МЕТАЛЛОГРАФИЯ
 ЖЕЛЕЗА
 II

ALTA  AUCTORITAS  COMMUNITATIS  EUROPAEAE  CARBONIS  FERRIQUE
 DE  FERRI
METALLOGRAPHIA
 I
 Grundlagen
 der
 Metallographie
 von
 Fundamentals
 of
 Metallography
 by
 Bases
de  la
 Metallographie
 par
 L.  HABRAKEN  et  J.L.  de  BROUWER
 Centre  National  de  Recherches  M£tallurgiques
 CNRM
 Pr(  ^sses  Academiques  Europeennes  S.C.
Bruxelles

МЕТАЛЛОГРАФИЯ
 ЖЕЛЕЗА
 I
 ОСНОВЫ  МЕТАЛЛОГРАФИИ
 (С  АТЛАСОМ  МИКРОФОТОГРАФИЙ)
 Перевод  с  английского
канд.  техн.  наук  3.  Ш.  ХЕ  РОДИНАШВИЛ  И
 Под  редакцией
 акад.  АН  ГрузССР  Ф.  Я.  ТАВАДЗЕ
 ИЗДАТЕЛЬСТВО  «МЕТАЛЛУРГИЯ»
Москва  1972

УДК  669.017  :  620.18
 МЕТАЛЛОГРАФИЯ  ЖЕЛЕЗА.  Том.  I.  «Основы  металлографии»
 (с  атласом  микрофотографий).  Перев.  с  англ.  Изд-во  «Металлур¬
гия»,  1972,  с.  240.
 В  первом  томе  книги  описаны  приборы  и  методы  исследования,
применяемые  в  современной  металлографии,  приведены  микро¬
структуры  железа,  сталей  и  чугуна.
 Книга  предназначена  для  широкого  круга  научных  и  ин¬
женерно-технических  работников  металлургической,  машино¬
строительной,  приборостроительной  и  других  областей  промыш¬
ленности.  Может  быть  также  полезна  студентам  металлурги¬
ческих  и  машиностроительных  вузов.  Илл.  221,  Табл.  16.
Библ.  282  назв.
 МЕТАЛЛОГРАФИЯ  ЖЕЛЕЗА
 Т  ом  I
 «Основы  металлографии»
 Редакторы  издательства  С.  Л.  Зингер  и  К■  С.  Чернявский
Технический  редактор  Е.  Б.  Вайнштейн
Переплет  художника  В.  И.  Терещенко
 Сдано  в  производство  2/VIII  1971  г.  Подписано  в  печать  16/11  1972  г.
Бум.  тип.  Ns  1,  60x90Ve=8.0+7.0  на  мел.  бум.=15,0  бум.  л.=30,0печ.  л.
(в  том  числе  атлас  на  мелованной  бумаге  14  печ.  л.).
Уч.-изд.  л.  38.50.  Изд.  №  5226.  Тираж  11000  экз.  Заказ  1261
Цена  3  р.  65  к.
 Издательство  «Металлургия»,  Москва,  Г-34,  2-й  Обыденский  пер.,  14
 Ленинградская  типография  №6
 Главполиграфпрома  Комитета  по  печати  при  Совете  Министров  СССР
193144,  Ленинград,  ул.  Моисеенко,  10
 3-11-1
 73-71
 95-72

ОГЛАВЛЕНИЕ
 Предисловие  к  русскому  изданию 	6
 I. 	МЕТОДЫ  ИССЛЕДОВАНИЯ 	 7
 А.  Приборы,  дающие  изображение  микроструктур  .  . 	7
 Глава  1.  МЕТАЛЛОГРАФИЧЕСКИЙ  ОПТИЧЕ¬
СКИЙ  МИКРОСКОП  	 7
 1. 	Источники  света  ... 	9
 2. 	Конденсоры  .  . 	9
 3. 	Осветители 	9
 4. 	Объективы 	10
 5. 	Фильтры 	11
 6. 	Окуляры 	 И
 7. 	Пределы  применения  металлографического
 микроскопа  с  вертикальным  освещением  .  . 	12
 Глава  2.  расширение  областей  приме¬
нения  МЕТАЛЛОГРАФИЧЕСКОГО
МИКРОСКОПА 	 12
 1. 	Темнопольное  освещение  ... 	12
 2. 	Поляризационная  микроскопия 	13
 3. 	Фазовоконтрастная  микроскопия 	13
 4. 	Интерференционный  контраст 	 14
 5. 	Ультрафиолетовый  оптический  микроскоп 	. 	. 	14
 6. 	Высокотемпературная  микроскопия  .... 	14
 Глава  3.  просвечивающий  электронный
 микроскоп 	 14
 1. 	Источники  электронов 	15
 2. 	Линзы  	 15
 3. 	Экраны 	 16
 4. 	Вакуумные  системы  	 16
 5. 	Усовершенствование  просвечивающего  элек¬
тронного  микроскопа  	 16
 Глава  4.  специальные  применения  про¬
свечивающего  электронного
 МИКРОСКОПА 	 17
 1. 	Темнопольная  микроскопия  	 17
 2. 	Интерференционная  микроскопия,  контраст
 при  расфокусировке,  стриоскопия  и  фазовый
контраст  	   17
 3. 	Дифракция  электронов 	 18
 Глава  5.  электронные  микроскопы  дру¬
гих  типов 	 19
 1. 	Отражательный  электронный  микроскоп 	. 	. 	19
 2. 	Эмиссионный  электронный  микроскоп  ... 	19
 3. 	Автоэлектронная  и  автоионная  микроскопия 	20
 Б.  Приборы  и  методы,  дающие  картину  распределения
 химических  элементов  	 22
 Глава  6.  рентгеновская  микроскопия  - 	. 	22
 1. 	Микрорентгенография 	 22
 2. 	Проекционный  рентгеновский  микроскоп 	. 	. 	23
 3. 	Растровый  рентгеновский  микроскоп  (микро¬
зонд)  	 24
 4. 	Фокусирующие  микроскопы  	 24
 Глава  7.  авторадиография  	 24
 1. 	Доступность  искусственного  радиоактивного
 изотопа 	 25
 2. 	Период  полураспада 	 25
 3. 	Излучение  радиоактивных  элементов  ... 	25
 Глава  8.  макроскопические  методы  ис¬
следования  металлов 	 25
 И.  МЕТОДЫ  ПРЕПАРИРОВАНИЯ 	26
 Глава  9.  отбор  проб 	 26
 1. 	Принцип  ... 	26
 2. 	Методика  	 26
 Глава  10.  полировка  металлографиче¬
ских  образцов 	 26
 1. 	Шлифовка  и  механическая  полировка  . 	26
 2. 	Методика  полировки 	 27
 3. 	Электролитическая  полировка  	 28
 Глава  11.  металлографическое  травление 	33
 1. 	Принципы  металлографического  травления 	33
 2. 	Реактивы  для  травления 	 34
 3. 	Электролитическое  травление  с  потенцио*
 статированием 	 44
 4. 	Цветная  металлография  	 44
 5. 	Осажденные  из  пара  интерференционные
 пленки  как  средство  выявления  микро¬
структур  	 45
 6. 	Травление  ионной  бомбардировкой 	.... 	46
 Глава  12.  приготовление  образцов  для
электронной  микроскопии  и
 ПРИНЦИПЫ  ОБРАЗОВАНИЯ  ИЗО¬
БРАЖЕНИЙ  	 46
 1. 	Полировка  ... 	46
 2. 	Травление 	 46
 3. 	Реплики  	 47
 4. 	Одноступенчатые,  прямые  или  негативные
 реплики 	 47
 5. 	Двухступенчатые,  или  позитивные  реплики 	48
 6. 	Экстракционные  реплики  .  . 	.48
 7. 	Микрофрактография 	.  . 	49
 8. 	Оттенение 	 49
 Глава  13.  тонкие  фольги  металлов  ... 	50
 1. 	Приготовление  тонких  фолы 	 50
 2. 	Возникновение  контраста  в  просвечивающей
 электронной  микроскопии  и  формирование
изображений  тонких  фольг 	 51
 3. 	Дефекты  в  кристаллах 	 51
 4. 	Принципы  формирования  изображения  про¬
свечивающей  электронной  микроскопии  .  . 	52
 III. 	КРИСТАЛЛИЗАЦИЯ  	 55
 Глава  14.  образование  кристаллов 	55
 1. 	Образование  зародышей  ... 	55
 2. 	Рост  кристаллов  . 	56
 3. 	Размер  зерна  	 58
 Глава  15.  структуры  затвердевшего  me-  /
'ГАЛЛА  		 58
 1. 	Микроликвация 	58
 2. 	Макроликвация  	 59
 Глава  16.  НЕМЕТАЛЛИЧЕСКИЕ 	включения 	59
 1. 	Образование  и  морфология  включений  ... 	60
 2. 	Идентификация  неметаллических  включений 	61
 IV. 	МИКРОСТРУКТУРЫ  ЖЕЛЕЗА,  СТАЛЕЙ
 И  ЧУГУНОВ 	 63
 Глава  17.  ДИАГРАММА  СОСТОЯНИЯ  железо-
углерод  И  КРИВЫЕ  ИЗОТЕРМИ¬
ЧЕСКОГО  ПРЕВРАЩЕНИЯ  (С-ОБРАЗ-
НЫЕ  КРИВЫЕ) 	 63
 1. 	Железо  	 63
 2. 	Строение  железных  сплавов  	 65
 3. 	Диаграмма  состояния  железо—углерод  ... 	68
 4. 	Фазы  и  составляющие,  образующиеся  при
 распаде  аустенита;  изотермические  превра¬
щения  	 70
 5. 	Равновесие  между  железом,  углеродом  и
другими  элементами  (легированные  стали)  72
 Глава  18.  МОРФОЛОГИЯ  и  КИНЕТИКА  ОБРА¬
ЗОВАНИЯ  РАЗЛИЧНЫХ  ФАЗ  И
СТРУКТУРНЫХ  СОСТАВЛЯЮЩИХ
В  ЖЕЛЕЗЕ,  СТАЛЯХ  И  ЧУГУНАХ  .  . 	74
 1. 	6-феррит 	74
 2. 	уаустенит 	74
 3. 	а-феррит 	76
 4. 	Перлит  . 	77
 5. 	Бейнит  .  . 	78
 6. 	Мартенсит 	 79
 Глава  19.  графит  и  чугуны 	 82
 1. 	Белые  чугуны 	83
 2. 	Серые  чугуны 	 83
 3. 	Чугуны  с  шаровидным  графитом 	84
 4. 	Графитизирующий  отжиг  чугунов  . 	85
 5. 	Фосфидная  эвтектика  ... 	85
 Глава  20.  соединения 	85
 1. 	Карбиды  	 85
 2. 	Нитриды  и  бориды  	 87
 3. 	Интерметаллические  соединения  	 88
 Глава  21.  КЛАССИФИКАЦИЯ  КРИВЫХ  ПРЕ¬
ВРАЩЕНИЯ  И  смешанные  струк¬
туры  	 90
 Литература  ... 	.... 	92
 Микрофотографии 	129

ПРЕДИСЛОВИЕ  к  РУССКОМУ  ИЗДАНИЮ
 Расширяющееся  год  от  года  производство  стали  и  чугуна,
увеличение  номенклатуры  используемых  в  промышленности  их
марок  и  сортамента  привели  к  тому,  что  круг  работников,  зани¬
мающихся  изучением  железных  сплавов,  непрерывно  растет.
За  последнее  время  все  большее  внимание  уделяется  и  железу
высокой  чистоты,  которое  находит  применение  в  современной
промышленности.  Если  30—40  лет  назад  количество  научных
центров,  где  проводились  металлографические  исследования
стали,  было  весьма  ограничено,  а  в  этих  центрах  работало
небольшое  число  научных  работников,  в  совершенстве  овла¬
девших  достаточными  по  тому  уровню  методами  микроско¬
пического  анализа,  то  сейчас  и  количество  исследователей,  и
разнообразие  методик  чрезвычайно  разрослось.  В  связи  с  этим
появилась  насущная  необходимость  в  унификации  подхода  к  из¬
учению  структуры,  в  создании  эталонных  шкал,  в  систематике
типичных  структур  и,  конечно,  в  издании  соответствующих  атла¬
сов-справочников.  Они  нужны  и  ученым,  и  работникам  лабора¬
торий  на  заводах  и  в  институтах,  и  студентам,  обучающимся
металловедению  стали,  и  потребителям  этого  металла,  причем
с  учетом  сказанного  о  резком  расширении  круга  заинтересованных
специалистов  и  применяемых  методик  эти  справочники  должны
носить  энциклопедический  характер.  Именно  такой  трехтомный
атлас  «Металлография  железа»  был  выпущен  в  1966  г.  по  ини¬
циативе  Европейского  сообщества  угля  и  стали;  в  составлении
этого  атласа  принял  участие  большой  коллектив  высококвали¬
фицированных  металловедов.  К  сожалению  составители  настоя¬
щего  атласа  почти  не  использовали  работы  советских  металло¬
ведов,  внесших  неоценимый  вклад  в  развитие  металлографии
железа  и  его  сплавов.  Однако  это  дополнение  атласа  значи¬
тельно  увеличило  бы  объем  книги,  поэтому  было  решено  огра¬
ничиться  изданием  только  перевода  оригинала.
 В  первом  томе  «Основы  металлографии»  рассматриваются
принципы  металлографии,  дается  достаточно  полный  обзор  при¬
меняемых  в  настоящее  время  приборов  и  методов.
 Во  втором  томе  «Структура  сталей»  описаны  микроструктуры
стали  после  термической  обработки  и  характерное  влияние  леги¬
рующих  элементов  на  структуру.
 Третий  том  «Кристаллизация  и  деформация  сталей»  содержит
сведения  об  изменении  структур  металла  в  литом  состоянии  и
после  пластической  деформации.
 Материал  в  каждом  томе  располагается  следующим  образом.
 В  первой  половине  тома  находятся  текст,  таблицы  и  рисунки,
 во  второй  половине  помещены  объяснения  к  микрофотогра¬
фиям  и  дальше  на  вклейках  —  сами  микрофотографии.  Каж¬
дая  страница  вклеек  имеет  номер  и  содержит  несколько  микрофо¬
тографий,  которые  также  нумеруются.  В  первом  томе  вклейки
с  микрофотографиями  пронумерованы  от  101  до  248,  во  втором
томе  —  от  301  до  478,  в  третьем  томе  —  от  501  до  657,  например,
ссылка  в  тексте  или  в  объяснениях  к  микрофотографиям  в  пер¬
вом  томе  147/6  обозначает  микрофотографию  6  на  вклейке  147,
во  втором  томе  310/4  обозначает  микрофотографию  4  на
вклейке  310  и  в  третьем  томе  515/3  обозначает  микрофотографию  3
на  вклейке  515.
 Кроме  того,  под  каждой  микрофотографией  имеется  цифра
в  квадратных  скобках,  которая  указывает  травитель  согласно
табл.  6  в  т.  I  и  увеличения  изображения,  например  1500  :  1.
 В  объяснениях  к  микрофотографиям  даны  номера  сталей,
химический  состав  которых  приведен  в  табл.  15  т.  1,  и  вид  тер¬
мической  обработки.
 В  русском  издании  принята  та  же  нумерация  вклеек  с  ми¬
крофотографиями,  что  и  в  оригинале,  и  пропуски  в  номерах
страниц  вклеек  (например,  в  т.  I  за  109-й  страницей  следует
111-я,  за  118-й—121-я  и  т.  д.)  вызваны  необходимостью  со¬
хранить  эту  нумерацию.  Цветные  микрофотографии  помещены
в  конце  книги.
 Особенностями  этого  капитального  труда,  помимо  его  фунда¬
ментальности  и  высокой  доброкачественности,  являются:
 1) 	убедительные  иллюстрации  современных  возможностей
выявления  дислокаций  в  реальных  сплавах  различного  состава
после  разной  обработки;
 2) 	строгая  сравнительная  оценка  пригодности  различных
методов  выявления  и  оценки  структуры;
 3) 	возможность  систематического  прослеживания  структур¬
ных  изменений,  происходящих  в  стали  в  литом,  деформированном
и  термически  обработанном  состояниях;
 4) 	уникальный  и  важный  для  современного  металловедения
материал  по  влиянию  дислокаций  на  процессы  фазовых  превра¬
щений  при  термической  обработке.
 Все  сказанное  свидетельствует  о  целесообразности  издания
для  советских  читателей  русского  перевода  атласа  «Металлогра¬
фия  железа»,  который  может  быть  с  успехом  использован  в  прак¬
тической  работе  заводских  лабораторий,  в  научно-исследователь¬
ских  институтах  и  в  учебном  процессе  при  подготовке  инженеров-
металловедов  и  металлофизиков.

