельеф его травления свой-
ственен покрытию после сравнительно медленного
охлаждения; в — диффузионный слой на границе с
цинком; кристаллы FeZn7 (7) имеют равноосную фор-
му с недостаточно четкой огранкой; видны очень ди-
сперсные кристаллы Fe2Al5 (2); г — диффузионный
слой вблизи поверхности основы, структура аналогич-
на (в), однако концентрация фазы Fe2Al5 значительно
выше; д — поверхность стальной основы, видны от-
печатки (/) соразмерные величины дисперсных кри-
сталлов Fe2AI5 и фигуры травления основы (2); при-
чина образования отпечатков, что и в случае рис. 94
171
Рис. 113. То же, что на рис. 112 с содержанием кремния 0,29%. Условия цинкования те же, что
и иа рис. 112. Оценка прочности сцепления с основой 1 (неудовлетворительно). Слои фаз, толщи-
на, мкм: хроматная пленка (см. рис. 112), Zn, 20, FeZrii3 (дзета) 2—3, FeZn7 (6i) 0,5, Fe2Als сотые
доли, неизвестное соединение Fe — Si — Zn —AI (неравномерно по поверхности) 1—2. Метод 1. ре-
активы 1,8. Х5000:
а — хроматная пленка на поверхности цпика (темный участок); начало косого сечения цинка;
б — конец слоя цинка (Z), начало диффузионного слоя (II)-, кристаллы соединения FeZn18l имеют
вид удлиненных призм с недостаточно четко выраженной огранкой (/); по месту бывших границ
зерен (2) основы просматривается неизвестная фаза Fe — Si —Zn — Al в виде дисперсных кристал-
лов округлой формы; в — переход от слоя соединения FeZni3 (А) к соединению FeZn? (5); слой
FeZn7 состоит из кристаллов равноосной формы с нечетко выраженной огранкой; дисперсные
кристаллы Fe2Al5 находятся частично в слое соединения FeZn7, по границам его кристаллов; видна
сетка участков неизвестной фазы по месту положения границ зерен основы (стрелка); г —слой
стальной основы вблизи границы с диффузионным слоем (на расстоянии 2—3 мкм); по грани-
цам зерен феррита видна неизвестная фаза, содержащая кремний, в виде пленок, (стрелки).
С этой фазой реагируют цинк, алюминий, образуя сетку дисперсных кристаллов в слоях соедине-
ний FeZn? и FeZni3 (см. б, в); наличие слоя FeZni3 и кремнесодержащего соединения снижает
пластичность диффузионного слоя и уменьшает прочность сцепления покрытия с основой
172
Рис. 114. Микроструктура диффузионного слоя горяче-
го цинкового покрытия и а хорошо подготовленной
поверхностн стали (полное восстановление пленки
окислов). Условия цинкования: агрегат типа Сензи-
мира; цинковый расплав с концентрацией алюминия
0,18%; температура 45()°С; время цинкования 4—5 с.
Оценка прочности сцепления покрытия с основой 5.
Слои фаз, толщина, мкм: цинк 18, FeZnl3 0,1—0,2,
FeZnr 1—2, Fe2AIs 0,1—0,2. Фаза FeaZnio не обнаружена.
Метод I (косое сечение), реактивы 1.8. Х5000:
а —окончание слоя цинка (/), поверхность диффузи-
онного слоя (//); цинк имеет крупнокристаллическое
строение; виден рельеф травления; на поверхности
диффузионного слоя кристалла просматриваются раз-
розненные кристаллы FeZnis удлиненной формы
(стрелка); б — участок по сечению слоя FeZn?;
кристаллы фазы имеют равноосную форму с доволь-
но четкой огранкой; в слое на границе кристаллов
FeZn? просматриваются разрозненные дисперсные
кристаллы соединения FeaAU (стрелка), концентра-
ция которых увеличивается в направлении к основе;
в — переход от слоя FeZn? (/) к Fe2Al5 (//); дисперс-
ные кристаллы FezAlg образуют на поверхности осно-
вы сплошной однородный слой, в микроучастках
(стрелки) видны фигуры травления основы
Рис. 115. То же, что на стали с частично восста-
новленной окисной пленкой. Условия цинкования те
же, что и на рис. 114. Оценка прочности сцепления
покрытая с основой 3. Слои фаз, толщина, мкм:
цинк 20, FeZnu 1—2, FeZn7 0,2—0.3, Fe^Alg (сотые
доли). Метод 1 (косое сечение), реактивы 1,8. Х5000:
а—окончание слоя цинка (/), поверхность диффузи-
онного слоя (//); на поверхности диффузионного
слоя видны кристаллы фазы FeZni3 удлинен-
ной формы с четкой огранкой и беспорядочной
ориентировкой относительно основы; б — переход от
слоя FeZnl3 (/) к FeZn7 (//); видны относительно
крупные кристаллы удлиненной формы Fezni3 на
фоне сравнительно мелких равноосных кристаллов
FeZn7; в — слой соединения FezAIs с дисперсной
структурой; на отдельных участках (стрелки), слой
этой фазы разрушен травлением до основы; увели-
чение толщины слоя FeZni3 и уменьшение слоя
FeZn? обычно сопровождается снижением прочности
сцепления покрытия с основой
Рис. 116. Влияние холодной прокатки на морфологию фаз в диффузионном слое горячего цинково-
го покрытия. Условия цинкования и слои фаз те же, что на рнс. 115. Образцы без деформации и
после холодной прокатки с обжатием 22—60 %. Оценка прочности сцепления покрытия с осно-
вой 3. Слои фаз, толщина—те же, что и на рис. 115. Метод 1.4 (косое сечение, экстракция), ре-
активы 1, 8, 9. Х5000:
a, б, — фаза FeZni3 до деформации (а) и после прокатки с обжатием иа 22% (б) соответственно;
до деформации кристаллы фазы имеют вытянутую форму; после деформации на 22% кристаллы
сильно расплющены и наблюдается их дробление (стрелки); сплошность слоя фазы почти не нару-
шается, что указывает иа то, что фаза FeZni3 в условиях холодной прокатки обладает сравнитель-
но высокой пластичностью; в. г, д — фаза FeZn7 в исходном покрытии (без деформации) — (в)
и после прокатки с обжатием 22 (г) и 60% (б) соответственно; до деформации равноосные кри-
сталлы фазы имеют довольно четкую огранку; после деформации на 22% произошло расплющи-
вание н дробление кристаллов; нарушена сплошность слоя фазы (стрелка); деформация на Ь0%
сопровождалась еще большей степенью дробления кристаллов и нарушением сплошности слоя
фазы (стрелка); е — слой соединения FesAls (экстрагированный в реплику) после прокатки с об-
жатием 22%; видна сетка мелких сквозных трещин, вытянутых поперек направления прокатки
«и довольно равномерно распределенных в плоскости основы
Рис. 118. Микроструктура горячего цинкового покры-
тия после термической обработки. Условия цинкова-
ния такие же, как н на рис. 112. Термическая обра-
ботка после цинкования: нагрев при 400°С, 5 ч.