I. 	МЕТОДЫ  ИССЛЕДОВАНИЯ
 В  металлографии  имеется  много  методов  исследования,  бла¬
годаря  которым  можно  получить  изображение  структуры  металла.
 Еще  в  конце  XIX  в.  был  создан  первый  металлографический
микроскоп.  Использование  в  дальнейшем  более  точных  оптиче¬
ских  систем,  соответствующего  освещения  и  вспомогательного
оборудования  для  темнопольного  освещения,  фазового  контраста,
интерференционного  контраста,  поляризации  и  других  допол¬
нительных  средств,  позволяющих  выявить  дополнительные  де¬
тали  изображения,  дало  возможность  улучшить  этот  микроскоп.
Однако  сам  принцип  оптического  микроскопа  (длина  волны  види¬
мого  света)  ограничивает  его  разрешающую  способность  при¬
близительно  1750  А  (175  нм).
 Действительно,  как  показал  Аббе,  разрешающая  способ¬
ность  микроскопа  для  данного  излучения  зависит  только  от  чис¬
ловой  апертуры  системы  линз  (я  sin  а)  —  она  обратно  пропор¬
циональна  числовой  апертуре.  Улучшить  разрешающую  способ¬
ность  можно  только  уменьшением  длины  волны  излучения,  так
как  sin  а,  т.  с.  синус  половины  телесного  угла  конуса  падающего
света  не  может  быть  больше  единицы,  а  коэффициент  преломле¬
ния  среды  п  не  может  быть  увеличен  заметно.
 Ультрафиолетовый  микроскоп,  изобретенный  в  1926  г.,  обла¬
дал  разрешающей  способностью  в  1000  А  (100  нм).  Этот  микро¬
скоп  был  довольно  успешно  использован  в  биологии,  однако
в  металлографии  его  широко  не  применяли  из-за  отсутствия
объективных  линз,  пригодных  для  отраженного  света.
 Что  касается  рентгеновских  лучей,  то  если  бы  можно  было
найти  преломляющую  среду,  способную  фокусировать  рентгенов¬
ские  пучки,  то  были  бы  сконструированы  микроскопы  с  разре¬
шающей  способностью  0,5  А  (0,05  нм).
 Бурное  развитие  теоретической  физики  привело  к  представ¬
лениям  о  волновой  природе  электронов.  Уже  было  известно,  что
излучение  обладает  как  волновыми,  так  и  корпускулярными
свойствами.  Оставалось  продемонстрировать  сначала  теорети¬
чески,  а  затем  экспериментально,  что  это  относится  также  и
к  частицам.
 Впервые  эта  новая  концепция  была  предложена  Луи  де-
Бройлем.  Она  проложила  путь  для  электронной  микроскопии,
в  которой  применение  пучка  электронов  позволило  достигнуть
весьма  больших  увеличений.
 В  электронных  микроскопах,  созданных  на  основе  тех  же
принципов,  что  и  оптические  микроскопы  для  прозрачных  объек¬
тов,  используются  электроны,  ускоренные  напряжением  порядка
от  30  000  до  150  000  в  *.  Средняя  длина  волны  составляет  0,07—
0,03  А  (0,007—0,003  нм)  у  она  в  100  000  раз  меньше,  чем  средняя
длина  волны  видимого  света.
 Однако  сферические  аберрации,  возникающие  наряду  с  дру¬
гими  ошибками  линз  из-за  дефектов  их  полюсных  наконечников,
ограничивают  апертуру  пучка  и,  следовательно,  разрешающую
способность  электронных  микроскопов.
 В  настоящее  время  доступны  микроскопы,  имеющие  разре¬
шающую  способность  менее  50  А  (5  нм),  а  многие  фирмы  могут
обеспечить  исследовательские  институты  прецизионными  при¬
борами,  обладающими  разрешением  менее  10  А  (1  нм).
 Электронный  микроскоп  дает  наибольшее  увеличение  в  том
случае,  если  применяются  специальные  образцы.  Вначале  раз¬
решающая  способность  при  исследовании  металлов  была  огра¬
ничена  из-за  использования  реплик  и  обычно  не  превосходила
150—200  А  (15—20  нм).  В  настоящее  время  возможность  иссле¬
дования  тонких  металлических  фольг  на  просвет  значительно
расширила  область  использования  электронного  микроскопа
в  металлографии.
 Имеются  и  другие  типы  электронных  микроскопов:  работаю¬
щие,  как  и  оптические  микроскопы,  на  отражение;  использующие
электроны,  испускаемые  самим  объектом,  или  пучок  ионизиро¬
ванных  частиц;  сканирующие  поверхность  образца  при  помощи
электронного  зонда.
 *  В  настоящее  время  уже  созданы  электронные  микроскопы  с  ус¬
коряющим  напряжением  1  000  000  в.  Такие  микроскопы  изготовляют,
например,  японские  фирмы  Джеол  и  Хитачи.  (Прим.  ред.).
 Все  эти  приборы  дают  или  видимое  изображение  поверхности
на  просветных  и  флуоресцентных  экранах,  или  скрытое  изоб¬
ражение  на  фотографических  эмульсиях.
 Оптический  и  электронный  микроскопы  позволяют  получить
изображение  структуры  и  имеющихся  фаз,  а  рентгеновские  лучи
совместно  с  методом  флуоресценции  картину  изменения  хими¬
ческого  состава  образца.
 Рентгеновский  и  флуоресцентный  методы,  так  же  как  и  авто¬
радиография  и  микрорадиография,  которые  будут  описаны  ниже,
дают  качественную  и  количественную  информацию  о  сегрегациях
и  концентрационных  неоднородностях.
 А.  ПРИБОРЫ,
 ДАЮЩИЕ  ИЗОБРАЖЕНИЕ
 микроструктур
 Первые  микроскопы  представляли  собой  по  существу  увели¬
чительные  стекла  с  весьма  ограниченной  разрешающей  способ¬
ностью.  Область  их  применения  была  существенно  расширена
с  созданием  микроскопов  в  том  виде,  в  каком  мы  их  сейчас  знаем.
В  этих  микроскопах  общее  увеличение  определяется  комбина¬
цией  двух  оптических  систем  —  объектива  и  окуляра,  которые
состоят  из  нескольких  коаксильно  расположенных  линз.
 Глава  1
 МЕТАЛЛОГРАФИЧЕСКИЙ
ОПТИЧЕСКИЙ  МИКРОСКОП  (ф.  101)
 Металлографический  микроскоп  отличается  от  биологиче¬
ского  или  петрографического  типом  используемого  освещения.
Поскольку  металлы  непрозрачны  для  видимого  света,  их  невоз¬
можно  исследовать  на  про¬
свет,  поэтому  приходится
использовать  отражение.
 Рис.  1  иллюстрирует
принцип  прибора.  Обычно
предпочитают  вертикальное
освещение.  Полированная  и
протравленная  поверхность  S
металлического  образца  по¬
мещается  перпендикулярно
оптической  оси  микроскопа.
 На  поверхность  образца  через
объектив  О  падает  свет,  ис¬
пускаемый  источником  L.
 При  помощи  конденсора  С  и
осветителя  /  свет  фокуси¬
руется  в  пучок,  приблизи¬
тельно  параллельный  оптиче¬
ской  оси  микроскопа.  Объек¬
тив  принимает  световые  лучи,
отражающиеся  перпендику¬
лярно  от  поверхности  образ¬
ца.  Те  лучи,  которые  отража¬
ются  от  неровностей  поверх¬
ности,  не  попадают  в  поле
объектива.  Следовательно,
изображение  поверхности  S,
образованное  при  помощи
окуляра  Е,  будет  представ-
 Рис.  /
 лять  собой  большую  светлую  область,  пересеченную  темными
линиями  или  усеянную  темными  точками,  которые  соответствуют
границам  зерен,  фигурам  травления,  а  также  разного  рода
неровностям  поверхности.  Этот  метод  исследования  позволяет
фиксировать  цветные  изображения  некоторых  составляющих,
например,  включений,  графита  и  др.
 7

Дендритная
 ликвация
 Закаленная
 структура
 Выделения
 Дефекты
 упаковки
 Дислокации
 \
 Микрорадиографий
 Рентгеновское
 излучение
 й  -  -500
 Авторадиография
J3'U  у-  излучение
 2  -  -  woo
 3--2000\
 Микроанализатор
 Вторичное
 рентгеновское
 излучение
 4  -~5000\
 2  -  -10000
 Ультрафиолетовый
 микроскоп
 N
 Рентгеновский
микроскоп
с  точечным
источником
 ?  -  -2000О  О
 Отражательный
 электронный
 микроскоп
 4-  -  -  500000,
 Просвечивающий
 электронный
 микроскоп
 1000000
 Автоионный
 микроскоп
 1  -L  2000000
 Разрешение  увеличение

В  микроскопе  объектив  дает  действительное  увеличенное
изображение  объекта.  Окуляр  дополнительно  увеличивает  это
изображение  на  сетчатке  глаза,  экране  или  фотографической
пластинке.
 При  определении  увеличивающей  способности  микроскопа
необходимо  делать  различие  между  применением  прибора  для
визуального  и  фотографического  наблюдения.
 Масштаб  изображения1  является  отношением
размера  изображения  к  размеру  объекта.  Его  значение  не  зависит
от  наблюдателя  или  его  положения.
 Увеличение1  зависит  от  наблюдателя.  Оно  опреде¬
ляется  углом,  под  которым  наблюдатель  видит  объект  или  изобра¬
жение,  и  зависит  от  расположения  этого  объекта  (или  изображе¬
ния)  относительно  глаза.  Принято,  что  увеличение  равно  единице,
когда  объект  находится  в  плоскости  наилучшего  зрения  невоору¬
женным  глазом.  Для  нормального  глаза  эта  плоскость  располо¬
жена  на  расстоянии  приблизительно  250  мм.  Если  расстояние
между  объектом  и  глазом  больше,  то  объект  будет  казаться  мень¬
шим,  и  наоборот.  Следовательно,  если  говорить,  что  микроскоп
дает  увеличение  500,  это  значит,  что  действительное  изображение
объекта,  даваемое  микроскопом  и  расположенное  в  плоскости
паилучшего  зрения,  кажется  невооруженному  глазу  в  500  раз
большим,  чем  сам  объект,  находящийся  на  том  же  расстоянии.
 1. 	ИСТОЧНИКИ  СВЕТА
 Из-за  сложного  пути  луча  в  микроскопе  и  неизбежных  потерь
источники  света  должны  иметь  высокую  интенсивность.  Ниже
приведены  наиболее  часто  применяемые  источники  света.
 1. 	Низковольтная,  высокоамнерная  лампа  накаливания.  Ее
используют  главным  образом  для  прямых  наблюдений.
 2. 	Точечная  лампа.  Эмиссионный  спектр  является  практи¬
чески  сплошным  и  для  получения  приблизительно  монохрома¬
тического  пучка  необходимо  использовать  один  или  более  цвет¬
ных  фильтров.  В  этом  случае  потери  интенсивности  значительны.
 3. 	Ртутная  лампа  высокого  давления.  Посредством  слабо
окрашенных  фильтров  она  позволяет  получать  квазимонохрома-
тическое  излучение  синего,  зеленого  и  оранжевого  цветов.  Очень
высокая  интенсивность  света  особенно  удовлетворяет  требованиям
микрофотографирования  с  вертикальным  осветителем.
 4. 	Угольно-дуговая  лампа.  Ее  лучше  всего  использовать  для
наблюдений  при  косом  освещении,  в  поляризованном  свете  и
в  других  случаях,  когда  изображение  имеет  довольно  низкую
освещенность.  Несмотря  на  улучшения,  достигнутые  в  механи¬
ческом  регулировании  подачи  угольных  электродов,  стабильность
пучка  далека  от  совершенства.  Свет  угольно-дуговой  лампы  имеет
сплошной  спектр,  соответствующий  средней  цветовой  темпера¬
туре  солнечного  света;  поэтому  эта  лампа  особенно  хороша  для
цветного  микрофотографирования.
 5. 	Ксеноновая  лампа.  Спектр  этой  лампы  также  хорошо  под¬
ходит  для  цветного  фотографирования,  а  интенсивность  света
очень  высока.
 2. 	КОНДЕНСОРЫ
 Конденсоры  —  это  линзы,  которые  фокусируют  свет,  испу¬
скаемый  источником.  Они  подают  на  осветитель  пучок  прибли¬
зительно  параллельных  световых  лучей.
 3. 	ОСВЕТИТЕЛИ
 Свет  от  источника  при  помощи  оптической  системы,  извест¬
ной  как  вертикальный  осветитель,  направляется  прямо  и  пер¬
пендикулярно  к  задней  поверхности  объектива.  Световой  пучок,
направленный  осветителем  на  объектив,  проходит  через  него  и
отражается  от  объекта.  Этот  пучок  должен  быть  таким,  чтобы  от
объекта  через  объектив  отразилось  максимальное  количество
света.
 Осветитель  Бека  состоит  из  полупрозрачного  зеркала,  рас¬
положенного  под  углом  45°  (рис.  2).  Он  позволяет  получать  изо¬
бражение  умеренной  интенсивности  (и  контраста)  вследствие  не¬
избежных  потерь  света.  В  то  же  время  этот  осветитель  не  умень¬
шает  числовой  апертуры  объектива  и  поэтому  не  уменьшает  раз¬
решающей  способности.
 Осветитель  Наше  представляет  призму  полного  внутреннего
отражения  (рис.  3).  С  его  помощью  возможно  получение  изобра¬
жения  очень  высокой  интенсивности,  но  расположение  его  отно¬
сительно  объектива  уменьшает  разрешающую  способность  при¬
близительно  на  50%.  Поэтому  осветитель  Наше  используют
только  для  небольших  увеличений.
 1  Эти  дно  пел  и  чипы  являются  отношением  длин,  а  не  площадей.
2  Металлография  железа,  том  I
 Полностью  использовать  возможности  данной  оптической
системы  и  получить  совершенное  изображение  можно  лишь  в  том
случае,  если  освещение  объекта  будет  удовлетворять  следующим
условиям:
 1) 	оно  должно  быть  однородным  и  иметь  максимально  воз¬
можную  интенсивность;
 2) 	падающий  на  объект  пучок  света  не  должен  менять  ка¬
чества  изображения  из-за  многократного  отражения;
 3) 	минимальная  апертура  пучка  и  угол  его  падения  на  объект
должны  быть  регулируемы  так,  чтобы  удовлетворить  первым
двум  условиям  освещения  для  каждого  объекта  или  объектива.
 Описанные  выше  осветители  не  могут  одновременно  удовле¬
творить  все  эти  требования.  Имеется  только  одна  система  осве¬
щения,  изобретенная  Келером  х,  которая  обеспечивает  оптималь¬
ные  условия  освещения.
 Изображение  источника  света  L  (рис.  4)  проектируется  кон¬
денсором  на  апертурную  диафрагму  D0,  которая  действует  как
вторичный  источник.  После  отражения  от  зеркала  /  изображение
при  помощи  линз  L3  и  L1  в  свою  очередь  проектируется  на  про¬
межуточную  фокальную  плоскость  объектива.  Кроме  того,  объ¬
ектив  и  линза  L1  создают  в  плоскости  объекта  изображение  по¬
левой  диафрагмы  Dc.  Таким  образом,  это  устройство  обеспечивает
получение  в  плоскости  объекта  изображения  вторичного  источ¬
ника  света,  которое  почти  не  имеет  аберраций.
 Пучок,  испускаемый  источником  света,  концентрируется
в  апертуре  вертикального  осветителя  при  помощи  линз  с  соот¬
ветствующим  фокусным  расстоянием.  Эти  конденсорные  линзы
(конденсоры)  обычно  устанавливаются  перед  кожухом  источника
света  на  расстоянии  от  80  до  120  мм.
 Апертурная  диафрагма  помещается  перед  вертикальным  осве¬
тителем.  Ее  всегда  устанавливают  так,  чтобы  собирательная  си¬
стема  линз  давала  ее  изображение  на  задней  фокальной  плоскости
объектива.  Изменение  отверстия  этой  диафрагмы  дает  возмож¬
ность  регулировать  количество  света,  входящего  в  объектив.
Для  получения  максимального  разрешения  апертурная  диафрагма
должна  быть  открыта  настолько,  чтобы  ее  край  не  попадал  в  поле
зрения  объектива.  В  противном  случае  числовая  апертура  объек¬
тива  оказалась  бы  уменьшенной,  и,  кроме  того,  имели  бы  место
многократные  интерференционные  эффекты,  заметно  ухудшаю¬
щие  качество  изображения.  Однако  рассмотренное  решение  не
является  единственным,  используемым  в  практике,  так  как  общее
освещение  уменьшает  контраст  изображения.  Оптимальный  раз¬
мер  отверстия  апертурной  дифрагмы  зависит  также  от  качества
объектива  и  его  уменьшение  может  быть  полезно,  так  как  позво¬
ляет  отсечь  боковые  пучки  и  избежать  аберрации  из-за  рассеяния
и  отражения  в  корпусе  микроскопа.  Ни  в  коем  случае  нельзя
использовать  апертурную  диафрагму  для  уменьшения  яркости
изображения.
 1  Kohler  Z.  Wiss.  mikrosk..  10  (1893).  433-440.
 9