Оценка прочности сцепления 5. Слои фаз, толщина,
мкм: цинк 20, FeZn7 2. Метод 2 (поперечное сечение),
реактивы 1, 6, 7. Х3600. В поперечном сечении видны
слои циика (/), диффузионный слой (II) и основа
(III). Слой цинка имеет крупнокристаллическую
структуру. Диффузионный слой состоит из равно-
осных кристаллов FeZn? С четкой огранкой размером
0,5—1,0 мкм. Микроструктура стальной основы не
выявлена нз-за образования электрохимической пары
цинк — сталь в процессе травления
175
Рис. 117. Фрактограммы отслои горячего цинкового покрытия от стали 08кп. Условия цинкования:
расплав чистого цннка при 450°С, время цинкования 20 с. Оценка прочности сцепления покрытия
с основой 1. Слои фаз, толщина, мкм: цинк 20, FeZnj3 10, FeZn7 5, FeaZnio 1, твердый раствор пе-
ременного состава цинка в стали (а-фаза 2—3). Отслои покрытия произошел при изгибе образца
на 90°. В поперечном сеченин на световом микроскопе было видно, что поверхность отслоя в ос-
новном распространяется по тонкому поверхностному слою основы. Метод 5 (фрактографический),
реактив 7. Х3600:
а — участок поверхности хрупкого внутризеренного разрушения, проходящего по тонкому слою
металла основы, обогащенного цинком (а-фаза) — (Д) и гладкие фасетки межзеренного разруше-
ния (Б); б — поверхность хрупкого межзеренного разрушения по слою Fe3Znl0; видны отпечатки
округлой формы, соразмерные величине дисперсных кристаллов FesZnio; в — участок в виде ква-
зискола разрушения, проходящий по слоямFeZn7 (/), FeZni3 (//) и цинку (Z/J)
176
Рис. 119. Микроструктура электролитического цинкового покрытия. Состав электролита, г/л: серно-
кислый цинк (ZnSO4 • Н2О) 300; серная кислота (H2SO4) 90. Режим процесса: плотность тока
Z>K=7 А/дм2, температура 2(ГС. Толщина покрытия 10 мкм. Слон фаз, толщина, мкм: цинк 10,
Fe3Zni0 сотые доли. Метод 1 (косое сечение), реактивы 1,7. ХБ-000:
а — поверхность покрытия (без травления) имеет сравнительно крупнокристаллическое строение;
видны четкая ограика кристаллов на поверхности фронта кристаллизации осадка и пачкн плоско-
стей, образующих ступеньки на гранях с плотной атомной упаковкой; б — поверхность (/), косое
сечение цинка (//) и поверхность диффузионного слоя покрытия (///); рельеф травления по слою
цинка характерен для гальванических осадков с большими внутренними напряжениями;
кристаллы соединения FesZni0 диффузионного слоя имеют округлую форму и очень дисперсные
(сотые доли микрометра); участок по сечению диффузионного слоя; толщина слоя Рез2п)0 на по-
верхности основы неодинаковая; на участках, где концентрация нарушения кристаллической ре-
шетки основы более высокая (границы субзерен),• диффузионный слой толще (стрелки)
177
Алюминиевые покрытия
йййЭву
* s
i
••' '1
'i
178
Рис. 120. Микроструктура н фазовый состав алюминиевого покрытия, полученного горячим спосо-
бом. Условия алюминирования: агрегат типа Сензимира, алюминиевый расплав с 4% Si, темпера-
тура 700°С, время алюминирования 10 с. Толщина покрытия 20 мкм. Прочность сцепления 3.
Слои фаз, толщина, мкм: алюминий 15 FeAl3 2,5 — 3, Ге2Л15 1—1,5, SiO сотые доли, кремнии во
всем объеме. Способ 1.4 (косое сечение с экстракцией), реактивы 2,8. Х3600:
а — слой алюминия, участок эвтектики с выделениями кремния в виде пластин (экстрагированные
в реплику— стрелка /); в объеме видны также вторичные дисперсные выделения кремния из твер-
дого раствора (стрелка 2); б — слой алюминия около границы с диффузионным слоем; структура
та же, что в а, но отличается повышенной концентрацией кремния; в—поверхность диффузионно-
го слоя, наблюдаются кристаллы FeAl3 в виде призм с четкой огранкой и удлиненные выделения
кремния (экстрагированные в реплику — черные); концентрация выделений кремния меньше,
чем в объеме слоя металлического алюминия; г — поверхность слоя FezAl5. Фаза имеет мелко-
кристаллическую структуру, дисперсные кристаллы ее объединены в конгломераты (друзы) сфе-
рической формы (/); в слое FezAIg видны пластинчатые выделения кремния (2), концентрация ко-
торых меньше, чем в слое FeAl3; б— конец слоя FezAls (А), пленка SiO на поверхности сталь-
ной основы (Б) и выделения кремния (стрелка). Пленка SiO образовалась в результате реактивно-
го взаимодействия кремния с кислородом стальной основы и она состоит из очень дисперсных
кристаллов (сотые — тысячные доли микрометра); выделения чистого кремния в слое SiO имеют
вид пластинок размером десятые доли микрометра; концентрации кремния здесь еЩе меньше,
чем в слое FezAls; с — окончание слоя SiO; видны разобщенные дисперсные кристаллы SiO на по-
верхности трех зерен стальной основы н выделения кремния в виде пластин небольшого размера
(черные)
179
Рис. 121. Микроструктура алюминиевого покрытия, полученного порошковым способом. Толщина
оксидированной пленки 40—50 мкм. Условия нанесения покрытия: нанесение в электростатическом
поле на влажную подготовленную поверхность стали порошкового слоя алюминия, сушка н окси-
дирование поверхности стали прокатка с обжатием 4%, термообработка: нагрев при 480°С, 90 с.
Толщина покрытия 20 мкм. Прочность сцепления 5. Слои фаз, толщина, мкм: алюминий 20, оксид-
ная пленка сложного состава (Ге — AI — О) 50—70. Способ i (косое сечение), реактивы 2,Ь. ХЗ.бОО
(при репродуцировании уменьшения 4/5):
а — слой алюминия; видны внутризеренная структура рекристаллизованного алюминия, рельеф
травления; размер зерен в слое 5—12 мкм; видна (стрелка) внедренная в покрытие оксидная плен-
ка, покрывавшая частицы порошка алюминия: б — окончание слоя алюминия (/), тонкая пленка
сложного окисла (II), на поверхности стальной основы (III); тонкий слой алюминия (десятые до-
ли мкм), представляет собой твердый раствор железа в алюминии; он отличается от лежащего
выше слоя чистого алюминия, его рельеф травления более сглаженный
Плейка сложного окисла является разделительным слоем, препятствующим образованию в диф-
фузионном слое хрупких соединений Fe — AI
Рис. 122. То же, что на рис. 121. Толщина оксидиро-
ванной пленки 20 нм. Условия нанесения покрытия —
те же, что и в случае рис. 121. Толщина покрытия
20 мкм. Прочность сцепления 1. Слои фаз, толщина,
мкм: алюминий 19—20, FejAU 0,5—1,0, окисная плен-
ка сложного состава Fe — Al — О, 30-40 нм. Способ
1 (косое сечение), реактивы 2,8. Х3600 (при репроду-
цировании уменьшение 4/5):
с — слой алюминия, структура рекристаллизованного
алюминия; оксидные пленки по границам частиц
порошка (стрелка); б — тонкий слой алюминия (де-
сятые доли микрометра), прилегающий к слою ин-
терметаллического соединения ГегА15; представляет
собой твердый раствор переменного состава железа
в алюминии и отличается от вышележащих слоев по
своей структуре; его рельеф травления более сгла-
женный, чем в а; темные участки — окисная пленка
по границам частиц порошка; в микроучастке
(стрелка) просматривается поверхность нижележа-
щего слоя соединения FesAls; в — слой соединения
Fe2Al5; дисперсные кристаллы соединения (десятые —
сотые доли микрометра) объединены в конгломераты
(1,0—1,5 мкм) округлой формы; темные участки —
окисная пленка по поверхности частиц порошка;
внизу видна разрушенная разделительная пленка
сложного оксида; образование хрупкого слоя соеди-
нения Fe2AI5 обусловлено наличием на поверхности
основы более тонкой (по сравнению с рис. 121) раз-
делительной пленки сложного окисла
180
Рис. 123. Микроструктура и фазовый состав алюминиевого покрытия, полученного напылением в
вакууме. Условия получения покрытия: подготовка стальной основы отжигом в вакууме b- 1U—Па
при 730°С в течение 5 с, напыление алюминия со скоростью 0,65 мкм/с на основу с начальной
температурой 250—280°С [129]. Толщина покрытия 10 мкм.