Основной  функцией  полевой  диафрагмы  является  уменьше¬
ние  многократного  рассеяния  и  отражения  в  корпусе  микроскопа,
и  как  следствие,  улучшение  контраста  изображения.  Ее  распо¬
лагают  так,  что  ее  отверстие  проектируется  на  плоскость  поверх¬
ности  исследуемого  образца,  поэтому  полевая  диафрагма  не  влияет
на  разрешающую  способность.  Она  позволяет  точно  ограничить
освещение  исследуемым  участком  образца.  Такой  же  принцип
применяется  при  критическом  освещении,  но  в  данном  случае  —
это  изображение  первичного  источника,  которое  образуется
в  плоскости  объекта.
 4. 	ОБЪЕКТИВЫ
 Объектив  состоит  из  нескольких  линз,  установленных  коак-
сильно.  Система  линз  обеспечивает  устранение  дефектов  изобра¬
жения,  или  аберраций.
 Хроматическая  аберрация.  Когда  полихро¬
матическое  излучение  проходит  через  призмы  и  линзы,  оно  раз¬
лагается.  В  самом  деле,  если  коэффициент  преломления  вакуума
по  определению  всегда  равен  единице  (практически  он  также  ра¬
вен  единице  для  воздуха),  то  коэффициент  преломления  стекла,
наоборот,  зависит  от  длины  волны  излучения.  Он  возрастает  от
значений,  соответствующих  красному,  до  значений,  соответ¬
ствующих  фиолетовому  концу  спектра.  Следовательно,  если  на
стеклянную  призму  под  некоторым  углом  падает  полихромати¬
ческий  пучок,  то  углы  преломления  для  каждого  из  его  монохро¬
матических  излучений  будут  разными.  В  пучке  белого  света
лучи  с  меньшей  длиной  волны  преломляются  сильнее,  чем  лучи
с  большей  длиной  волны,  это  приводит  к  тому,  что  в  различных
плоскостях  изображение  имеет  различные  размеры.
 Сферическая  аберрация.  Если  через  простую
линзу  проходит  монохроматический  пучок,  испущенный  источ¬
ником,  который  не  находится  в  главном  фокусе  линзы,  то  на
оптической  оси  образуется  ряд  изображений  источника.  Это
происходит  потому,  что  краевые  лучи  преломляются  более
резко,  чем  центральные.  Величина  сферической  аберрации  за¬
висит  от  способа  изготовления  линз.
 Астигматизм.  На  сферических  поверхностях,  кри¬
визна  которых  не  одинакова  в  двух  взаимно  перпендикулярных
основных  плоскостях  (меридиональной  и  сагиттальной),  узкие
сходящиеся  пучки  света,  направленные  наклонно  к  оптической
оси,  встречаются  в  различных  точках.  В  результате  изображение
светящегося  точечного  источника,  расположенного  вне  оси,  пред¬
ставляется  не  одной,  а  двумя  точками.
 Кома.  В  случае  световых  пучков  с  довольно  большим
диаметром  к  сферической  аберрации  должны  добавиться  де¬
фекты  ассиметрии,  вызванные  тем,  что  пучок  не  обладает  цилин¬
дрической  симметрией.  Оба  типа  дефектов  дают  вместо  четкого
и  резкого  изображения  ассиметрично  размытую  картину.
 Кривизна  изображения.  Точечные  изображения,
возникающие  от  плоского  объекта,  перпендикулярного  к  опти¬
ческой  оси,  и  создаваемые  лучами,  имеющими  дозволенную  ме¬
ридиональную  и  сагиттальную  кривизну,  лежат  не  на  плоскости,
а  на  искривленных  поверхностях  (искривленные  изображения).
 Дисторсия.  Масштаб  изображения  зависит  от  угла
наклона  центральных  лучей,  так  что  изображения  прямых  ли¬
ний  оказываются  искривленными.
 Ахроматические  объективы
 В  объективах  этого  типа  коррекция  сферической  аберрации
обычно  выполняется  для  определенного  участка  спектра  (желто-
зеленого),  тогда  как  хроматическая  аберрация  устраняется  для
зеленого  и  красного.  Эти  объективы  состоят  из  кронгласовой  1
двояковыпуклой  линзы  и  флинтгласовой1  выпукло-вогнутой
линзы.  Из-за  ограниченных  коррекций  ахроматические  объек¬
тивы  не  обеспечивают  правильной  цветопередачи.  Их  возмож¬
ности  используются  максимально,  когда  свет  от  источника
соответствует  центральной  части  спектра  (желто-зеленый).
При  фотографировании  следует  применять  ортохроматические
пластинки  и  желто-зеленый  фильтр.  Ахроматические  объективы,
используемые  в  металлографии,  имеют  фокусные  расстояния  от
32  до  1,8  мм,  что  соответствует  начальным  увеличениям  отЧ  :  1
до  97  :  1.  В  случае  объективов  с  низким  или  средним  увеличе¬
ниями  надо  использовать  окуляры  Гюйгенса  или  скорректиро¬
ванные  промежуточные  окуляры.  Объективы  с  большими  уве¬
личениями  (в  большинстве  случаев  они  являются  фактически
полуапохроматическими)  используются  с  окулярами,  скомпен¬
сированными  для  коррекции  остаточных  аберраций.
 *  Для  гелиевой  линии  (Я,  =  5876  А'  кронглас  имеет  п  =  1,5182,
а  для  флинтгласа  п  —  1,6200.
 Апохроматические  объективы
 Эти  объективы  состоят  из  двояковыпуклых  линз,  изготовлен¬
ных  из  флюорита  *,  коэффициент  преломления  которого  и,  сле¬
довательно,  дисперсия  меньше,  чем  коэффициент  преломления
и  дисперсия  кронгласа  (в  противоположность  выпукло-вогнутым
линзам  из  флинтгласа).  Объективы  хроматически  скорректиро¬
ваны  для  трех  основных  областей  спектра  —  красной,  зеленой
и  фиолетовой  и  сферически  скорректированы  для  двух  областей  —
зеленой  и  фиолетовой.  В  результате  их  высокой  сферической  кор¬
рекции  апохроматические  объективы  обладают  поперечной  хро¬
матической  аберрацией.  Одиако  конечное  изображение  полу¬
чается  высокого  качества,  если  применять  компенсационные  оку¬
ляры,  корректирующие  изменения  в  размере  изображения,  обра¬
зованного  объективом.  Апохроматические  объективы  особенно
подходят  для  больших  увеличений  и  микрофотографирования.
Источник  должен  давать  белый  свет,  или,  что  еще  лучше,  отфиль¬
трованный  желто-зеленый  или  голубой.  Из-за  высокой  стоимости
этих  высококачественных  объективов  их  выпускают  лишь  для
некоторых  увеличений.  Как  правило,  они  имеют  числовые  апер¬
туры  и  дают  начальные  увеличения  выше,  чем  ахроматические
объективы.  Апохроматы  обладают  отличными  оптическими  свой¬
ствами,  но,  к  сожалению,  дают  изображения  с  недостаточной  глу¬
биной,  и  в  этом  отношении  эти  объективы  хуже  ахроматических.
 Полуапохроматические  объективы
 Их  называют  также  флюоритовыми.  По  существу  они  яв¬
ляются  высококачественными  ахроматическими  объективами.
Линзы  из  кронгласа  заменены  одной  или  несколькими  флюори¬
товыми  линзами.  По  своим  свойствам  эти  объективы  являются
промежуточными  между  ахроматами  и  апохроматами.
 Планахроматические  объективы
 Планахроматы  скорректированы  так  же,  как  и  ахромати¬
ческие  объективы,  и  кроме  того,  исправлены  сферические  ошибки,
что  позволяет  получать  плоское  изображение.
 Свойства  объективов
 Объектив  микроскопа  имеет  ряд  характерных  свойств,  обус¬
ловленных  комбинацией  двух  или  нескольких  линз,  составляю
щих  его  оптическую  систему.  Большинство  этих  свойств  необ¬
ходимы  для  микроскопического  наблюдения.  Некоторые,  однако*
являются  вредными,  но  они  не  могут  быть  подавлены  без  прине¬
сения  в  жертву,  по  крайней  мере  частично,  функциональных
качеств  объектива.  Из  этих  взаимозависимых  свойств  главными
являются  следующие.
 Увеличение.  Следует  рассмотреть  два  случая.  Обь»
ектив  образует  в  плоскости  окуляра  увеличенное  действительное
промежуточное  изображение  объекта.  Оно  должно  находиться
в  плоскости,  определяемой  расположением  и  характеристиками
окуляра.  Следовательно,  при  конструировании  микроскопа  сле¬
дует  задавать  определенную  длину  тубуса  окуляра.  Рассматри¬
ваемое  расстояние  это  то,  которое  разделяет  заднюю  плоскость
объектива  и  положение  окуляра  в  тубусе.  В  большинстве  совре¬
менных  микроскопов  это  расстояние  равно  160  мм  и  коррекция
объективов  производится  для  этого  расстояния.
 Увеличение  объектива  равно  отношению  размера  промежу¬
точного  изображения  к  размеру  объекта.  Это  число  гравируется
на  объективе  обычно  без  знака  X  для  того,  чтобы  отличить  его
от  увеличения  простых  увеличительных  стекол.
 Конечное  увеличение  определяется  произведением  увеличе¬
ний  объектива  и  окуляра.  Например,  при  использовании  объек¬
тива  с  маркировкой  40  и  окуляра  8  конечное  увеличение  состав¬
ляет  320  :  1.
 Если  фокусное  расстояние  окуляра  отличается  от  250  мм,
т.  е.  от  расстояния  наилучшего  зрения,  то  указанное  произведе¬
ние,  дающее  общее  увеличение,  следует  умножить  на  поправоч¬
ный  коэффициент  (т.  е.  на  0,8  для  фокусного  расстояния  200  мм
и  на  0,66  для  фокусного  расстояния  160  мм).
 Числовая  апертура.  Назначением  любого  объек¬
тива  является  образование  светового  пучка  в  виде  конуса,  угол
которого  больше,  чем  тот,  что  воспринимается  невооруженным
 *  Флюорит:  п  =  1,4342  для  середины  натриевых  линий  (А*  =*
-  5893  А).
 10

глазом,  и  создание  изображения  с  помощью  этого  пучка.  Чет¬
кость1  изображения  и  разрешающая  способность  частично  зави¬
сят  от  величины  телесного  угла.
 Числовой  апертурой  объектива  является  угловая  апертура
светового  конуса,  вершина  которого  расположена  у  фокуса  линзы,
а  основание  перекрывает  эффективную  апертуру  системы  линз,
составляющих  объектив  (рис.  5).  Ее  математическим  выраже¬
нием  является  произведение  синуса  половины  телесного  угла
светового  конуса  на  коэффициент  преломления  среды,  в  котором
находится  объект,  т.  е.
 А  =  п  sin  а,
 где  А  —  числовая  апертура;
 п  —  коэффициент  преломления;
а  —  половина  телесного  угла  светового  конуса.
Разрешающая  способность.  Было  замечено,
что  в^результате  явления  интерференции  изображение  точечного
источника,  создаваемого  любой  оптической  си¬
стемой,  не  может  быть  геометрической  точкой.
Это  изображение  размывается  в  круг  поверх¬
ности,  окаймленный  дифракционными  кольцами,
с  резко  спадающей  интенсивностью.  Следова¬
тельно,  наблюдатель  сможет  разделить  соседние
точки  только  в  том  случае,  если  их  изображе¬
ния  —  круги  наложились  неполностью,  т.  е.
если  пространство  между  двумя  максимумами
интенсивности  достаточно  велико,  чтобы  наблю¬
дать  минимум.
 Было  показано,  что  если  два  источника
разделены  угловым  расстоянием  а,  то  их  изображения
когда
 Рис.  5
 света
 будут  накладываться,
 sin  а  <
 1,22  А.
 2  R  '
 где  X  —  длина  волны  света;
 R  —  радиус  линзы;
 1,22  —  постоянная,  полученная  путем  интегрирования  света,
принятого  круговой  апертурой  линзы,  с  использова¬
нием  функции  Бесселя.
 Было  установлено,  что  предел  разрешения  оптических  си¬
стем,  например,  объективов  микроскопа  выражается  следующим
образом:
 dsst  0,6U  =0,6U
 п  sin  а  А  9
 где  d  —  предел  разрешения,  т.  е.  минимальное  линейное  расстоя¬
ние  между  двумя  точками-объектами,  которые  можно
различить  при  помощи  данной  оптической  системы.
 Следовательно,  при  оптимальных  теоретических  условиях,
т.  е.  при  максимальной  угловой  апертуре  светового  конуса,  пре¬
ломляемого  объективом  (sina=  1),  а  также  при  использовании
жидкости  с  высоким  коэффициентом  преломления  2  (рис.  6)  и
синего  света  с  X  =  4500  А  (450  нм)  *,  предел  разрешения  опти¬
ческого  микроскопа  будет  равен  d  =  18  мкм.
 Вертикальное  разрешение  или  глу¬
бина  резкости.  Способность  объектива  давать  резкое  изо¬
бражение  объекта,  поверхность  которого  не  является  абсолютно
плоской,  обратно  пропорциональна  числовой  апертуре  и  соб¬
ственному  увеличению  объектива.  Эту  зависимость  нельзя  из¬
менить  никакими  из  известных  способов  коррекции  линз.
 Кривизна  изображения.  Все  объективы  дают
кривизну  поля  изображения,  которая  увеличивается  при  возра¬
стании  числовой  апертуры.  Планахроматические  объективы  яв¬
ляются  единственными  скорректированными  в  этом  отношении.
Для  объективов  других  типов  можно  этот  эффект  уменьшить,  не
ухудшая  разрешения,  путем  применения  соответствующих  оку¬
ляров.
 1 	Четкость  изображения  зависит  также  от  отражения  на  поверх¬
ности  линз,  которое  приводит  к  потере  света,  а  это  ухудшает  качество
изображения.  Некоторые  вещества,  например,  фториды  кальция  и
магния,  испаренные  в  виде  тонких  пленок,  уменьшают  это  отражение
из-за  интерференции.  В  действительности,  при  осаждении  на  линзы
слоя  толщиной  Х/4  отражение  для  длины  волны  А.  при  данном  угле  паде¬
ния  сводится  к  нулю  и  значительно  понижается  для  соседних  длин  волн
при  условии,  что  соответственно  выбран  показатель  степени  антиотра¬
жения  (~  1Гп).  Этот  компенсационный  процесс  в  настоящее  время  ши¬
роко  используют.  Если  же  применяются  отражающие  зеркала,  напри¬
мер,  вертикальные  осветители,  то  стремятся  повысить  отражательную
способность.  Этого  достигают  таким  же  способом.
 2 	Иммерсионные  масла  имеют  коэффициент  преломления  вплоть
до  1,52  по  сравнению  с  1  для  воздуха.
 *  Синий  свет  регистрируется  на  флуоресцирующем  экране  нли
на  фотографической  пластинке.
 2*
 Таким  образом,  полное  описание  объектива  включает:
тип  объектива  —  например,  ахроматический;
заводскую  марку  и  номер  объектива;
увеличение  (жирным  шрифтом),  например  40;  за  этим  числом
следует  знак  X,  когда  он  относится  к  объективу,  служащему
в  качестве  увеличительного  стекла;
числовую  апертуру;
 длину  тубуса/когда  она  отличается  от  стандартной  (160  мм).
 Иммерсионные  объективы,  хотя  их  и  так  легко  отличить,
маркируются,  помимо  этого,  следующим  образом:  01,  И.  J.  (одно¬
родная  иммерсия).
 5. 	ФИЛЬТРЫ
 Для  получения  резкого  изображения  с  помощью  ахромати¬
ческих  объективов  необходимо  поглотить  синий  и  фиолетово¬
синий  свет,  для  которых  эти  объективы  не  скорректированы.
В  то  же  время  полезно  отфильтровать  излучение  с  большей  дли¬
ной  волны,  так  как  разрешающая  способность  пропорциональна
длине  волны.  Для  обеих  этих  целей  пригодны  желто-зеленые
фильтры.  Если  необходим  точный  отбор  длин
волн,  используют  светофильтры,  путем  интер¬
ференции  задерживающие  все  нежелательные
излучения.  Эти  фильтры,  как  правило,  сле¬
дует  сочетать  с  нормальными  цветными  филь¬
трами  для  того,  чтобы  исключить  вторичные
максимумы.
 Иногда  необходимо  бывает  применять
фильтры  для  поглощения  тепловой  энергии
светового  пучка,  чтобы  предотвратить  нагрев
объекта.
 6. 	ОКУЛЯРЫ
 Отрицательные  окуляры  (рис.  7)
 Отрицательные  окуляры  Гюйгенса
в  своем  наипростейшем  виде  состоят  из  двух
плосковыпуклых  ахроматических  линз,  вы¬
пуклые  стороны  которых  обращены  в  сторону
объектива.  Диафрагма  помещается  между  двумя  линзами  в  пер¬
вом  главном  фокусе  окуляра.  Слово  «отрицательный»,  приме¬
ненное  только  к  этому  окуляру,  значит,  что  фокус,  являющийся
результатом  сочетания  двух  линз,  расположен  между  ними.
 Такой  окуляр  искажает  изображение,  так  как  он  не  скор¬
ректирован  оптически.  Его  применяют  только  с  ахроматическими
объективами  с  низкой  или  средней  апертурой.
 Гиперплоскостные  и  пер  и-
плоскостные  отрицательные  окуляры
частично  перекорректированы  и  могут  быть
использованы  с  ахроматическими  объекти¬
вами  большой  апертуры  и  полуахроматиче-
скими  объективами.  Они  дают  несколько
большее  поле  зрения,  чем  окуляры  Гюйгенса
и  несколько  более  плоское  изображение,  чем
компенсационные  окуляры,  которые  будут
рассмотрены  ниже.
 Положительные  окуляры  (рис.  8)
 Положительные  окуляры  состоят  из  двух
или  более  линз,  объединенных  таким  обра¬
зом,  что  первый  главный  фокус  системы  рас¬
положен  перед  полевой  линзой.
 Окуляр  Рамсдеиа  составлен  из  двух
плосковыпуклых  линз,  выпуклые  стороны
которых  расположены  друг  против  друга.
Диафрагма  расположена  в  эквивалентной  фокальной  плоскости
системы,  т.  е.  перед  полевой  линзой.
 Окуляр  Рамсдена  имеет  большую  хроматическую  и  значи¬
тельно  меньшие  сферические  аберрации,  чем  окуляр  Гюйгенса.
 11
 Рис.  7

Фотоокуляры  (рис.  9)
 Фотоокуляры,  такие  как  амплиплоскостные  и
г  о  м  а  л  и,  предназначены  главным  образом  для  микрофотогра¬
фирования  или  проектирования  изображения  на  короткие  рас¬
стояния.  Они  состоят  из  группы  линз,  распо¬
ложенных  таким  образом,  что  фокусное  рас¬
стояние  оптической  системы  отрицательно.
Поэтому  указанные  окуляры  позволяют  полу¬
чить  действительное  изображение  только
па  экране  и  не  могут  быть  использованы  для
визуальных  наблюдений.  Они  скорректиро¬
ваны  и  даже  иерекоррсктированы  хромати¬
чески  и  поэтому  лучше  всего  их  применять
с  апохроматическими  и  полуапрохроматиче-
скими  объективами.
 Фотоокуляры  принимают  световые  лучи,
идущие  непосредственно  из  объектива,  и  обра¬
зуют  действительное  первичное  изображение.
Объектив  в  этом  случае  не  создает  промежу¬
точного  изображения.  Поэтому  при  исполь¬
зовании  фотоокуляров  длина  тубуса  должна
Рис.  v 	быть  уменьшенной.  Эти  окуляры  позволяют
 в  значительной  степени  избежать  кривизны
поля  изображения.  Гомали  скорректированы  для  применения
с  апохроматическими  объективами,  имеющими  точно  опреде¬
ленную  кривизну  поля,  тогда  как  амплиплоскостные  окуляры
скорректированы  для  средней  кривизны  группы  объективов.
Следовательно,  изображения,  образованные  последними  окуля¬
рами,  не  будут  такими  плоскими,  как  изображения,  образо¬
ванные  гомалями.
 Аббе  1  показал,  что  максимальная  разрешающая  способность
микроскопа  достигается  только  тогда,  когда  изображение  источ¬
ника  образуется  в  плоскости  объекта,  а  падающий  пучок  покры¬
вает  приблизительно  2/3  апертуры  объектива.  Эти  условия  могут
быть  обеспечены  только  критическим  освещением  по  Кёлеру.
В  этом  случае  наименьший  линейный  размер,  который  может  быть
разрешен  микроскопом,  равен
 А  объект  1'  А  конд*
 Если  числовая  апертура  конденсора  равна  числовой  апертуре
объектива,  что  приблизительно  имеет  место  в  случае  устройства
Кёлера,  то  эта  формула  примет  вид:
 2А  объект
 При  отмеченных  выше  оптимальных  теоретических  условиях,
т.  е.  максимальной  угловой  апертуре  для  светового  конуса,  пре¬
ломляемого  объективом,  заполнении  пространства  объекта  им¬
мерсионным  маслом  с  коэффициентом  преломления  п—  1,52
и  синем  свете  с  X  =  4500  А  (450  нм),  предельное  разрешение
оптического  микроскопа  будет  равно
 X
 2п  sin  а
 =  0,15  мкм.
 Применение  желто-зеленого  монохроматического  светового
пучка  [Х  =  5500  А  (550  нм)]  и  объектива  с  числовой  апертурой
А  —  1,25  позволит  практически  получить
 d  — 	=  0,22  мкм.
 Компенсационные  окуляры
 Компенсационные  окуляры  перекорректированы  хромати¬
чески  так,  чтобы  компенсировать  остаточные  хроматические  абер¬
рации  апохроматических  и  полуапохроматических  объективов.
Компенсационные  окуляры  бывают  положительные  и  отрицатель¬
ные.  Обычно  они  дают  большие  начальные  увеличения  чем  оку¬
ляры  Гюйгенса  и  Рамсдена.  Чтобы  получить  конечное  изобра¬
жение,  по  возможности  свободное  от  хроматической  аберрации,
компенсационные  окуляры  всегда  следует  применять  вместе  с  апо¬
хроматическими  или  полуапохроматическими  объективами  с  боль¬
шой  апертурой.  Кривизна  поля,  создаваемая  этими  окулярами,
к  сожалению,  больше,  чем  в  случае  умеренно  скорректированных
окуляров.  Компенсационные  окуляры  ни  в  коем  случае  не  сле¬
дует  применять  совместно  с  ахроматическими  объективами  малой
апертуры,  так  как  из-за  начальной  перекоррекции  они  могут
вызвать  в  конечном  изображении  обратные  хроматические  абер¬
рации.
 Учитывая,  что  на  расстоянии  наилучшего  зрения  невоору¬
женный  глаз  не  может  различить  линии,  отстоящие  одна  от  дру¬
гой  менее  чем  0,2  мм,  соответствующее  максимальное  увеличение
будет  равно:
 G-S-.OOO:,.
 Поэтому  следует  отметить,  что  в  первом  приближении  нор¬
мальное  увеличение  равно  750  ХА.  Основным  выво¬
дом,  который  вытекает  из  применения
оптических  законов  к  оптическим  микро¬
скопам,  является  существование  опти¬
мального  увеличения,  превышение  кото¬
рого  не  приводит  к  получению  дополни¬
тельной  информации.
 Глава  2
 7. 	ПРЕДЕЛЫ  ПРИМЕНЕНИЯ
МЕТАЛЛОГРАФИЧЕСКОГО  МИКРОСКОПА
С  ВЕРТИКАЛЬНЫМ  ОСВЕЩЕНИЕМ  (ф.  101)
 Увеличение  микроскопа  равно  произведению  соответствую¬
щих  увеличений  объектива  и  окуляра.  При  микрофотографиро¬
вании,  т.  е.  при  проектировании  образованного  объективом  изо¬
бражения  через  окуляр  на  экран,  существует  связь  между  общим
увеличением  действительного  изображения,  разрешающей  спо¬
собностью  различных  оптических  систем,  длиной  тубуса  микро¬
скопа  и  расстоянием,  на  которое  проектируется  изображение.
Следующее  соотношение  дает  возможность  приблизительно  опре¬
делить  увеличение  спроектированного  изображения:
 где  G  —  увеличение  спроектированного  изображения;
 Gi  —  собственное  увеличение  объектива;
 Ga  —  увеличение  окуляра;
 L  —  расстояние,  на  которое  проектируется  изображе¬
ние,  мм;
 I  —  расстояние  между  объективом  и  окуляром,  т.  е.  длина
тубуса,  мм.
 Если  необходимо  точно  определить  увеличение  проектируе¬
мого  изображения,  в  качестве  объекта  следует  применять  микро¬
метрическую  шкалу.  В  случае  отражательной  микроскопии  ми¬
кроскопические  шкалы,  используемые  в  качестве  объектов,  из¬
готовляют  из  металлических  пластинок,  на  которых  деления
нанесены  через  каждые  0,01  мм  на  общей  длине  в  1  мм.
 12
 РАСШИРЕНИЕ  ОБЛАСТЕЙ
ПРИМЕНЕНИЯ  МЕТАЛЛОГРАФИЧЕСКОГО
МИКРОСКОПА  (ф.  101)
 1. 	ТЕМНОПОЛЬНОЕ  ОСВЕЩЕНИЕ
 При  темнопольном  освещении  в  отличие  от  вертикального
освещения  падающий  световой  пучок  не  проходит  через  объектив.
Чтобы  создать  необходимые  условия,  на
пути  пучка  помещают  кольцеобразный
экран,  в  результате  чего  пучок  попадает
на  осветитель  в  виде  кругового  кольца.
 Свет,  отраженный  осветителем,  проходит
вне  объектива  и  при  помощи  вогнутого
отражателя  направляется  на  образец.  Та¬
кой  системой  достигается  косое  освещение
объекта;  освещающий  пучок  имеет  боль¬
шую  числовую  апертуру,  чем  при  светло¬
польном  освещении  (рис.  10).
 Темнопольное  изображение  является
обратным  (взаимным)  по  отношению
к  светлопольному  (линии  и  углубления
становятся  светлыми  на  однородном  тем¬
ном  фоне),  поскольку  в  объектив  попадают  только  лучи,  отра¬
женные  от  неровностей  поверхности.  Этот  тип  освещения  дает
высококонтрастные  изображения  и,  кроме  того,  улучшает  раз¬
решающую  способность,  благодаря  большой  апертуре  падающего
светового  конуса.
 *•  Abbe  Е.,  J.  R  о  у.  Microscop.  Soc..  I  (1881).  388-423:  II  (1882),
300-309;  400-473;  III  (1883).  790-812.  Ge$.  Abb.,  I,  325-435.