Слои фаз, толщина, мкм: алюминий 9,5—10,0; сложный оксид FeAI2O< сотые доли. Метод 1 (косое
сеченне), реактивы 2,9. X 10.000 (при репродуцировании уменьшение 4/5):
а — поверхность (/) и косое сечение (11} слоя алюминия, поверхность покрытия сравнительно ров-
ная; слой алюминия имеет мелкокристаллическую структуру; размеры его зерен Q.8—»1,2 мкм, по
косому сечению виден рельеф травления, свойственный для чистого алюминия [152]; б — окончание
слоя алюминия (!}, поверхность слоя окисла (//); тонкий слой алюминия (десятые Доли микро-
метров), прилегающий к слою окисла, представляет собой твердый раствор железа в алюминии,
рельеф его травления сглажен, анизотропия травления этого слоя выражена в меньшей степени,
чем у чистого алюминия, слой окисла состоит из дисперсных кристаллов округлой формы (деся-
тые — сотые доли микрометров).
Хромовые покрытия
Рнс. 124. Микроструктура электролитического хромового покрытия. Состав электролита, г/л: хро-
мовый ангидрид (СгОз) 250, серная кислота (H2SO4) 2,5. Режим процесса: плотность тока D к=
=30 А/дм2; температура 50°С. Слои осадка хрома толщиной 0,03 мкм. Метод 2, 4, реактивы 1. 8,
12. аХ5000; 6X13000:
а — реплика с поверхности покрытия, хромовое покрытие повторяет рельеф металла основы;
микроструктура слоя хрома в реплике не просматривается; темные участки — экстрагированные
пленки оксидов и гидрооксидов, присутствующие на поверхности покрытия; б — фольга хромового
покрытия, хром закристаллизовался в виде тонкой сплошной эпитаксиально ориентированной
пленки; участки неодинаковой окраски соответствуют зернам стальной основы различной ориенти-
ровки
181
Рис. 125. Влияние пластической деформации на
микроструктуру и сплошность хромовых покрытии
разной толщины. Деформация проводилась путем
растяжения — разрывных образцов из хромированной
жести толщиной 0,22 мм. Исследованы участки с де-
формацией 15—20% вблизи зоны разрыва.
Слои фаз, толщина, мкм: хром (1; 0,1 и 0,01). Метод
4 (фольги), реактивы 8,12.
а, б, в — покрытие толщиной 1 мкм (с угольной ре-
пликой); при небольшом увеличении в покрытии [а,
X 3300) видны вытянутые сквозные мпкротрещины.
которые вероятно, образовались по зонам максималь-
ной пластической деформации металла основы; слой
покрытия в основном разрушается хрупко, края
трещин ровные (б, Х50000); на отдельных микро-
участках наблюдаются вытянутые участки (в, Х50000)
со следами пластической деформации; в зоне трещин
просматривается рельеф металла основы, который
воспроизведен напыленной на покрытие угольной
репликой; г, д — покрытие толщиной 0,1 мкм (без
угольной реплики); разрушено по зонам максималь-
ной пластической деформации (г, Х3300); по краям
разрывов видны участки пластической деформации
(6X5000); в покрытии большая концентрация дисло-
каций, но в зонах максимального его утонения, на
участках отрыва, покрытие почти свободно от
дислокаций (стрелка); дислокации были удалены из
этих зон, по-видимому, под действием силы изобра-
жения [153]; е, ж —покрытие толщиной 0,01 мкм
(без угольной реп л и кн); в зонах максимальной пла-
стической деформации основы покрытие деформиру-
ется пластично (е, Х3300); слой покрытия в этих зо-
нах сильно утончается в основном без нарушения
сплошности (ж, Х50000); по зонам максимальной де-
формации, где в металле основы обычно наблюдается
повышенная плотность дислокации, в отделенной от
основы пленке хрома они почти отсутствуют (Ж,
стрелка /); невысокая плотность дислокаций — и в
недеформированных участках покрытия (стрелка 2),
темные микроучастки (ж, стрелка 3) остатки пленки
оксидов и гидрооксидов, присутствующих на поверх-
ности покрытия
182

183
БИБЛИОГРАФИЧЕСКИЙ СПИСОК
1. Электронная микроскопия тонких кристаллов: Пер. с англ./Хирш П., Хови А., Никол-
сон Р. и др. М.: Мир, 1968. 574 с.
2. Аме линке С. Методы прямого наблюдения дислокаций: Пер. с англ. М.: Мио 1978
440 с.
3. Хейденрайх Р. Основы просвечивающей электронной микроскопии: Пер с англ М •
Мир, 1966. 471 с.
4. Эндрюс К., Дайсон Д., Киоун С. Электронограммы и их интерпретация: Пер. с англ.
М.: Мир, 197]. 256 с.
5. Утевский Л. М. Дифракционная электронная микроскопия М.: Металлургия, ]973.
6. Справочник по электронной фрактографии. М.: Изд. ОНТИ ВИАМ, 1968. 330 с.
7. Электронномикроскопическая фрактография: Альбом/Под ред. Угевского Л. М. М.:
Металлургия, 1973. 44 с.
8. Фрактография и атлас фрактограмм. Справочник. Пер. с англ./Под ред. М. Л. Берн-
штейна. М.: Металлургия, 1973. 1982. 489 с.
9. Пилянкевич А. Н. Практика электронной микроскопии: Методы препарирования.
Киев: Машгиз, 1961. 175 с.
10. Смирнова А. В., Мещерикова Т. Ф. — Развитие некоторые: металлографических ме-
тодов исследования и контроля в черной металлургии: Экспресс-информация/Ин-т
«Черметинформация». М.: 198'1, с. 13—17.
И. Andersen К, Nielsen Е. — Practishe Metallography, 1976, Bd. 13, N 7, p. 319—323.
12. Клыпин Б. A. — Развитие некоторых металлографических методов исследования и
контроля в черной металлургии: Экспресс-информаиия/Ии-т «Черметинформация».
М.: 1981, с. 1—12.
13. Попилов Л. Я-, Зайцева Л. П. Электрополирование и электротравление металлогра-
фических шлифов. М.: ГНТИ, 1963. 410 с.