2. 	ПОЛЯРИЗАЦИОННАЯ  МИКРОСКОПИЯ
 Поляризационные  микроскопы  в  отличие  от  обычных  имеют
поляризатор,  помещаемый  перед  конденсором,  и  анализатор,  ко¬
торый  находится  внутри  тубуса  или  за  окуляром.  В  микроскопах
последних  выпусков  анализатор  и  поляризатор  представляют  не
призмы  Николя,  а  пластинки,  изготовленные  из  синтетических
материалов  (поляроидных  стекол).
 При  падении  пучка  плоскополяризованного  света  на  изо¬
тропную  поверхность  отраженный  свет  также  является  плоско-
поляризованным  и  вращением  анализатора  может  быть  полностью
погашен.  Наоборот,  если  поверхность  анизотропна,  то  отражен¬
ный  пучок  поляризован  эллиптически,  т.  е.  имеет  компоненту,
перпендикулярную  плоскости  поляризации  падающего  света,
и  поэтому  не  может  быть  полностью  погашен  анализатором.
Вертикальный  осветитель  сам  по  себе  обладает  поляризующим
эффектом,  поэтому  плоскость  поляризации  падающего  света
должна  быть  либо  параллельна,  либо  перпендикулярна  плоскости
падения  света  на  зеркало.  Для  настройки  удаляют  анализатор
и  наблюдают  изотропную  поверхность,  например,  стекло.  По
мере  вращения  поляризатора  яркость  отраженного  света  изме¬
няется.  Поляризатор  фиксируют  в  положении,  соответствующем
максимальной  яркости.  Затем  анализатор  ставят  на  место  и  вра¬
щают  его  до  полного  гашения  светового  пучка.  При  таком  поло¬
жении  анализатора  можно  различить  анизотропные  участки  об¬
разца  при  его  повороте:  им  соответствует  периодическое  измене¬
ние  яркости,  тогда  как  изотропные  участки  все  время  остаются
темными.
 Границы  зерен,  появляющиеся  в  рельефе,  часто  дают  лож¬
ное  впечатление  анизотропии.  Если  образец  сперва  был  иссле¬
дован  в  плоскополяризованном  свете  без  анализатора,  то  на¬
блюдаемые  цвет  и  интенсивность  не  будут  изменяться  при  по¬
вороте  образца,  за  исключением  того  случая,  когда  он  содержит
включения,  которые  можно  обнаружить  по  изменению  их  цвета
(составляющие  структуры,  которые  отражают  свет,  так  что  длина
волны  его  зависит  от  ориентации  кристалла  относительно  пло¬
скости  поляризации,  называются  «плеохроматически  отражаю¬
щими»  составляющими).  В  таком  случае  образец  вращают  после
возвращения  анализатора  в  положение  полного  гашения.
 Составляющие,  которые  имеют  кубическую  решетку,  изо¬
тропны,  поэтому  их  легко  отличить  от  других  составляющих.
С  помощью  поляризованного  света  на  нетравленных  образцах
анизотропных  материалов  можно  изучать  их  микроструктуру  и
определять  размер  зерна.  Поляризационный  метод  особенно  под¬
ходит  для  наблюдения  интерметаллических  фаз  в  легированных
сталях.  Структуру  изотропных  составляющих  можно  исследовать
после  глубокого  травления,  также  дающего  эффект  поляризации.
Например,  так  обстоит  дело  с  перлитными  пластинками  и  дру¬
гими  эвтектоидными  и  эвтектическими  структурами.  Но  наи¬
более  интересным  применением  поляризации  в  металлографии,
по-видимому,  является  выявление  и  отождествление  неметалли¬
ческих  включений  в  чугунах,  сталях  и  т.  д.,  так  как  эти  включе¬
ния  имеют  характерные  цвета  или  изменяют  цвет  при  вращении
предметного  столика  микроскопа.  Для  облегчения  идентифика¬
ции  включений  имеются  специальные  таблицы  г.
 3. 	ФАЗОВОКОНТРАСТНАЯ  МИКРОСКОПИЯ
 В  обычной  микроскопии  контраст  возникает  за  счет  изме¬
нения  и  цвета,  и  интенсивности  пучка,  отраженного  образцом.
Однако  неровности  или  рельеф  поверхности  создают  разность
фаз,  отраженных  световых  волн,  хотя  при  этом  яркость  изобра¬
жения  остается  равномерной.  Система  фазового  контраста  пре¬
вращает  эти  невидимые  изменения  в  отраженном  световом  пучке
в  пропорциональные  изменения  интенсивности,  которые  можно
видеть  и  фотографировать.
 Кольцо  А  (рис.  11)  устанавливают  так,  что  его  изображение,
образованное  полевой  линзой  F,  после  отражения  от  поверх¬
ности  образца  располагается  в  задней  фокальной  плоскости  объ¬
ектива.  Дифракционную  пластинку  Р  помещают  в  эту  же  пло¬
скость  так,  что  она  совпадает  с  изображением  кольца  А.  Дифрак¬
ционная  пластинка  содержит  кольцо,  толщина  которого  иная,
чем  у  остальной  части  пластинки.  В  результате  этого  световые
лучи,  прошедшие  через  кольцо,  сдвинуты  по  фазе  относительно
световых  лучей,  которые  прошли  через  остальную  часть  пла¬
стинки.  Это  кольцо,  называемое  дифракционным,  имеет  те  же
размеры,  что  и  изображение  кольца  А.
 Таким  образом,  изображение  кольца,  образованное  свето¬
вым  пучком,  который  отразился  перпендикулярно  от  поверхности
образца,  накладывается  на  дифракционное  кольцо,  и  световые
лучи,  которые  проходят  через  него,  претерпевают  изменение
 1  Metals  Handbook  (American  Society  for  Metals).  1948,  p.  448.
 в  фазе.  В  то  же  время  лучи,  дифрагированные  поверхностью  об¬
разца,  проходят  через  дифракционную  пластинку  за  пределами
кольца  и  поэтому  не  получают  сдвига  фазы,  хотя  и  участвуют
в  образовании  изображения.  Обычно  используют  отставание  по
фазе,  равное  90°  четверти  длины  волны.  В  этом  случае  (положи¬
тельный  фазовый  контраст)  углубления  на  поверхности  образца
кажутся  темнее,  а  выступы  светлее,  чем  фон.  Отрицательный  фа¬
зовый  контраст  получают,  создавая  опережение  по  фазе  на  чет¬
верть  длины  волны.
 Помимо  ‘изменения  фазы  перпендикулярно  отраженного
света,  дифракционное  кольцо  поглощает  также  значительную
часть  этого  света.  Уменьшение  интенсивности
отраженного  светового  пучка  улучшает  кон¬
траст.  Это  поглощение  обычно  достигает  80%,
что  обеспечивает  оптимальный  контраст  и
резкость  изображения.
 В  оптической  системе,  показанной1  на
рис.  11,  задняя  фокальная  плоскость  объек¬
тива  находится  на  некотором  расстоянии  от
самого  объектива.  На  практике  отражатель
 Рис.  и
 редко  помещают  между  задней  фокальной  плоскостью  и  задней
стороной  объектива,  а  дифракционная  пластинка  в  положении,
указанном  на  рисунке,  еще  более  удалена  от  объектива,  чем
задняя  фокальная  плоскость.  Это  не  слишком  ухудшает  контраст
при  условии,  что  изображение  кольца  точно  совпадает  с  дифрак¬
ционной  пластинкой.  Если  дифракционная  пластинка  находится
между  объективом  и  отражателем,  то  возникает  опасность  обрат¬
ного  отражения,  которое  может  ухудшить  контраст.
 При  исследовании  методом  фазового  контраста  исследуемую
поверхность  помещают  точно  под  прямым  углом  к  оси  микроскопа
(при  фазовоконтрастном  методе  возникает  еще  большая,  чем
в  случае  обычной  микроскопии,  необходимость  того,  чтобы  обра¬
зец  имел  совершенно  плоскую  поверхность);  микроскоп  фокуси¬
руют;  затем  изображение  кольца  накладывается  на  дифракцион¬
ное  кольцо.  Для  этой  цели  окуляр  заменяют  вспомогательным
микроскопом,  который  фокусируют  на  дифракционное  кольцо,
или  между  дифракционным  кольцом  и  окуляром  вставляют  линзу
Бертрана.  Установив  затем  окуляр  на  место,  можно  наблюдать
фазовоконстрастное  изображение.  При  исследовании  больших
поверхностей  требуется  дополнительное  регулирование  поло¬
жения  кольца  из-за  кривизны,  которая  возникает  даже  при  тща¬
тельной  полировке  металлических  образцов.
 Чтобы  изображение  кольца  точно  наложилось  на  дифрак¬
ционную  пластинку,  отражающая  поверхность  образца  должна
иметь  зеркальную  полировку.  С  этой  точки  зрения  для  фазово¬
контрастного  исследования  наиболее  подходящими  являются  по¬
лированные  металлические  поверхности.  Протравленные  метал¬
лические  поверхности  имеют  пониженную  отражательную  спо¬
собность  и  поэтому  менее  пригодны  для  фазовоконтрастного
наблюдения.  Слабое  травление,  рекомендуемое,  например,  для
больших  увеличений  в  случае  иммерсионных  объективов,  яв¬
ляется  достаточным  для  фазовоконтрастного  исследования.  Еще
одним  способом  подготовки  поверхности  является  электролити¬
ческая  полировка.
 Минимальная  разность  уровней,  которую  можно  наблюдать
визуально  фазовым  контрастом,  лежит  вблизи  50  А  (5  нм).  С  уве¬
личением  этой  разности  увеличивается  изменение  интенсивности.
Если  же  разность  уровней  больше,  чем  четверть  длины  волны
[1300  А  (130  нм)  ],  то  с  увеличением  ее  контраст  уменьшается.
Следовательно,  невозможно  с  достоверностью  определить  вели¬
чину  различия  уровней,  и  с  этой  точки  зрения  фазовоконтраст¬
ный  метод  ненадежен.  Это  одна  из  причин,  по  которой  для  иссле¬
дований  предпочитают  интерференционный  метод.  Поперечная
 13

разрешающая  способность  в  случае  фазового  контраста  экви¬
валентна  поперечной  разрешающей  способности,  получаемой
обычным  микроскопом.
 С  помощью  фазовоконтрастного  метода  лучше  всего  иссле¬
довать  границы  зерен,  выделения  и  процессы  деформации.  Он
позволяет  обнаружить  двойники  и  линии  скольжения  даже  при
небольшой  разности  уровней.  Сдвиги  по  плоскостям  скольжения
и  циклическая  деформация  оставляют  на  поверхности  характер¬
ные  следы;  при  помощи  фазового  контраста  эти  эффекты  могут
быть  качественно  изучены.
 Таким  образом,  фазовый  контраст  выявляет  разницу  уровней
поверхности,  но  далеко  не  всегда  позволяет  установить,  является
ли  отдельная  неровность  выступом  или  впадиной.  Интерферо¬
метрия  дает  возможность  лучше  исследовать  такие  неровности.
 4. 	ИНТЕРФЕРЕНЦИОННЫЙ  КОНТРАСТ
 Интерференционный  контраст  является  наиболее  чувстви¬
тельным  и  наиболее  точным  методом  измерения  неровностей  по¬
верхности.  Следует  различать  двухлучевую  и  многолучевую
интерферометрию.  В  методе  двухлучевой  интерферометрии  моно¬
хроматический  свет  расщепляется  на  два  одинаковых  пучка,
перпендикулярных  один  к  другому  (рис.  12).  Один  пучок  через
объектив  падает  на  исследуемую  поверхность  и  отражается,  про¬
 ходя  путь  LCIOSOIE;  другой  падает  на  плоскую  металлизиро¬
ванную  эталонную  поверхность,  пройдя  через  зеркало  по  пути
LCIO'RO'  IE.  Такая  схема  соответствует  интерферометру  Лин-
ника.  Простота  ее  осуществления  в  металлографическом  микро¬
скопе  позволяет  превратить  последний  в  интерферометр.  Чувстви¬
тельность  метода  по  глубине  лучше,  чем1/го  длины  волны,  а  чув¬
ствительность  в  поперечном  направлении  равна  целой  длине
волны.
 Образец  для  многопучковой  интерферометрии  (рис.  13)  дол¬
жен  иметь  поверхность  с  минимальной  отражательной  способ¬
ностью  (или  на  нее  должна  быть  осаждена  из  пара  тонкая  отра¬
жающая  пленка).  Образец  помещают  на  эталонную  поверхность
тщательно  отполированного  и  посеребренного  плоского  стеклян¬
ного  листа.  Если  осуществить  плотный  контакт  образца  и  пла¬
стинки  и  осветить  их  монохроматическим  световым  пучком,  то
образуются  очень  тонкие  интерференционные  полосы.  Метод  поз¬
воляет  наблюдать  очень  малые  неровности  поверхности  и  чувстви¬
телен  к  разностям  уровней  около  1/льо  Длины  волны.
 5. 	УЛЬТРАФИОЛЕТОВЫЙ  ОПТИЧЕСКИЙ
 микроскоп
 Разрешающая  способность  микроскопа  для  некоторой  длины
волны  света  зависит  только  от  числовой  апертуры  п  sin  а  —  она
обратно  пропорциональна  величине  апертуры.
 Поскольку  sin  а  не  может  превысить  единицу,  а  коэффициент
преломления  иммерсионной  среды  не  может  быть  значительно
увеличен,  заметное  улучшение  разрешающей  способности  можно
достигнуть  только  уменьшением  длины  волны  используемого
излучения.  Были  созданы  микроскопы  с  кварцевой  оптической
системой,  позволяющие  фотографировать  объекты,  применяя
монохроматическое  ультрафиолетовое  освещение.  Такие  микро¬
скопы  позволили  достигнуть  разрешения  1000  А  (100  нму  Однако
ультрафиолетовый  микроскоп  не  нашел  широкого  применения
в  металлографии  из-за  отсутствия  объективных  линз,  пригодных
для  отраженного  ультрафиолетового  света.
 14
 6.  ВЫСОКОТЕМПЕРАТУРНАЯ  МИКРОСКОПИЯ  1  (ф.  202)
 В  течение  более  50  лет  ученые,  исследовавшие  превращения
в  железе  и  стали,  требовали  создания  прибора,  при  помощи  ко¬
торого  можно  было  бы  наблюдать  эти  превращения  при  темпера¬
турах  их  протекания.
 В  те  годы  единственно  возможным  способом  изучения  этих
превращений  была  закалка  образцов  с  температуры  превращения
и  последующее  наблюдение  с  помощью  обычных  металлографи¬
ческих  методов.  Такой  способ  весьма  трудоемок  и  не  всегда  дает
достоверные  результаты.  Надежную  информацию  можно  получить
только  непосредственным  наблюдением  структуры  при  темпера¬
туре  превращения.
 Основной  трудностью,  возникающей  в  ходе  такого  исследо¬
вания,  является  образование  на  поверхности  образца  окисной
пленки,  которая  скрывает  структуру.  Часто  окисления  можно
избежать,  проводя  наблюдения  в  вакууме  порядка  10“4—
—10“7  мм  pm.  cm.  (10“2—10“б  н/ж2)  или  в  инертной  атмосфере.
 Степень  вакуума,  требуемого  для  полного  предотвращения
окисления,  может  быть  определена  только  экспериментально.
Как  правило,  вакуум  должен  быть  тем  более  глубоким,  чем
больше  химическая  активность  исследуемого  материала.  Напри¬
мер,  вакуум  10“4  мм  pm.  cm.  (10“2  н/м2)  достаточен  для  предотвра¬
щения  видимого  окисления  поверхности  низкоуглеродистых  ста¬
лей,  нагретых  до  800°  С,  в  то  же  время  при  идентичном  вакууме
на  поверхности  сталей  с  1—2%  Сг  образуется  тонкий,  но  ясно
различимый  окисный  слой,  мешающий  исследованию.
 На  первый  взгляд  наблюдение  в  вакууме  является  наилуч¬
шим  решением,  однако  при  этом  методе  возможно  избирательное
испарение  материала  поверхности  образца.  Пар  конденсируется
на  смотровом  стекле  и  мешает  дальнейшему  наблюдению.
 Если  температура  не  очень  высока,  то  этот  недостаток  можно
устранить,  проводя  исследование  в  инертном  газе  при  давлении
меньше  атмосферного.  Работать  в  вакууме  необходимо  только
в  тех  случаях,  когда  условия  эксперимента  требуют  быстрого
охлаждения.  В  этом  случае  закалку  осуществляют  путем  впуска
в  камеру  струи  холодного  инертного  газа.
 Высокотемпературная  микроскопия  завоевала  признание
только  после  создания  соответствующих  микроскопов  и  вакуум¬
ных  камер.  Для  ее  осуществления  требуются  объективы  с  фокус¬
ными  расстояниями  большими  (от  8  до  15  мм),  чем  фокусные  рас¬
стояния  обычных  объективов.  Большая  длина  фокуса  позволяет
поместить  между  образцом  и  объективом  вспомогательное  при¬
способление,  которое  обеспечивает  точное  наблюдение.
 Эксперименты  показали,  что  для  наблюдения  процессов  ре¬
кристаллизации  крупнозернистых  материалов  достаточны  уве¬
личения  порядка  150  :  1.  Их  можно  легко  достигнуть,  используя
современные  объективы,  предназначенные  для  работы  в  отражен¬
ном  свете,  с  начальным  увеличением  15  вместе  со  специальными
тубусами.  Для  больших  увеличений  необходимы  специальные
объективы  с  начальным  увеличением  порядка  40.
 Для  освещения  образцов  при  температурах  до  1500°  С  можно
применять  низковольтные  лампы  накаливания.  При  более  высо¬
ких  температурах  и  особенно  для  микрофотографирования  и  ми¬
крокиносъемки  необходимо  освещение  высокой  интенсивности,
например,  ртутными  или  ксеноновыми  лампами.
 При  высоких  температурах  для  проведения  наблюдений  ока¬
зывается  достаточным  излучение  самого  образца.
 Глава  3
 ПРОСВЕЧИВАЮЩИЙ
ЭЛЕКТРОННЫЙ  микроскоп
 Схемы  первых  электронных  микроскопов  были  такими  же,
как  у  оптического  микроскопа  с  двумя  системами  линз  (рис.  14).
Электроны,  искускаемые  катодом  5,  ускоряются  на  пути  к  аноду
разностью  потенциалов  V.  Полученный  таким  образом  электрон¬
ный  пучок  после  фокусирования  конденсором  С  проходит  через
объект  R  (реплику  —  отпечаток  с  металлической  поверхности,
тонкую  фольгу  и  т.  д.).  Электроны,  прошедшие  через  объект,
собираются  объективом  О;  исключение  составляют  поглощенные
и  рассеянные  электроны,  количество  которых  зависит  от  рельефа,
состава  или  структурных  нарушений  в  объекте.  Затем  изобра¬
жение  объекта  R  проектируется  через  окуляр  Р  на  флуоресци¬
рующий  экран  или  фотографическую  пластинку.
 1  Этот  материал  наиболее  полно  освещен  в  книгах  М.  Г.  Лозин¬
ского  «Высокотемпературная  металлография»,  Машгиз,  1956,  и  «Строе¬
ние  и  свойства  металлов  при  высоких  температурах»,  Металлургиздат,
1963  (Прим  ред.).

Де-Бройль  вывел  уравнение,  которое  связывает  длину  волны
электронов  с  количеством  их  движения  г.
 Кинетическая  энергия,  приобретаемая  электроном  в  вакууме,
зависит  от  ускоряющего  потенциала  V  согласно  соотношению:
 eV  =  —  тп  и2.
 поэтому  длину  волны  электрона  в  первом  при¬
ближении  можно  выразить  с  помощью  уравне¬
ния:
 Х  =
 	к_
 гп  У~2е  vjm
 R
 в  котором  X  имеет  размерность  ангстрем,  а  V  —
вольт.
 Например,  пучок  электронов,  ускоренный
разностью  потенциалов  60  кв,  имеет  длину
волны  0,05  А  (0,005  нм).  При  этом  теоретиче¬
ское  разрешение  должно  быть  в  100  000  раз
больше,  чем  в  случае  оптического  микроскопа.
Однако  сферические  аберрации,  которые  наряду
с  другими  ошибками  возникают  из-за  дефектов
полюсных  наконечников  линз,  неизбежно  вле¬
кут  за  собой  уменьшение  апертуры  пучка,  что
в  свою  очередь  ухудшает  разрешающую  спо¬
собность.
 Рис.  14
 1.  источники  ЭЛЕКТРОНОВ
 сительно  оси  линзы  (рис.  15).  Магнитные  линзы  воздействуют  на
электроны  так  же,  как  оптические  линзы  на  световые  лучи.
 Кроме  того,  магнитные  линзы  поворачивают  изображение
(рис.  16).
 Фокусное  расстояние  магнитных  линз  можно  легко  менять,
изменяя  ток  намагничивания.  Аберрации  этих  линз  значительно
 ?
 \  •••-  “
 N
 •  •  •
•  •  •
•  •  •
 \  •  ••
\  •••
 •  •  •
Sj  •  •  •
 ■ьЧЧЧЧЧЧЧЧЧ;
 \  ••
 Рис.  15
 меньше,  чем  электростатических.  Недостатком  магнитных  линз
является  необходимость  стабилизации  тока  намагничивания  и
напряжения,  используемого  для  ускорения  электронов.  Тем  не
менее  в  большинстве  электронных  микроскопов  с  высокой  раз¬
решающей  способностью  предпочитают  применять  магнитные
 В  большинстве  электронных  микроскопов  источник  электро¬
нов,  называемый  электронной  пушкой,  имеет  вольфрамовую
нить,  нагреваемую  током  10—400  ма\  это  —  катоды  прямого
нагрева.
 При  одинаковых  значениях  температуры  удельная  эмиссия
окисного  катода  значительно  выше,  чем  вольфрамового  катода
прямого  нагрева.  Однако  окисный  катод  нельзя  использовать,
поскольку  в  электронных  микроскопах  необходим  высокий  ва¬
куум.  Внимания  заслуживают  также  холодные  катоды,  так  как
срок  их  службы  практически  не  ограничен,  а  конструкция  до¬
статочно  проста  как  с  электрической,  так  и  с  механической
точки  зрения.  К  сожалению,  скорости  электронов,  испускаемых
холодными  катодами,  непостоянны  и  относительно  высоки.  Прак¬
тически  их  начальные  скорости  могут  различаться  на  50  в,  эта
разница  после  ускорения  еще  более  увеличивается,  что  в  резуль¬
тате  приводит  к  сильной  хроматической  аберрации.
 Обычный  катод  прямого  нагрева  испускает  электроны  со
скоростями  порядка  0,3  а,  это  дает  ему  определенные  преиму¬
щества  перед  другими  катодами,  так  как  разброс  значений  ско¬
рости  и,  следовательно,  хроматическая  аберрация  здесь  значи¬
тельно  меньше.
 Ниже  приведены  основные  требования,  предъявляемые  к  ка¬
тодам:
 1. 	Электронный  пучок  должен  обладать  высокой  плотностью,
так  как  используемые  в  электронной  микроскопии  апертуры  очень
малы.  Плотность  тока  пучка  может  быть  повышена  только  уве¬
личением  удельной  эмиссии.  Последняя  зависит  от  температуры
и  материала  катода,  поэтому  для  данного  материала  катода  ее
можно  увеличить  только  за  счет  повышения  температуры.
 2. 	Телесный  угол  от  камеры  образцов  к  светящейся  точке
должен  быть  небольшим.  Чтобы  уменьшить  его,  применяют  нити
с  малым  сечением.  Очень  хороши  V-образные  нити,  однако  они
не  позволяют  получить  цилиндрически  симметрического  пучка.
Этот  недостаток  можно  исправить,  окружив  нить  пространственно¬
заряженным  цилиндром  (цилиндром  Венельта).
 2.  ЛИНЗЫ
 Рис.  16
 линзы  в  связи  с  отмеченными  выше  преимуществами  их,  а  также
из-за  того,  что  они  свободны  от  недостатков,  присущих  электро¬
статическим  линзам.
 Магнитные  линзы  могут  быть  изготовлены  также  из  постоян¬
ных  магнитов.  В  этом  случае  они  имеют  то  преимущество,  что
 п
 Для  преломления  электронных  волн  применяют  электро¬
магнитные  или  электростатические  поля.
 Существующие  в  настоящее  время  магнитные  линзы
являются  экранированными  катушками,  т.  е.  электромагнитами,
поле  которых  концентрируется  на  очень  коротком  участке  двумя
полюсными  наконечниками  симметрично  расположенных  отно-
 где  h  =  6,625*  10-27  эрг-сек  (постоянная  Плапка);
m  —  масса  электрона;
v  —  скорость  электрона.
 стабильность  магнитной  индукции  в  воздушном  зазоре  больше
не  зависит  от  стабильности  тока  намагничивания,  как  у  обычных
магнитных  линз.  В  то  же  время  фокусное  расстояние  таких  линз
трудно  изменять  и  кроме  того,  для  них  весьма  вредны  поля  рас¬
сеяния.
 Электростатические  линзы  представляют  про¬
филированные  кольцевые  индукторы,  которые  преломляют  и  фо¬
кусируют  электронный  пучок  (рис.  17).  Самая  простая  линза
состоит  из  трех  параллельных  дисков,  имеющих  в  центре  отвер¬
стие.  К  центральному  электроду  обычно  подводится  высокий  от¬
рицательный  потенциал,  а  два  других  электрода  заземляются.
 15

В  электростатических  микроскопах  высокое  напряжение,
нужное  для  ускорения  электронов,  может  быть  использовано
также  для  питания  линз.  В  результате  этого  электрическое  обо¬
рудование  значительно  упрощается:  оно  не  имеет  ни  катушек,  ни
намагничивающих  цепей.  Кроме  того,  в  отличие  от  магнитных
линз  не  требуется  значительной  стабилизации  источника  высо¬
кого  напряжения.  Все  изменения  ускоряющего  напряжения  авто¬
матически  компенсируются  изменением  напряжения  линз,  по¬
этому  хроматическая  аберрация  незначительна.
 Однако  механические  дефекты,  возникающие  при  изготовле¬
нии  линз,  ограничивают  разрешающую  способность  как  электро¬
статических,  так  и  магнитных  линз.  Эти  дефекты  наряду  с  за¬
грязнением  линз  и  отверстий  диафрагм,  ограничивающих  пучок,
вызывают  астигматизм.  В  частности,  в  результате  плохой  меха¬
нической  обработки  электростатических  линз  отверстие  в  цен¬
тральном  электроде  может  оказаться  эллиптичным,  что  приведет
к  астигматизму.  При  механической  обработке  магнитных  линз
также  может  возникнуть  эллиптичность,  однако  основной  при¬
чиной  эллиптической  аберрации  в  этом  случае  является  магнит¬
ная  неоднородность  полюсных  наконечников.  Такого  рода  астиг¬
матизм  несовместим  с  высоким  разрешением.  Однако,  установив
в  поле  дефектных  линз  стигматоры,  т.  е.  линзы  с  низкой  сходи¬
мостью,  обеспечивающие  высокую  степень  механической  или
электрической  асимметрии,  можно  достигнуть  компенсации  астиг¬
матизма  линз.
 Электростатические  линзы  труднее  изготавливать,  чем  маг¬
нитные.  Поскольку  эти  линзы  находятся  под  высоким  напряже¬
нием,  большие  требования  предъявляются  к  изоляции  вводов,
проходящих  через  камеру,  и  защите  от  высокого  напряжения.
Высокое  напряжение  также  усложняет  магнитную  экранировку
и  это  является  основным  недостатком  электростатических  линз,
так  как  они  весьма  чувствительны  к  рассеянным  магнитным
полям.
 Вакуум,  при  котором  работают  электростатические  линзы,
должен  быть  выше,  чем  в  случае  применения  электромагнитных
линз,  чтобы  исключить  разряд  при  малом  расстоянии  между
высоковольтными  и  заземленными  частями  линз.  Расстояния
между  различными  частями  линзы  должны  быть  по  возможности
минимальными,  поскольку  они  определяют  величину  фокусного
расстояния.  Следует  избегать  слишком  высокого  напряжения,
поскольку  в  противном  случае  заряд  на  образце  может  нарушить
электрическое  поле  линзы.  В  этой  связи  необходимо  отметить,
что  образец  выгодно  помещать  по  возможности  ближе  к  линзе,
так  как  это  позволяет  применять  линзу  с  небольшим  фокусным
расстоянием  и  высокой  сходимостью,  т.  е.  такую,  которая  может
быть  хорошо  скорректирована.
 3. 	ЭКРАНЫ
 В  оптической  микроскопии  при  использовании  видимого
света  изображение  объекта  можно  наблюдать  или  непосредственно
через  окуляр,  или  после  проектирования  его  на  матовое  стекло.
 Изображение,  образованное  электронным  пучком,  является
невидимым,  поэтому  необходимо  найти  способ  превращения  его
в  видимое.
 Некоторые  флуоресцирующие  вещества,  например  сульфид
бария,  при  возбуждении  электронами  испускают  видимое  из¬
лучение.  Поэтому  экран,  покрытый  тонким  слоем  сульфида  бария,
позволяет  наблюдать  изображение  объекта,  образованное  элек¬
тронным  пучком.
 4. 	ВАКУУМНЫЕ  СИСТЕМЫ
 Давление  в  колонне  микроскопа  должно  быть  менее  10“  4  мм
pm.  cm.  (10~2  н/м2).  Поэтому  ее  изготовляют  из  вакуумноплотных
материалов,  которые,  кроме  того,  должны  быть  ферромагнитными
и  обладать  такой  магнитной  проницаемостью,  которая  позволяет
обеспечить  магнитную  экранировку.  Герметичность  соединения
разъемных  частей  колонны  (колонна  обычно  состоит  из  несколь¬
ких  независимых  узлов)  достигается  при  помощи  вакуумных  уп¬
лотнений,  изготовленных  из  резины  или  неопрена  (синтетического
каучука).  Эти  уплотнения  зажаты  между  двумя  металлическими
пластинами,  причем  одна  из  пластин  имеет  канавку,  глубина
которой  несколько  меньше,  чем  радиус  уплотнения.
 Для  достижения  нужной  степени  вакуума  используют  на¬
сосы.  Применяют  в  основном  две  системы  откачки:  первая,  весьма
простая,  состоит  из  паромасляного  диффузионного  насоса,  со¬
единенного  с  механическим  насосом;  эта  система  работает  не¬
прерывно;  вторая  включает  в  себя  паромасляный  и  парортутный
диффузионные  насосы  и  механический  насос.
 В  последней  системе  между  ртутным  и  механическим  насосом
предусмотрена  камера,  которая  служит  вакуумным  резервуаром.
 16
 Обратное  давление  ртутного  насоса  является  высоким,  поэтому
механический  насос  можно  останавливать  на  длительное  время,
почти  не  изменяя  условий  работы  диффузионных  насосов.  Мно¬
гие  изготовители  предпочитают  именно  эту  систему,  так  как  она
избавляет  от  вибраций  колонны  микроскопа  при  работе  механи¬
ческого  насоса.
 Однако  паромасляные  диффузионные  насосы  создают  вос¬
ходящий  поток  паров  масла,  направленный  навстречу  потоку
откачиваемых  газов.  Его  можно  остановить,  по  крайней  мере
частично,  охлаждаемыми  экранами,  на  которых  будут  конден¬
сироваться  масляные  пары.  Но  несмотря  на  это,  в  процессе  иссле¬
дования  образец  загрязняется  парами  масла.  Этот  недостаток
ограничивает  время  наблюдения,  что  особенно  чувствительно,
когда  требуется  получить  изображение  с  высоким  разрешением.
 Для  обеспечения  высокого  вакуума  в  колонне  микроскопа
необходима  сложная  система  воздушных  шлюзов,  позволяющих
при  помещении  образцов  и  фотопластинок  в  колонну  микроскопа
ограничить  количество  воздуха,  проникающее  в  нее  при  каждой
операции.  Без  этих  шлюзов  производительность  микроскопа
значительно  понизилась  бы  из-за  необходимости  проводить  от¬
качку  всей  колонны  микроскопа  при  каждой  смене  образца  или
фотографических  пластинок.
 5. 	УСОВЕРШЕНСТВОВАНИЕ
ПРОСВЕЧИВАЮЩЕГО  ЭЛЕКТРОННОГО
МИКРОСКОПА
 В  металлографии  электронный  микроскоп  сначала  приме¬
няли,  как  правило,  для  исследования  реплик  металлических  по¬
верхностей.  Эти  реплики,  вначале  довольно  грубые,  теперь  поз¬
воляют  получать  высокие  разрешения.  Однако  разрешения  реп¬
лик  далеки  от  предела  разрешения  электронного  микроскопа
(см.  гл.  12  с.  47).
 Увеличение  плотности  потока  электронов  и  ускоряющего  на¬
пряжения  в  микроскопе  сделали  возможным  непосредственное
исследование  тонких  металлических  фольг.  Как
и  в  оптическом  микроскопе,  в  электронном
микроскопе  теперь  можно  изучать  также  по¬
верхности  массивных  образцов.
 Первые  электронные  микроскопы,  скон¬
струированные  по  принципу  просвечивающего
оптического  микроскопа,  состояли  из  двух  групп
линз.  Увеличение  таких  приборов  можно  было
регулировать  только  с  помощью  проекционной
линзы  (при  использовании  для  этой  цели  объек¬
тивной  линзы  промежуточное  изображение  может
выйти  за  пределы  плоскости  объекта  проекцион¬
ной  линзы),  т.  е.  в  довольно  узких  пределах.
Дело  в  том,  что  для  каждой  проекционной  линзы
существуют  только  одно  оптимальное  увеличе¬
ние.  В  обмотке  проекционной  линзы  выгодно
иметь  максимальное  количество  ампер-витков
(не  достигая  при  этом  предела  насыщения  по¬
люсного  наконечника  и  максимально  допусти¬
мого  тока),  поскольку  максимальное  возбужде¬
ние  магнитных  линз  соответствует  наименьшей
сферической  аберрации.  Это  обусловлено  тем,
что  при  уменьшении  фокусного  расстояния
остается  неизменным  апертурный  угол.  Следова¬
тельно,  используется  та  часть  магнитного  поля,
которая  ближе  к  оптической  оси.
 Однако  возбуждение  нельзя  увеличивать  до  такой  степени,
чтобы  кроссовер  электронного  пучка  оказался  в  поле  обмотки,
так  как  в  этом  случае  действие  задней  части  обмотки  окажется
противоположным  действию  передней  части.
 Микроскоп  с  тремя  системами  линз  (рис.  18)  свободен  от  ука¬
занных  ограничений.  Более  того,  он  имеет  ряд  дополнительных
преимуществ.  Поместив  промежуточную  линзу  между  объектив¬
ной  и  проекционной  линзами,  можно  получить  очень  большое
увеличение,  которое  к  тому  же  будет  оптимальным,  т.  е.  ему  будут
соответствовать  наименьшие  аберрации.  Используя  проекцион¬
ную  линзу  с  большим  апертурным  углом,  можно  уменьшить
длину  проекционной  камеры.  И,  наконец,  для  получения  широ¬
кого  интервала  конечных  увеличений  необходимо  изменять  уве¬
личение  промежуточной  линзы  в  пределах  небольшого  диа¬
пазона.  Этим  расширяются  возможности  микроскопа,  так
как  его  можно  настраивать  без  промежуточной  линзы,  к  которой
предъявляются  строгие  требования.  Так  как  плоскость  изобра¬
жения  промежуточной  линзы  расположена  внутри  проекцион¬
ной  линзы,  можно  без  какого-либо  искажения  заполнить  неболь¬
шой  диаметр  круговой  апертуры  проекционной  линзы  даже  для
довольно  больших  изменений  увеличения.
 t
 Рис.  18