14. Жаке П. Электролитическое и химическое полирование. М.: Металлургия, 1959.
126 с.
15. Речниц Г. А. Электроанализ при контролируемом потенциале: Пер. с англ. Л.: Хи-
мия, 1967. 102 с.
16. Фрейман Л. И., Макаров В. И., Брыксин И. Е. Потенциостатические методы в кор-
розионных исследованиях и электрохимической защите. М.: Химия, 1972. 478 с.
17. Металлография железа: Пер с англ. Т.1. М.: Металлургия, 1972. 246 с.
18. '[Томас Г. Электронная микроскопия металлов. М.: ИЛ, 1963. 347 с.
19. Шиммель Г. Методика электронной микроскопии: Пер. с англ. М.: Мир, 1972. 300 с:
20. Техника электронной микроскопии: Пер. с англ. М.: Мир, 1965- 405 с.
21. Васичев Б. Н. Электроинозоидовый микроанализ тонких пленок. М.: Ме-
таллургия, 1977. 240 с.
22. Масленков С. Б. Применение мпкрорентгеиоспектральиого анализа. М.: Ме-
таллургия, 1968. 110 с.
23. Посысаева Л. И., Смирнова А. В., Ульянин Е. А. и др. — Сталь, 1972, № 7,
с. 643—646.
24. Костогонов В. Г., Трахимович И. М., Поликарпов В. И. — Новые методы испытаний
металлов/МЧМ СССР. М.: Металлургия, 1976, № 3, с. 116—118.
25. Ильин И. П., Куприянова Т. А. — Заводская лаборатория, 1982, № 3, с. 35—36:
26. Орел Е. И., Литвиненко Д. А., Карчевская Н. И.-—МиТОМ, 1979, № 7, с. 5—7.
27. Бараз В. Р., Покачалов В. В. — ФММ, 1982, т. 54, вып. 3, с. 615—617.
28. Свистунова Т. В., Кириенко В. И., Потапов Л. П.. и др. — МиТОМ, 1973, № 2,
с. 33—39.
29. Смирнова А. В., Сольц В. А. — МиТОМ, 1965, № 2, с. 2—7.
30. Семкова Э. Н., Прокофьева И. А-> Черняк Г. С., Смирнова А. В. — Новые методы
испытаний металлов/МЧМ СССР. М.: Металлургия, 1976, № 3. с. 146—160.
31. Щербединский Г. В., Смирнова А. В., Бродова В. Н. и др. — Новые методы испы-
таний металлов/МЧМ СССР. М.: Металлургия, 1976, № 3, с. 57—70.
32. Ланская К. А., Смирнова А. В., Куликова Л. В., Яровой В. В.—МиТОМ, 1979,
Ks 12, с. 2—4.
33. Садовский Л. В., Смирнов В. И., Олесов В. Н., Фокина Е. А. — ФММ, 1982, т. 54,
вып. 4, к. 762—766.
34. Кокорин Г. А., Бродова В. Н. — Новые методы испытаний металлов/МЧМ СССР.
М.: Металлургия, 1968, № 60, с. 37—40.
35. Кокорин Г. А.—Электрохимия. М.: Изд. АН СССР, т. 18, вып. 3, 1982, с. 349—353.
36. Смирнова А. В., Баранцева 3. В., Салаутин В. А. и др. — Сталь и неметаллические
включения/МЧМ СССР. М.: Металлургия, 1980, № 4, с. 50—60.
37. Практические методы в электронной микроскопии: Пер. с аигл./Под ред. Верцне-
ра В. Н. Л.: Машиностроение, 1980. 374 с.
38. Юнакова И. В., Смирнова А. В., МеЩеринова Т. Ф.—МиТОМ, 1981, № 5, с. 19—21.
39. Топилин В. В., Прокофьева И. А., Смирнова А.' В. и др. — Сталь, 1979, № 7,
с. 545—547.
40. Спиваковский А. В., Мильман Ю. В., Сахаров В. //. — Заводская лаборатория,
1983, № 7, с, 43—44.
41. Сох A. R., Mountford М. I. — J. Inst. Metals, 1967, v. 95. N 11, p. 347—349.
42. Бурнаков К. К, Бразгин Н. А. — Заводская лаборатория, 1968, № 7, с. 891—892.
184
43. Markworth M. — Pract. Metallography, 1969, Bd. 6, № 6, p. 323—325.
44. Лонгинов M. Ф., Зверева В. A.—Заводская лаборатория, 1961, № 5, с. 559__561.
45. Кантор М. М., Налетов А. Н., Пичугин В. Ф.. — Приборы и техника экспериментов
1971, т. 4, № 8, с. 217—219.
•46. Kushner J. В. Rev. Sci. Instr, 1968, N 39, p. 128.
47. Jay M. — RSI, 1969, v. 40, № 9, p. 1338—1340.
48. Николаев Г. И., Обуховский В. В., Смирнов В. П. — Заводская лаборатория 1971
№ 6, с. 738—739.
49. Ветшнкин^А. И., Голосова Н. А. — Приборы и техника экспериментов, 1968, № 5,
50. Dash I., Offe М,— Acta Met., 1963, № 11, р. 1169.
51. Дворядкин Ю. С., Изотов В. И. — МцТОМ, 1972, № 1, d 37.
52. Schafrik R. Е., Henry М.—Metallography, 1980, v. 13, N 2, p. 157—165.
53. Авдеев В. M„ Кошелев В. М„ Черненко В. С. — Заводская лаборатория, 1980, № 7,
с. 619.
54. Кудакин В. А., Николаев Г. И. — В кн.: Металловедение. М.: Судостроение, 1970,
с. 263—266.
55. Спиваковский А. В., Мильман Ю. В. — Заводская лаборатория, 1982, № 8, с. 56—57.
56. Бибик Е. Е., Будунов О. В., Скобочкин В. Е. — Заводская лаборатория, 1980, № 7,
с. 669.
57. Springer Ch., Milsch В., Gysler А. — Pract. Metallography, 1974, № 11, p. 311—322.
58. Мильман Ю. M., Трефилов В. И., Фирсов С. А. Физические основы прочности и
пластичности тугоплавких металлов. Киев: Наукова думка, 1975. 315 с.
59. Кардонский В. М., Перкас М. Д. — ФММ, 1965, т. 19, с. 293—296.
60. Гаврилова А. В., Тяпкин Ю. Д. — ФММ, 1965, т. 20, с. 313—316.
61. Ланская К. А., Смирнова А. В., Яровой В. В., Куликова Л., В. — Изв. вузов. Чер-
ная металлургия, 1980, № 5, с. 111—115.
62. Ланская К. А., Яровой В. В., Куликова Л. В.—Методы анализа, контроля и испы-
таний металлопродукции./МЧМ СССР. М.: Металлургия, 1983, с. 68—72.
63. Дегтярев В. Н. — В ки.: Структурные исследования новых материалов: XII науч-
ная конференция молодых исследователей и аспирантов. Киев: Изд. Института
проблем материаловедения АН УССР, 1979, с. 91—94.
64. Ковалев А. И., Орлов Л. Г., Спасский М. И., Усиков М. П. — Заводская лаборато-
рия, 1982, т. 48, № 2, с. 60—65.
65. Бабенко Н. П., Гаврилова А. В., Косолапов Г. Ф„ Тяпкин Ю. Д. — ФММ, 1978,
т. 46, № 5, cl. 1004—1011.