Глава  4
 СПЕЦИАЛЬНЫЕ  ПРИМЕНЕНИЯ
ПРОСВЕЧИВАЮЩЕГО  ЭЛЕКТРОННОГО
МИКРОСКОПА
 1. 	ТЕМНОПОЛЬНАЯ  микроскопия
 Темнопольный  метод  в  электронной  микроскопии,  как  и  в  оп¬
тической  микроскопии,  часто  позволяет  повысить  контраст  изо¬
бражения  и  облегчает  интерпретацию  структуры  образца.
 В  просвечивающей  электронной  микроскопии  темнопольное
изображение  получают  либо  смещением  апертурной  диафрагмы
объектива,  либо  наклоном  осветительной  системы,  либо  введе¬
нием  кольцевой  диафрагмы  между  электронной  пушкой  и  кон¬
денсором.  Изображение  создают  рассеянные  электроны  (в  случае
объектов  со  слабовыраженным  кристаллическим  строением)
или  электроны  дифрагированные  кристаллографическими  пло¬
скостями  кристаллов.
 При  исследовании  кристаллических  образцов  количество
электронов,  соответствующее  отдельным  участкам  изображения,
зависит  не  только  от  толщины  образца,  но  и  от  его  структуры.
Дифракция  изменяет  простую  зависимость  между  толщиной  и
плотностью  объекта,  с  одной  стороны,  и  интенсивностью  изобра¬
жения,  с  другой.  Поэтому  темнопольный  метод  особенно  хорош
для  выявления  небольших  кристаллов,  брегговские  отражения
которых  не  выделяются  на  фоне  светлопольного  изображения.
 При  исследовании  объектов,  которые  рассеивают  электроны,
темнопольный  метод  позволяет  видеть  частицы,  толщина  которых
меньше,  чем  толщина  частиц,  выявленных  светлопольным  мето¬
дом;  при  этом  качество  темнопольного  изображения  зависит  от
метода  его  получения.  Контраст  светлопольного  изображения
в  основном  определяется  количеством  электронов,  прошедших
через  апертуру  конденсора  и  через  объект.  Необходимо  также
учитывать  электроны,  рассеянные  в  пределах  апертурного  угла
объектива.  Количество  рассеянных  электронов  значительно
меньше,  чем  прошедших,  однако  его  достаточно,  чтобы  несколько
ослабить  контраст  изображения.
 При  темнопольном  освещении  контраст  зависит  только  от
электронов,  рассеянных  в  апертуре  объектива.  Следовательно,
контраст  должен  быть  лучше,  чем  у  светлопольного  изображения,
так  как  угол  апертуры  объектива  на  порядок  больше,  чем  угол
апертуры  конденсора.  Однако  круг  рассеяния,  который  опре¬
деляет  сферическую  аберрацию,  оказывается  в  108  раз  больше,
чем  при  светлопольном  освещении;  соответственно  ухудшается
качество  темнопольного  изображения,  по  крайней  мере  для  объ¬
ектов,  рассеивающих  электроны.  В  случае  кристаллов  круг  рас¬
сеяния  как  в  темнопольном,  так  и  в  светлопольном  изображениях
определяется  электронами,  рассеянными  в  пределах  апертуры
конденсора.  При  идентичных  условиях  качество  и  интенсивность
темнопольного  изображения  кристаллических  объектов  значи¬
тельно  выше,  чем  образцов  со  слабо  выраженной  кристаллической
структурой.  На  практике  только  кристаллические  вещества  дают
изображения,  в  которых  можно  четко  различить  детали  струк¬
туры.
 Темнопольный  метод  позволяет  наблюдать  внутреннюю
структуру  толстых  объектов,  например,  можно  обнаружить
включения,  если  их  рассеивающая  способность  иная,  чем  у  ма¬
трицы.  В  большинстве  подобных  случаев  светлопольный  метод
позволяет  видеть  только  очертания  изображения.
 2. 	ИНТЕРФЕРЕНЦИОННАЯ  МИКРОСКОПИЯ,
КОНТРАСТ  ПРИ  РАСФОКУСИРОВКЕ,
СТРИОСКОПИЯ  И  ФАЗОВЫЙ  КОНТРАСТ
 Опыты  по  интерференции  в  электронном  микроскопе  пока¬
зали,  что  при  прохождении  электронного  пучка  через  достаточно
тонкий  материал  его  когерентность  не  нарушается  *.  Прошедшая
волна  может  интерферировать  с  падающей  волной.  Поэтому
в  электронной  микроскопии  можно  применять  различные  методы
оптической  микроскопии  при  условии,  что  достигается  достаточно
когерентное  освещение  объекта.
 1  При  когерентном  освещении  различные  точки  объекта  нельзя
считать  оптически  независимыми,  а  объект  самосветящнмся.  Прошедшие
пучки  состоят  из  когерентных  волн,  для  которых  влияние  фольги  можно
характеризовать  коэффициентом  прохождения  (различием  амплитуд
прошедших  и  падающих  волн)  и  разностью  фаз  (в  оптическом  значении
термина),  и  некогерентных  волн,  соответствующих  электронам,  воз¬
никшим  в  результате  столкновений;  эти  электроны  не  способны  интерфе¬
рировать  с  падающей  волной.  Наличие  некогерентных  волн  обусловли¬
вает  появление  непрерывного  фона.
 3  Металлография  железа,  том  I
 Интерференционная  электронная
микроскопия  (ф.  103/1)
 От  наблюдения  полос  Френеля  в  электронном  микроскопе
легко  перейти  к  получению  изображений  интерференционным
методом.
 Рис.  19  иллюстрирует  принцип  интерферометра:  5  —  моно¬
хроматический  точечный  источник  электронов;  F  —  изолирован¬
ная  проволока  небольшого  диаметра,  которая  имеет  потенциал  V,
отличающийся  от  потенциала  анода  ускоряющей  системы;  п  —
плоскость  наблюдения.
 Если  потенциал  проволоки  V  =  0,  в  плоскости  п  наблю¬
даются  ее  полосы  Френеля.  При  повышении  потенциала  до  по¬
ложительного  значения  в  несколько
вольт  вблизи  проволоки  образуется
электрическое  поле,  которое  откло¬
няет  электроны  так  же,  как  би¬
призма  Френеля  преломляет  свет
в  оптической  микроскопии.  Обра-
 7Г-
 А?  А.
 Рис.  19
 зуется  два  изображения  S  —  Si  и  Sa,  расположенные  в  той  же
плоскости  фронта  волны,  что  и  5.  Таким  образом,  проволока  F
выполняет  роль  делителя  фронта  волны,  a  5i  и  5а  действуют
как  когерентные  и  синхронные  источники.  В  области  AaAi,
общей  для  обоих  пучков,  наблюдаются  модулированные  диф¬
ракционными  полосами  интерференционные  полосы  двойной
призмы  в  плоскости  п.
 От  одного  края  интерференционного  изображения  до  другого
разность  хода  изменяется  на  величину  NX,  где  N  —  число  полос.
Обычно  наблюдают  от300  до  400  полос,  что  соответствует  разности
хода  от  10  до  20  А  (от  1  до  2  нм)  для  электронов,  ускоренных
разностью  потенциалов  55  кв  (А,  =  0,05  А,  или  0,005  нм).
 Прибор,  показанный  на  рис.  19,  по  конструкции  очень  по¬
хож  на  электронный  микроскоп.
 Если  объект  помещен  в  переднюю  фокальную  плоскость  объ¬
ективной  линзы,  то  последняя  дает  его  изображение  в  передней
фокальной  плоскости  проекционной  линзы.  Предположим,  что
двойная  призма  помещена  между  камерами  объективной  и  про¬
межуточной  линз  и  установлена  на  опоре,  которая  дает  возмож¬
ность  механически  центрировать  и  ориентировать  ее.  Если  на
проволоку  двойной  призмы  не  подан  избыточный  потенциал,  то
изображение  объекта  пересекается  дифракционными  полосами
проволоки.
 Если  проволока  получит  некоторый  положительный  потен¬
циал,  то  двойная  призма  перенесет  влево  ту  часть  изображения,
которая  расположена  на  правую  сторону  тени  проволоки,  и  на¬
оборот.  В  общей  зоне,  которая  получается  в  результате  дифрак¬
ции,  появляются  интерференционные  полосы  двойной  призмы.
Порядок  интерференции  в  каждой  точке  изображения  опреде¬
ляется  оптической  разностью  хода,  вызванной  действием  двойной
призмы  и  разницей  в  оптической  толщине  двух  соответствующих
точек  объекта.  Следовательно,  если  фольга  неоднородна,  должны
 17

наблюдаться  волнистые  полосы.  Их  отклонения  от  средней  по¬
лосы  характеризуют  различие  толщин  соответствующих  точек
фольги  (ф.  103/1).
 Следовательно,  изображение,  полученное  в  общей  зоне,
с  оптической  точки  зрения  является  интерференционным.  Если
одна  из  областей  однородна,  то  волнистость  полос  свидетель¬
ствует  о  вариациях  оптической  толщины  второй  области.
 Контраст  при  расфокусировке
 При  когерентном  освещении  недофокусировка  (или  расфо¬
кусировка)  вызывает  появление  дифракционной  картины  Фре¬
неля.
 Особенный  интерес  представляют  расфокусированные  изо¬
бражения  с  периодической  структурой.  В  этом  случае  можно
определять  увеличение,  измеряя  степень  расфокусировки.
 Фазовый  контраст  и  стриоскопия  1
(ф.  103/2  и  3)
 Волновая  теория  образования  изображения  показывает,  что
в  электронной  микроскопии,  так  же  как  и  в  оптической,  изме¬
нение  фазы  электронной  волны,  вызванное  прохождением  через
объект,  можно  превратить  в  изменение  интенсивности.
 Поэтому  некоторые  исследователи  пытались  применить
к  электронной  микроскопии  метод  фазового  контраста,  впервые
предложенный  Цернике  и  в  настоящее  время  широко  используе¬
мый  в  оптической  микроскопии  (ср.  гл.  2,  с.  13).
 Принцип  этого  метода,  используемого  в  оптической  микро¬
скопии,  был  описан  ранее.  В  случае  электронных  волн  дифрак¬
ционная  пластинка  должна:
 1) 	создать  в  пакете  волн  разность  фаз  около  ±V4;
 2) 	полностью  перекрыть  центральный  максимум  дифракцион¬
ной  картины,  оставляя  рефлексы,  соответствующие  деталям,
которые  должны  иметь  повышенный  контраст;
 3) 	быть  расположенной  точно  в  задней  фокальной  плоскости
объективной  линзы  и  быть  центрированной  на  дифракционном
изображении.
 Первое  из  этих  условий  выполняется  легко.  В  электронной
микроскопии  можно  использовать  угольную  дифракционную
пластинку.  Внутренний  потенциал  графита  порядка  11  в.  Для
К  =  0,04  А  (0,004  нм)  и  V  =  86  кв  толщина  четвертьволновой
дифракционной  пластинки  е  =  180  А  (18  нм).  Такая  тонкая
пластинка  не  нарушает  когерентности  пучка.
 Второе  условие  может  быть  выполнено,  если  поперечный
размер  дифракционной  пластинки  будет  порядка  fXJa,  где  а  —
максимальный  диаметр  детали,  контраст  которой  надо  повысить.
Пусть  этот  размер  соответствует  разрешающей  способности  при¬
бора,  т.  е.  а=  400  А  (40  нм).  Для  электронного  микроскопа,
снабженного  объективом  с  фокусным  расстоянием  /  =  3  мм
(Я  —  0,04  А)  (0,004  нм),  величина  fX/a=  0,3  мкм.  В  этом  случае
значение  максимального  углового  диаметра  2ас,  который  должен
быть  стянут  из  точки  в  объекте  к  источнику,  чтобы  не  перекрыть
изображения  дифракционной  пластинки,  мало.  При  больших
увеличениях  освещение  изображения  может  оказаться  недоста¬
точным.  Чтобы  облегчить  выполнение  указанного  условия,  вместо
апертуры  конденсора  применяют  щелевые  источники  и  линейные
дифракционные  пластинки.
 И,  наконец,  дифракционная  пластинка  должна  точно  сов¬
падать  с  задней  фокальной  плоскостью  объективной  линзы  и
должна  быть  центрирована  относительно  дифракционной  кар¬
тины.  В  электронных  микроскопах  можно  получить  изображение
задней  фокальной  плоскости  при  определенном  токе  промежу¬
точной  линзы,  так  что  элемент,  расположенный  в  этой  плоскости,
можно  центрировать  так  же,  как  и  апертурную  диафрагму  объ¬
ектива.  Однако  при  использовании  дифракционной  пластинки
допустимая  ошибка  центрировки  должна  быть  меньше  ширины
пластинки,  т.  е.  составлять  несколько  сотых  микрона.  Поэтому
пластинка  должна  быть  установлена  на  держателе  апертурной
диафрагмы,  привод  которой  позволяет  сконструировать  преци¬
зионное  центрирование.  Стриоскопическая  микрофотография
103/3  была  снята  в  микроскопе  с  таким  устройством.
 3. 	ДИФРАКЦИЯ  ЭЛЕКТРОНОВ
 Дифракция  электронов  в  экспериментальных  целях  впервые
была  применена  Девиссоном  и  Джермером  (1927  г.).  Эти  ученые
совместно  с  Томсоном  и  Рейдом  подтвердили  справедливость
 1  Стериоскопия  отличается  от  фазового  контраста  тем,  что  на  пути
прошедших  волн  вместо  четвертьволновой  диффракционной  пластинки
помещается  непрозрачный  экран.  В  этом  случае  изображение  формируют
только  дифрагированные  волны.
 18
 теории  для  взаимодействия  между  волнами  и  материальными  ча¬
стицами,  предложенной  Де-Бройлем.
 Электронография  (как  и  электронная  микроскопия)  требует
высокого  вакуума.  Коллимированный  электронный  пучок,  ис¬
пущенный  нагретой  нитью  или  разрядной  трубкой,  и  ускорен¬
ный  разностью  потенциалов,  сначала  падает  на  образец,  а  затем
на  фотографическую  пластинку.
 Основной  характеристикой  электронографов  является  их
разрешающая  способность  dlAd,  т.  е.  минимальная  разность  па¬
раметров  кристаллических  решеток  d  и  d  +  Ad  *,  которую  мо¬
жет  уловить  прибор.  Чем  меньше  диаметр  6  пучка  первичных
электронов,  тем  выше  разрешающая  способность.
 При  отсутствии  линзы  эта  разрешающая  способность  мала.
Поместив  перед  образцом  конденсорную,  или  лучше  двойную
конденсорную  линзу,  можно  значительно  увеличить  разрешаю¬
щую  способность  и  получить  довольно  высокие  полезные  увели¬
чения.
 В  некоторых  микроскопах  можно  получать  электронограмму
от  относительно  небольшой  области  образца.  В  этих  приборах
использована  схема  хода  лучей,  обычная  для  электронного  ми¬
кроскопа;  изображение  получается  в  три  стадии.  Дифрагирован¬
ные  объектом  лучи  участвуют  в  формировании  объективом  пер¬
вого  промежуточного  изображения,  поскольку  апертурная  диа¬
фрагма  имеет  конечные  размеры.  Следовательно,  изменяя  воз¬
буждение  промежуточной  линзы,  можно  получить  на  флуорес¬
цирующем  экране  не  только  промежуточное,  но  и  первичное  ди¬
фракционное  изображение.  Оно  образуется  в  задней  фокальной
плоскости  объективной  линзы,  если  конденсорная  диафрагма
мала.  Введение  в  плоскость  промежуточного  изображения  диа¬
фрагмы  с  регулируемым  размером  отверстия  позволяет  наблю¬
дать  последовательно  оптическое  изображение  и  дифракционную
картину  выбранной  области,  уменьшая  в  последнем  случае  ин¬
тенсивность  поля  промежуточной  линзы  (рис.  20).
 *  Для  малых  углов  дифракции,  применяя  уравнение  Брегга,
получим:
 <//4rf=R/4R=^,
 где  R  и  R  -f  ДR  —  радиусы  дифракционных  колец,  которые  еще  можно
разделить,  и  L  —  расстояние  между  образцом  и  фотографической  пла¬
стинкой.  ДR  приблизительно  равно  диаметру  б  пучка  первичных  элек¬
тронов,  падающих  на  фотографическую  пластинку.