66. Смирнова А. В., Ульянина Ю. И., Виноград М. И. — МиТОМ, 1970, № 2, с. 57—59.
67. Кондратьев Л. М. — Заводская лаборатория, 1973, № 9, с. 1105—1106.
68. Hanoi Satoshi, Takcmoto Nagacasu, Mazugowa Vaichiro — Trans. Iron and Steel
Inst., Japan, 1971, v. 11, N 1, p. 24—31.
69. Баранцева 3. В., Виноград M. И., Никитина Т. А. — Методы и средства контроля
качества в черной металлургии,'МЧМ СССР. М.: Металлургия, 1984, № 11, с. 70—74.
70. Андреев Н. Е., Смирнова А. В., Логинова Т. П„ Ломма В. К.—Новые методы
испытаний металлов/МЧМ СССР. М.: Металлургия, 1982, № 8, с. 63—70.
71. Уразова В. А., Крылова Л. М., Смирнова А. В. — Сталь, 1975, As 9, с. 812—815.
72. Myspechy Lobotnir — Hutnicke Listy, 1969, v. 24, № 4, p. 227—231.
73. Borland D. W., Honeycombe R. W. K. — Metal Sci. J., 1970, v.. 4, № 1, p. 14—19v
74. Wyszkowski J. A., Tereszkowska L„ Kanarski J. — PrJ Inst. mex. pragz, 1970, v. 18,
№ 68, p. 28—32.
75. Баранцева 3. В. — Методы анализа, контроля и испытаний металлопродукции./МЧМ
СССР. М.: Металлургия, 1983, с. 64—68.
76. Кулькова М. Н., Полонская С. MJ, Иваненков М. И. — В кн.: Повое в развитии ме-
таллографических, физических и механических методов контроля качества металло-
продукцнн/МЧМ СССР. М.: Металлургия Черметинформация, 1976, с. 45.
77. Расчеты и испытания на прочность в машиностроении. Фрактографический метод
определения критической температуры хрупкости металлических материалов (МР5—-
81): Методические указания. М.: Госстандарт СССР, ВНИИНМАШ, 1981, с. 23.
78. Пилянкевич А. Н. — Заводская лаборатория, 1958, № 3, с. 314—315.
79. Браун М. П„ Веселянский Ю. С.. Костырко О. С. — Фрактография, прокаливае-
мость и свойства сплавов. Киев: Наукова думка, 1966. 312 с.
80. Fricke William С. — Metals Eng. Quart, 1973, v. 13, № 2, p. 22—23.
81. Davies A. L. — Electr. Microsc. and Microanalis Metals, Amsterdam — London —
New — York, 1968, p. 28—51.
82. Остапенко В. А., Троицкий В. С., Тихонова 3. И. — Заводская лаборатория, 1979,
№ 3, с. 233.
83. Гудков А. А., Зотеев В. С., Прокофьева И. А. — МиТОМ, 1978\ № 2, с. 64—66.
84. Веселянский Ю. С., Голик В. Р. — Технология производства и свойства черных ме-
таллов/МЧМ СССР, М.: Металлургия, 1965, вып. 11, с. 285—289.
85. Relander К., Geiger Т. — Schweiz. Arch. Angew. Wiss. und Techn, 1965, v. 31,
№ 7, p. 218—225.
86. Brock D. — Eng. Fract. Meah., 1970, v. 1, № 4, c. 691—695.
87. Ноткин А. Б., Коробов О. С., Перцовский И. Б. и др. — ФММ, 1982, т. 54, вып.
4, с. 755—761.
185
88. Стерин Ю. М., Разумов Ю. Г., Ситников Л. Л. — В ки.: Автоматизированные
методы испытания металлов/МЧМ СССР М.: Металлургия 1982, с 78—82
89. Isao Kozasi — Trans. Iron Steel Inst., 1973, v. 13, № 1, p. 20—28.
90. Сергеева T. К., Сорокин А. И. — Заводская лаборатория, 1978, Ns 4, c. 455—457.
'91. Бернштейн С. B. — Заводская лаборатория, 1971, Ns 9, c. 1128—1130.
92. Екобори T. Физика и механика разрушения и прочности твердых тел: Пер. с
англ. М.: Металлургия, 1971. 264 с.
93. Бичем К. Д. — В кн.: Разрушение: Пер. с аигл. М.: Мир, 1973, с. 421—470.
94. Смирнова А. В., Краснова А. К-, Громова Г. П., Виноград М., И. — Заводская
лаборатория, 1964, Ns 5, с. 571—573.
‘95. Виноград М. И., Громова Г. П. — Включения в легированных сталях/МЧМ
СССР. М.: Металлургия, 1972, с. 149—179.
96. Баранцева 3. В., Виноград М. И., Смирнова А. В.— МиТОМ, 1979, Ns 7, с 46—
49.
97. Расчеты и испытания на прочность в машиностроении. Классификация видов «о-
верхностей разрушения (изломов) металлов; Рекомендации. М.: Госстандарт,
ВНИИНМАШ, 1979. 45 с.
98. Шур Е. А., Дудкина Т. П., Клещева И. И. — МиТОМ, 1979, Ns 7, с. 31—35.
99. Полонская С. М., Окенко А. П. — Изв. АН СССР, Металлы, 1976, Ns 1, с. 119—-
120.
100. Окенко А. П., Кулькова М. И., Чернышев Г. В,.—Сталь, 1973, № 10, с. 934—
935.
101. Рыжиков А. А., Соломко В. П., Волков А. Е. и др. — МиТОМ, 1981, Ns 10,.
с. 60—62.
102. Castell, Evans J. V., Woch S. — Journal of Iron and Steel Inst., 1973, v. 211.
Ns 12, p. 880—889.
103. Кокорин Г. A.—Заводская лаборатория, 1972, т. 38, Ns 4, с. 450—453.
104. Виноград М. И., Смирнова А. В., Громова Г. П. — Новые методы испытания'
металлов/МЧМ СССР. М.: Металлургия, 1972, Ns 1, с. 66—76.
105. Прокофьева И. А., Смирнова А. В., Люфанова И. И., Поликарпов В. И.—Но-
вые методы испытании металлов/МЧМ СССР. М.: Металлургия, 1982, Ns 8, с.
49—57.
106. Корниенко Л. А., Николаенко А. А. — Заводская лаборатория, 1979, Ns 3, а 232.
107. Степаненко В. А. — Заводская лаборатория, 1982, Ns 3, с. 35—36.
108. Полонская С. М., Окенко А. П. — МиТОМ, 1974, Ns 5, с. 64—65.
109. Полонская С. М. — МиТОМ, 1980, Ns 1, с. 55—50.
НО. Спасский М. Н. — В ки.: Новые методы структурных исследовании металлов и
сплавов: Материалы семинара. М.: Изд. общества «Знание» РСФСР, МДНТП.
1982, с. 3—9.
111. Пискова В. П., Полонская С. М. — Заводская лаборатория, 1983, Ns 5, с. 91—93.
112. Кокорин Г. А. — Заводская лаборатория, 1964, Ns 8, ci 1024.
113. Кокорин Г. А., Голиков И. С. — Защита металлов, 1967, т. 3, Ns 3, а 312—316.
114. Галкин Д. П., Кацер И. М., Кокорин Г. А., Рубцова Л. С. — Защита металлов,.
1975, т. 11, вып. 2, с. 250—252.
115. Виткин А. И., Тейндл И. И. Металлические покрытия листовой и полосовой ста-
ли. М.: Металлургия, 1971. 490 с.
116. Гуляева Г. С., Кокорин Г. А., Кацер И. М. и др. — Производство высококачест-
венного проката/МЧМ СССР. М.: Металлургия, 1978, Ns 1, с. 69—73.
117. Кокорин Г. А. — Сталь, 1983, Ns 4, с. 77—78.
118. Кокорин Г. А., Виткин А. //. — Консервная и овощесушильная промышленность,.
М.: Консервная промышленность, 1969, № 2, с. 23—26.
119. Кацер И. М., Гуляева Г. С., Добронравов А. И., Берлин Б. //. — Сталь, 1982,.
Ns 6, с. 75—76.
120. Виткин А. И., Галкин Д. П., Берлин Б. //. — Основы теории и технология произ-
водства белой жести. М.: Металлургия, 1978. 391 с.
121. Беняковский М. А., Гринберг Д. Л. Производство оцинкованного листа. М.: Ме-
таллургия, 1973. 256 с.
122. Проскурин Е. В., Горбунов Н. Диффузионные цинковые покрытия. М.: Металлур-
гия, 1972. 248 с. , _
123. Funke Р., Pavlidis Cb. — VDI — Zeitschrift, 1974, Bd. 116, N 5, р 413—418
124 Виткин А И., Кокорин Г. А., Гришко А. Г., Тюкалов П. А. — МиТОМ, 1973,
Ns 4. с. 60—62.
125. Полухин В. П., Осмонов К. К., Кокорин Г. А. —Металлы, 1980, Ns 1, с. 189—193.
126. Кокорин Г. А., Мороз А. Т., Парамонов В. А. — МиТОМ, 1976, Ns 11, ст 60 62.
127 Рябов В. Р. — Алитирование стали. М.: Металлургия, 1973. 241 с.
128. Рейх И. Л., Колтунова Л. И., Федосов С. //. — Нанесение защитных покрытии
в вакууме М.: Машиностроение. 1976. 367 с.
129. Виткин А. И.. Рейх И. Л., Тычинин А. И., Федосов С. Н. — Бюллетень централь-
ного научно-исследовательского института информации и технико-экономических
исследований черной металлургии 9 (629), 1970, с. 9—21. .
130. Кокорин Г. А., Тычинин А. И., Рубцова Л. С., Соловых В. Г. — Сталь, 1980,
Ns 10, с. 926—928. _ длглиттлг
131. Матулис Б. Ю. Блестящие электролитические покрытия. Вильнюс: минши
1969. 211 с.
186
132. Кристаллография, рентгенография и электронная микроскопия/Ммсшскый Я. С.,
Скоков J0. А., Иванов А. И., Расторгуев Л. И. М.: Металлургия, 1982 631 с.
133. Горелик С. С., Расторгуев Л. И., Скаков Ю. А. — Рентгенографический и элек-
троннооптический анализ с приложениями. М.: Металлургия, 1970. 368 с.
134. Практическая растровая электронная микроскопия: Пер. с англ./Под ред.
Гоулдстейна Дэю. и Яковица X. М.: Мир, 1978. 656 с.
135. Essen С. G. — Scanning electron microscopy. London, 1979, p. 99—120.
136. Епанчинцев О. Г. — Заводская лаборатория, 1976, Ns 2, с. 206—215.
137. Войтехова Е. А., Новиков И. Ч„ Олихейко И. И. — Заводская лаборатория,
1978, № 6, с. 695—700.
138. Мовчан В. И., Воронкина Л. А.. Педан Л. Г. и др. — Заводская лаборатория,
1979, № 8, с. 742.
139. Jackson Jon. Е. — Metallography, 1981, v. 14, № 2, р. 107—118.
140. Гимельфарб Ф. А., Шварцман С. А. Современные методы контроля композицион-
ных материалов. М.: Металлургия, 1979. 246 с.
141. Burghard Н. С.—Met. Trans., 1974, v. 5, № 9, р. 2083—2094.
142. Смирнова А. Н., Прокофьева И. А., Овсянников Б. М. — Сталь, 1975, №11,
с. 1042—1045.
143. Малиночка Я- Н., Олихова М. А., Багнюк Л. Н., Шмелев Ю. С.—МиТОМ,
1982, Ns 1, с. 4—7.
144. Eriksson Kjell— Scandinavian Journal of Metallurgy, 1975. № 4, p. 131—139.
145. Зеленова В. Д., Шермазан И. В. — Заводская лаборатория, 1972, Ns ]2, с. 1477—
1479.
146. Ковалев А. И, —МиТОМ, 1976, Ns 8, с. 54—57.
147. Мещеринова Т. Ф., Смирнова А. В., Ковалев А. И. — Новые методы испытаний
металлов/МЧМ СССР. М.: Металлургия, 1979, № 7, с. 53—57.
148. Фонштейн Н. М. — Новые методы структурных исследований металлов и спла-
вов. М.: Изд. общества «Знание» РСФСР, МДНТП, 1982, с. 147—151.
149. Шур Е. А., Клещева И. И., Дудкина Т. П. — МиТОМ, 1978, Ns 2, с. 25—28.
150. Васичев Б. И., Кабанов А. Н.. Кафаров А. А. и др. — Тезисы докладов X Все-
союзной конференции по электронной микроскопии. Ташкент, т. 1. М.: АН СССР
и АН УзССР, 1976, ci 54—55.
151. Бернштейн М. Л., Богданов К. Н., Платова С. И. — МиТОМ, 1976, № 8, с. 50—
54i
152. Структура и свойства полуфабрикатов из алюминиевых сплавов: Справочник.
М.: Металлургия, 1974. 432 с.
153. Хирт Дж., Лоте И. Теория дислокаций: Пер. с англ. М : Атомиздат, 1972. 124 с.
154. Спасский М. Н., Сафронова С. В., Бернштейн М. Л. — ФММ, 1982, т. 54, Ns 3,
с. 528—531.
ПРИЛОЖЕНИЕ*
КРИСТАЛЛОГРАФИЧЕСКИЕ ДАННЫЕ ДЛЯ СОЕДИНЕНИИ КУБИЧЕСКОЙ
СИСТЕМЫ
Таблица 1.
Кубическая сингония, пространственная группа Fm Зт
Закон погасания: h+k=2n+l; k+l=2n+l; l-f-h=2n+l
Соединение Параметр решетки a. A** Соединение Параметр решетки о о, А Соединение Параметр решетки о а, А
Ni3(Al, Ti) 3,58—3,60 TaC 4,45 СбдОдРз 5,68
BN 3,62 CaO-2FeO 4,49 CaS 5,68
Fe4N 3,76 ZrN 4,56—4,63 NdS 5,681
Mn4N 3,86 TiC 4,60 P2S 5,743
y-CaSiO3 3,92 Nd3NbO4 4,606 CeS 5,77
AIN 4,04 ZrC 4,67—4,696 MnCe 5,82
VO 4,10 CaO+10%FeO 4,76 LaS 5,854
w2n 4,118 CaO 4,81 P2P 5,872
VN 4,126 ZrC 4,865 CeP 5,90
CrN 4,14 YN 4,878 ZaP 6,025
y-Mo2N 4,155 CeN 5,02 BaO-CeF3 6,12
VC (14%C) 4,16 CeO 5,11 BaF2 6,20
Mo2N 4,168 NdN 5,14 BaS 6,36
NiO 4,17 PrN 5,165 PrSb 6,366
TiO 4,18—4,23 MgS 5,19 a-Co2Ti 6,68
fi-WN 4,188 a-MnS 5,21 NH4Br 6,90
MgO 4,20 LaO 5,249 y-TiCr2 6,929
NbO 4,21 LaN 5,28 KJ 7,05
TiN 4,23 2CeO2YO3 5,36 2Na2OAl2O3-2SiO2 7,27
CoO 4,24 CeO2 5,41 2Na2O-2A]2O3x 7,273
W2 (C, 0) 4,24 CaF 2 5.45—5,47 x4SiO2
VN 4,28 MgCl2 5,462 Na2O-MgO-SiO2 7,327
FeO 4,21—4,31 YS 5,466—5,495 K3MoFe 8,64
VC 4,30 PrOl.e 5,469 (Fe, Ni)eS8 0,09
TiC 4,31—4,33 BaO 5,539 Sb2Ni2B6 0,585
fi-SiC 4,349 a-Cu2S 5,57э Sb2Co21B6 10,594
NbC 4,40—4,47 P-MnS 5,60 СггзСб 10,636
NbN 4,41—4,47 Cu2S 5,601 (Cr, Fe, W, 10,659
MnO 4,41—4,44 NdOF 5,62 Мо)2зСб
Nb—N—0 4,42 AlAs 5,662 Ce2O3-2ZrO2 10,70
*В приложении использованы данные из следующих литературных источников: Миркин Л. И.
Справочник по рентгеноструктурному анализу поликристаллов/Под. ред. Уманского Я. С. М.: Физ-
ni атгиз, 1961, с. 863; Нарита К- Кристаллическая структура неметаллических включений в стали/
/Под. ред. Арсентьева П. П. М.: Металлургия, 1969. 190 с.; Картотека ASTM, 1960—1971 гг.
*1 А—0,1 им.
188
Таблица 2
Кубическая сингония, пространственная группа Fd Зт
Закон погасания: /i + fe = 2«4-l; fe J I = 2n 1; Z + п=2и + 1; hkO-\-k— 4n
Параметр Параметр Параметр
Соединение решетки Соединение решетки Соединение решетки
a, A । a, A a, A
ZrFe2 7,07 ZuTiO4 8,427 FeS Cr2Ss 9,96
SiO2 (р-кр.) 7,08— Co2TiO4 8,437 ZnCr^ 9,974
7,12 (Mg, Mn, Fe)Fe2O4 8,437 Mg2Sb2O7 x 10,14
Co2Y 7,217 ZnFe2O4 8,440 Sb2O5 10,22
CeFe2 7,3 MnCr2O4 8,453 10,30
Y-A12O3 7,9 Mg2TiO4 8,457 Sb6OI3 PbTi2O7 Pb4Sb2_XO7 10,304 10,40 10,47
FeCr2O4 NiAl2O3 MgAl2O4 8,05 8,066 8,075 CuFe2O4 MgTi2O4 MnFe2O4 8,462 8,474 8,474
ZnAlgO^ 8,078 Fe2TiO4 8,517— РЬ2СаТаО6 10,57
8,08 8,538 CrNiSi 10,62
C03O4 8,116 Mg2SnO4 8,597 Nd2O3-2ZrO2 10,648
COAI2O14 8,117 CdCr2O4 8,607 PbSnO3 10,694
MgCo2O4 8,123 Co2SnO4 8,617 Се20з * 2ZrO2 10,70
ZnCo2O4 8,125 ZnSnO4 8,627 Mn3N2Ti 10,/57
(NiCo)(CoNi)204 8,128 2MnO-TiO2 8,677 Za2O3-2ZrOs 10,793
FeAl2O4 8,136 p-Mn2TiO4 8,679 Fe3Mo3C 11,04
MnAl2O4 8,287 Mn2TiO4 8,687 T]-Co3W3C 11,1
ZnCr2O4 8,312 Mn3O4 8,70 11,09
NiCr2O4 8,316 MgZn2O4 8,827 Ti2Co 11,1
MgFeA104 8,32 Ag2MoO4 9,278 blii6(Jr6Si7 11,1
MgCr2O4 8,321 9,38 Mn6Ni16Si7 11,154
CoCr2O4 8,335 (Fe, Ni)3S4 9,40 Ti4Fe2O 11,275
NiFe2O4 8,356 (Ni, Fe)3S4 9,46 Ti2Ni 11,278
FeCr2O4 8,360 (Fe, Ni)3S4 9,48 1 i4Mn2(J 11,29
CoFe2O4 8,376 CuCr2S4 9,62 Ti4Ni2O 11,30
(Fe, Mg) Cr2O4 8,376 Fe3S4 9,876 e-Te—Ti—0 11,31
MgFc2O4 8,382 C04S3 9,91 (NaxSi)F 14,62
Fe3O4 8,391
Таблица 3.
Кубическая сингония, объемноцентрированная решетка
Пространственная группа:
1оЗ = Th7
143d = Tde
I43m = Td3
Закон погасания:
h + k 4- I = 2n;
h -j- k -j-1 = 2n;
Я + Л 4-/ = 2и;
h kO : h = 2n
h h 1: 2h 4-1 = 4n
Соединение Параметр решетки О a, А Структур- ный тип Соединение Параметр решетки о a, A Структур- ный тип
CeC3 3,58 Оц!к. La^O3 ' 11,32 Ia3
Mg3P2 5,92 1а 3 Fe2Nb3 11,35 1аЗ
Ce2S3 8,448 It 3d 3MgO-Al2O3 SiO2 11,44—11,52 Ia3d
CesSj 8,625 It 3d 3FeO- Al,O3-3SiO2 11,49—11,54 I а 3d
Z33S3 8,72 It 3d 3(Fe, Mg)O-Al2O3-3SiO2 11,53 la 3d
23384 8,73 It3d 3 MnO • A] 2O3 • 3Si O2 11,60—11,63 la 3d
Za2c3 8,80—8,81 It3d 3(Ca, Mn)O (Fe, A1)2O3 3SiO2 11,82 I a 3d
X-Cr—Fe—Ti 8,92 Z43m 3CaO-Al2O3-3SiO2 11,845 la 3d
X-MO5Cr6Fe18 8,92 11 3m 3CaO • Cr2O3 • 3Si O2 11,87—11,99 la 3d
Fe2O3Mn2O3 9,36—9,38 la 3 3CaO-(V, Fe, A])->O3-3SiO2 12,01 la 3d
a-Mn2O3 9,41 la 3 3CaO • Fe2O3 • 3SiO2 12,02—12,06 I a 3d
Mg3N2 9,93—9,95 Ia3 3CaO(FeTi)2-3(SiTi) 12,09 I a 3d
YO3 10,603 Ia3 Mg3Y6Si 5O24 12,12 la 3d
Се20з 11 ,126 Ia3 (Mg, Mn)2-(CaNa)3-(AsO4)3 12,38 la3d
189
Таблица 4
Кубическая сингония, примитивная кубическая решетка
П ространственная
группа:
Pm3m; P43m;
РпЗт;
РаЗ
P2j3;
P4j3;
Закон погасания:
все разрешено
hkO: h + k = 2п
hkO :h = 2n
MX): h = 2n
hOO th = 4n
Соединение Параметр pe- o шетки о, A Структур- ный тип Соединение Параметр ре- с шетки а, А Структур- ный тип
AlNi 2,82 Pm 3m NiAsS 5,68 P2 3
FeN 2,91 Pm 3m SiP» 5,682 РаЗ
NiTi 2,97—2,99 Pm 3m ZrOS 5,696 Pj g
FeTi CoTi aaA103 MoY CaTiO3 (Na, Ce, Ca)(Ti, Ni) 2,975 2,98 2,78 3,789 3,80 3,85 Pm 3m Pm 3m Pm 3m Pm 3m Pm 3m Pm 3m NiS2 Ceaa2O3Fg NiAs2 CuS2 NiSbS 5,74 5,765 5,77 5,796 5,90 2,3 РаЗ П.К. РаЗ РаЗ Р2,3
CeMg 3,899 Pm 3m (Ni, Fe)AsS 5,90 Р2,3
CaSnO3 3,92 Pm 3m Cu2O 6,0 Рп Зт
La Mg 3,966 Pm 3m SiAs2 6,02 РаЗ
CaZrO3 3,99 Pm 3m MnS2 6,096 РаЗ
N13S2 4,08 П.К FeMn4 6,263
Ba(Fe0>33N0j67)O3 4,085 Pm 3m A12Mo3C 6,86 Р4,3
YB6 4,10 Pm 3m SiO2(P-Kp.) 7,11—7,18 Р2,3
KFeF3 4,12 Pm 3m CeF2 7,3 Куб
CeB6 4,141 n. к. CaO- MnO2 7,46 Pm 3m
BaZrO3 4,18 Pm 3m Na2O-CaOSiO2 7,58 Р2,3
KMnFg 4,189 Pm 3m 3CaOAl2O3 7,62 Pm 3m
Cu2O 4,23—4,27 Pm 3m PrSl,98 2MgOTiO2 8,06 1аЗ
YAI3 4,323 Pm 3m 8,44
ВаРгОз 4,35 Pm 3m 2CaO-MnO2 8,53 П.К.
BaC103 4,38 Pm 3m CaO-2BaO 9,008 РаЗ
FeSi 4,46—4,48 ТцР23 5CaO-3Al2O3 10,08 Куб
ZnO 4,584—4,62 Куб K3(Na, Cu)(Fe.Ni)2 10,34 Куб
CrSi Y3AI NbgSn Cu3YS4 FeS2 (Fe, Ni)S2(6,5%Ni) CoS2 FeS2 a_Cu j 8S 4,62 4,818 5,29 5,39 5,40—5,417 5,42 5,52 5,56 5,57 Pm 3m Pm 3m P43m la3 la3 П.К. РаЗ РаЗ Ti2Mg2(CrO4)3 Ti2MoS4 Fe2Nb3 5CaO-3Al2O3 3Y2O3- 5A12O3 A13Fc2Y30i2 NaCaAl2O3- Si30i2 SiO2 3CaO • A12O3 10,417’ 11,32 11,35 11,95 12,01 12,16 12,42 13,402 15,24 Р2,3 П.К. П.К Куб Куб Куб Рт Зт Рт Зт РтЗт
NiS2 5,668 РаЗ 3CaOAl2O3 15,262 РаЗ
CePrO3F3 5,675 П.К. Ba3Al2O6 13,402 Куб
ПРЕДМЕТНЫЙ УКАЗАТЕЛЬ
Анодная поляризация 8
Анодное покрытие 42
Артефакты 30
электролитическое 8, 22
Поляризационная кривая 8
Поповой реактив 11, 14
Прицельное препарирование 36
Бороздки усталостные 32, 33
ВИ ЛЕ Л ЛА реактив 11
Вульфа — Брэгга уравнение 46
Вязкая пленка 8
Держатели 24
Дифракционные картины 44
Излом, виды 34
— горячий 34
Квазискол 32—34
Косое сечеиие, схема получения 39
Крупа реактив 10
Лауэ-зоны 49
Марбле реактив 11
Методы:
дисков 21
косого сечения 38
отпечатков 30
реплик 7
слабых пучков 27
слепков 15
стереопар 37
фолы 20, 26, 28
электрополирования 23
Микродифракционный анализ 44
Микрофрактограммы 110—152
Микроэлектроиограммы 48
Разрушение:
вязкое 29
хрупкое 29, 30
— межзеренное 32—34
— по кристаллографическим плоско-
стям 35
ямочиое 32, 33, 35
Расслоение 35
Растровый электронный микроскоп 50,
54
Реплики:
определение 7
типы 15
двухступенчатые 16, 30
лаковые 16
оттенение 16
реактивы для травления и полирова-
ния 10—13
с включениями 28
— излома 18, 19
— косого сечения 38, 39
— поперечного сечения 40
— фиксированными частицами 41
со шлифа 18
угольные 16, 30, 39, 42
экстракционные 16
Ручьистый узор 33
Светлые пятна 34
Сотовый рельеф 35
Стали и сплавы, микроструктура 57—99
Травление глубокое 14, 52
— неустойчивое 8
— химическое 14
— электролитическое 14
Неметаллические включения, методы ис-
следования 27
----микрофотографии 100—109
Образцы в виде пластин, устройство
для утонения 22
— дисковые 23
Ферраль, реактив 11
Фольги.
определение 7
реактивы для полирования 25, 28
---- травления 25
с тонкослойных покрытий 41
Фрактографии 36
Пассивация 8
Пассивная пленка 8
Покрытия, структура,
алюминиевые 178—181
оловянные 153—170
цинковые 171—177
хромовые 181—183
Полирование:
двойное 8
контроль 14
мокрое 8
струйное 24
химическое 22, 24, 28
Циакрин 16
Шапиро реактив 12, 14
Шлифование дисков 22
шлифы, требования 7
Электролиты 9
— активные 13
Электронограммы, виды 44
— расчет 46
191
Анна Владимировна СМИРНОВА
Глеб Александрович КОКОРКИН
Софья Марковна ПОЛОНСКАЯ и др.
ЭЛЕКТРОННАЯ
микроскопия
В МЕТАЛЛОВЕДЕНИИ
(Справочник)
Редактор издательства А. П. Сорманов
Художественный редактор Ю. 1ГГ Смурыгин
Технический редактор Н. А. Сперанская
Корректоры Т. В. Чуприс, Ю. И. Королева
ИБ 2134
Сдано в набор 28.01.85. Подписано в печать 02.08.85. Т-17338 Формат бумаги 70X108'/i6
Бумага книжно-журнальная Гарнитура литературная Печать высокая Усл. печ. л. 16,8
Усл. кр.-отт. 17,15 Уч.-изд. л. 20,20 Тираж 5080 экз. Заказ 133 Цена 1 р. 10 к. Изд. № 0499
Ордена Трудового Красного Знамени издательство «Металлургия». 119875, Москва, Г-34,
2-й Обыденский пер., д. 14
Подольский филиал ПО «Периодика» Союзполиграфпрома при Государственном комитете СССР
по делам издательств, полиграфии н книжной торговли. 142110, г. Подольск, ул. Кирова, 25