Интерпретация  электронограмм  является  предметом  много¬
численных  дискуссий  между  специалистами  даже  в  настоящее
время.  Более  полное  изложение  этой  проблемы  лежит  вне  пре¬
делов  настоящей  работы.  Однако  читатели,  интересующиеся
этим  вопросом,  должны  обратиться  к  наиболее  компетентным
авторам,  например  к  Сольнье1.
 Глава  5
 ЭЛЕКТРОННЫЕ  МИКРОСКОПЫ
ДРУГИХ  типов
 1. 	ОТРАЖАТЕЛЬНЫЙ
ЭЛЕКТРОННЫЙ  МИКРОСКОП  (ф.  104)
 В  просвеичивающих  электронных  микроскопах  невозможно
наблюдать  поверхность  массивных  образцов.  Наиболее  простой
метод  исследования  таких  образцов  заключается  в  следующем.
Их  поверхности  облучают  пучком  монохроматических  электро¬
нов,  при  этом  отраженные  электроны  формируют  изображение
 этих  поверхностей  при  помощи  электронно-оптической  системы,
идентичной  просвечивающему  электронному  микроскопу.
 С  точки  зрения  оптики  электроны,  ударяющиеся  о  поверх¬
ность  объекта,  не  отражаются,  а  рассеиваются.  Формирование
изображения  с  помощью  рассеянных  электронов  связано  с  двумя
основными  трудностями.  Во-первых,  рассеянные  электроны  не
являются  монохроматическими,  поэтому  разрешение  ограничено
из-за  хроматической  аберрации  объектива.  Во-вторых,  электроны
рассеиваются  во  всех  направлениях,  поэтому  в  объектив  попадает
лишь  некоторая  их  часть.  Яркость  изображения  получается
низкой,  особенно  когда  уменьшают  апертуру  для  улучшения
разрешения.
 В  отражательном  электронном  микроскопе  (рис.  21)  элек¬
тронный  пучок,  падающий  на  образец,  образует  с  осью  объектив¬
ной  линзы  угол  01  +  02.  Объект  облучается  под  углом  0i,  в  то  же
время  его  поверхность  обычно  не  перпендикулярна  оси  объек¬
тива,  а  составляет  с  ней  угол  0а.
 1  Saulnier  А.  ЛШаих,  Corrosion,  Industrie,  434,  oct.  1961.
р.  341.
 3*
 Эти  углы  выбирают  такими,  чтобы  можно  было  получить
максимальное  рассеяние  в  направлении  объектива  и  уменьшить
разброс  в  скоростях  электронов  с  целью  увеличить  разрешение.
 Угол  зрения  02  =f=  90°,  что  значительно  искажает  изобра¬
жение.  Однако,  установив  после  проекционной  линзы  асимме¬
тричную  систему,  можно  получить  коррекцию  такую,  какую
дает  объектив  киноаппарата.  Тем  самым  искажение  значительно
уменьшается.
 Основным  недостатком  отражательного  электронного  микро¬
скопа  остается  низкая  интенсивность  изображения.  В  то  же  время
этот  прибор  имеет  следующие  преимущества  по  сравнению  с  опти¬
ческим  микроскопом;  чувствительность  его  к.рельефу.аналогична
чувствительности  к  рельефу  интерференционного  и  фазоконтраст¬
ного  методов;  предел  поперечного  разрешения  в  10  раз  лучше,
чем  у  оптического  микроскопа1.
 2. 	ЭМИССИОННЫЙ
 ЭЛЕКТРОННЫЙ  МИКРОСКОП  (ф.  105)
 Эмиссионный  электронный  микроскоп  занимает  особое  поло¬
жение  в  истории  микроскопии:  первое  изображение  с  помощью
электронного  пучка  было  получено  в  микроскопе  этого  типа.
Изображение  было  образовано  электронами,  эмитированными
поверхностью  объекта  и  сфокусированными  соответствующей
электроннооптической  системой.
 Однако  развитие  эмиссионной  электронной  микроскопии  за¬
держалось  созданием  просвечивающего  электронного  микро¬
скопа,  эффективная  разрешающая  способность  которого  в  100  раз
выше,  чем  эмиссионного  микроскопа,  тогда  как  области  их  при¬
менения  весьма  сходны  2.
 Эмиссионными  микроскопами  называются  приборы,  в  кото¬
рых  изображение  образуется  электронами,  ионами  или  рентге¬
новскими  лучами3,  испускаемыми  поверхностью  объекта.
Имеются  два  метода  для  образования  изображения.
 Первый  из  них  дает  одновременное  изображение  всего  дан¬
ного  участка  поверхности,  т.  е.  «прямое»  изображение.  Он  за¬
ключается  в  фокусировании  при  помощи  электроннооптической
системы  электронов,  испущенных  объектом,  при  котором  все
электроны,  вышедшие  из  некоторой  точки  на  поверхности  объекта,
концентрируются  в  одной  точке  изображения,  т.  е.  используется
тот  же  принцип,  на  котором  основаны  все  описанные  выше  при¬
боры.
 Второй  метод  подобен  развертке,  применяемой  в  телевиде¬
нии.  Узкий  пучок  электронов  (зонд)  ударяется  о  поверхность
объекта  и  сканирует  данный  участок  этой  поверхности,  что  дости¬
гается  либо  перемещением  самого  объекта,  либо  падающего  пучка.
По  мере  того,  как  зонд  сканирует  поверхность  объекта,  вторич¬
ные  электроны,  ионы  или  рентгеновские  лучи,  последовательно
испускаемые  каждой  точкой  поверхности,  попадают  в  собиратель¬
ную  линзу,  связанную  с  синхронизированным  пучком  электронно¬
лучевой  трубки.
 Метод  сканирования  применяется  в  основном  в  рентгеновской
эмиссионной  микроскопии,  которая  будет  рассмотрена  ниже.
Целью  настоящего  раздела  является  описание  приборов,  позво¬
ляющих  получить  прямое  изображение  поверхности  объекта  пу¬
тем  фокусирования  электронов,  испущенных  этой  поверхностью.
 Эмиссия  с  поверхности  объекта  может  быть  вызвана  бомбар¬
дировкой  электронами,  ионами,  атомами,  фотонами  или  нагревом.
 Изображение  образуется  либо  электронами,  либо  положи¬
тельными  или  отрицательными  ионами,  испущенными  поверх¬
ностью  объекта.  Значительные  возможности  масс-спектрографи-
ческого  микроанализа  основаны  на  использовании  ионов,  испу¬
щенных  поверхностью  объекта  4.  Однако  в  данном  разделе  будут
рассмотрены  только  способы  формирования  изображения  элек¬
тронами,  испущенными  поверхностью  объекта.
 Эмиссию  электронов  с  поверхности  объекта  можно  вызвать:
 1) 	нагревом  объекта  до  высоких  температур  (термическая
эмиссия);
 2) 	бомбардировкой  объекта  ионами  или  электронами  (вто¬
ричная  эмиссия);
 3) 	бомбардировкой  объекта  фотонами  (фотоэлектрическая
эмиссия).
 1 	Предел  разрешения  отражательного  электронного  микроскопа
 приблизительно  равен  300  А  (30  нм).
 2 	Эмиссионная  электронная  микроскопия  в  режиме  термоэмиссии
позволяет  изучать  высокотемпературные  превращения  в  структуре
массивных  образцов,  что  невозможно  сделать  с  помощью  просвечи¬
вающего  микроскопа  (Прим.  ред.).
 2  Относительно  эмиссии  рентгеновских  лучей  см.  гл.  6,  с.  22  «Рент¬
геновская  микроскопия».
 4  Са  s  t  a  i  n  g  u.  G.  Slodzian.  Microanalise  par  emission
biucion  secondaire.  J.  dc  Microscopie,  I  (1962),  6,  396--410.

Формирование  изображения
 В  эмиссионном  микроскопе  относительно  толстый  поверх¬
ностный  слой  образца,  нагреваемый  или  бомбардируемый  ионами,
электронами  или  фотонами,  становится  самоэмитирующим  и  испу¬
скает  электроны,  с  помощью  которых  формируется  изображение.
Эти  электроды  должны  быть  ускорены,  так  как  их  начальная
энергия  очень  низка.  Следовательно,  первая,  или  объективная
линза  в  эмиссионном  микроскопе  должна  быть  электростатиче¬
ской  —  ее  называют  иммерсионной  линзой.  Катодом  является  сам
объект.  Под  ним  помещены  два  электрода  с  малыми  апертурами.
Первый  сконструирован  в  виде  цилиндра  Венельта  —  его  потен¬
циал  равен  или  слегка  отличается  от  потенциала  объекта.  После
прохождения  этого  электрода  электроны  ускоряются  электроста¬
тическим  полем  между  цилиндром  Венельта  и  заземленным  ано¬
дом.  Ускоряющее  напряжение  имеет  величину  от  10  до  50  кв.
 Вследствие  низкой  начальной  скорости  поле  объективной
линзы  преломляет  даже  те  электроны,  которые  выходят  из  катода
под  большими  углами  к  оптической  оси,  и  они  участвуют  в  обра¬
зовании  изображения.  Напомним,  что  в  просвечивающем  микро¬
скопе  изображение  создают  только  те  электроны,  траектории
которых  отклоняются  на  небольшой  угол  от  оптической  оси,
поэтому  теоретическая  разрешающая  способность  эмиссионных
микроскопов  меньше,  чем  у  просвечивающих.  На  практике  раз¬
решающая  способность  эмиссионных  микроскопов  оказывается
еще  ниже.
 Согласно  Рекнагелю,  разрешающая  способность  эмиссионных
микроскопов  в  первом  приближении  определяется  следующим
соотношением:
 d  =  е/£,
 где  е  —  средняя  энергия  (в)  электронов,  испущенных  катодом;
 Е  —  напряженность  электрического  поля  у  поверхности
катода  (ускоряющий  потенциал).
 Следовательно,  разрешение  можно  улучшить  повышением
ускоряющего  потенциала  Е  и  уменьшением  энергии  электронов,
испускаемых  катодом.  На  практике  значение  потенциала  Е  огра¬
ничивают,  что  необходимо  для  предотвращения  электрических
разрядов.  Средняя  энергия  е  эммитированных  электронов  зависит
от  температуры  катода  —  при  1000°  С  она  равна  примерно  0,1  вв.
 Дефекты  исследуемой  поверхности  также  являются  факто¬
ром,  который  ограничивает  разрешающую  способность  эмиссион¬
ного  микроскопа.  Неровности  поверхности,  которые  неизбежно
возникают  во  время  нагрева  образца  (термическое  травление),
вызывают  местное  искажение  электрического  поля.  Они  действуют
как  дополнительные  линзы,  которые  ухудшают  четкость  изобра¬
жения.  В  результате  этого  в  эмиссионной  электронной  микро¬
скопии  невозможно  разрешить  детали  размером  менее  чем  500—
1000  А  (50—100  нм).
 После  иммерсионного  объектива  на  пути  пучка  ставят
линзы  —  проекторы,  которые  дают  увеличенное  изображение
поверхности  образца  на  флуоресцирующем  экране  или  фотогра¬
фической  пластинке.
 Контраст  изображения
 В  эмиссионном  микроскопе  можно  наблюдать  микрострук¬
туру  такой  металлической  поверхности,  которая  способна  испу¬
скать  электроны,  причем  эмиссия  соседних  зерен  должна  заметно
различаться.  Второе  условие  обычно  не  выполняется.
 Если  при  данной  температуре  все  зерна  испускают  соразмер¬
ное  количество  электродов,  то  применяют  хорошо  известный  спо¬
соб  увеличения  контраста  между  зернами,  который  заключается
в  осаждении  на  исследуемую  поверхность  из  газовой  фазы  тонкого
слоя  металла  —  активатора,  понижающего  работу  выхода  по¬
верхности.
 Интенсивность  эмиссии  электронов  активированной  метал¬
лической  поверхностью  зависит  только  от  кристаллографической
ориентации  зерен.  Различие  в  плотности  атомов  активатора,
адсорбированных  поверхностями  различных  кристаллов,  увели¬
чивает  контраст.  Другим  фактором,  способствующим  увеличению
контраста,  является  искажение  электрического  поля  из-за  нали¬
чия  поверхностного  рельефа.
 Большая  скорость  миграции  адсорбированных  атомов  акти¬
ватора  по  поверхности  образца  позволяет  непрерывно  следить  за
изменениями  в  структуре.
 Хорошими  активаторами  являются  щелочные  и  щелочно¬
земельные  металлы.  Если  в  качестве  активатора  применяется
барий,  рабочая  температура  равна  900—1200°  С,  если  приме¬
няется  цезий,  она  составляет  500—740°  С.  Выше  1300°  С  актива¬
торы  не  нужны,  так  как  интенсивность  термо-ионной  эмиссии
достаточно  высока.
 20
 Другим  методом  возбуждения  эмиссии  с  поверхности  яв¬
ляется  бомбардировка  ионами  или  электронами.  Угол  падения
бомбардирующих  частиц  обычно  выбирают  большим.  В  настоя¬
щее  время  этот  метод  широко  применяют,  и  промышленность  вы¬
пускает  различные  модели  микроскопов.
 При  ионной  бомбардировке  скорость  вторичных  электронов,
которые  испускаются  поверхностью,  приблизительно  в  де¬
сять  раз  выше,  чем  скорость  тепловых  электронов.  Следова¬
тельно,  разрешающая  способность  должна  быть  в  10  раз  меньше,
чем  при  термоэмиссии.  Однако  путем  изменения  размера  апертур¬
ной  диафрагмы,  задерживающей  те  электроны,  которые  обладают
излишне  большими  скоростями  или  летят  по  траектории,  которая
образует  с  оптической  осью  слишком  большие  углы,  можно  до¬
стигнуть  такой  же  разрешающей  способности,  как  у  термоэмис¬
сионных  приборов.
 Контраст,  обусловленный  самой  структурой,  низок,  но  эф¬
фект  оттенения,  являющийся  результатом  бомбардировки  под
острым  углом,  дает  изображение  с  четким  рельефом.  Контраст
зависит  от  ионизирующего  газа.  При  ионной  бомбардировке
возможно  травление  поверхности  (ср.  гл.  11,  с.  46),  поэтому
энергия  ионов  должна  быть  по  возможности  низкой.
 Бомбардировка  поверхности  электронами  или  фотонами
дает  меньший  эффект  травления.  К  сожалению,  оба  типа  бомбар¬
дировок  дают  вторичные  электроны  с  широким  спектром  энергий.
 При  электронной  бомбардировке  невозможно  получить  боль¬
шие  увеличения,  так  как  интенсивность  эммитируемого  пучка
вторичных  электронов  относительно  низка.  Этот  недостаток  усу¬
губляется  тем,  что  хроматические  аберрации,  которые  значительно
больше,  чем  в  случае  ионной  бомбардировки,  ограничивают  раз¬
решающую  способность.  В  то  же  время  эффект  оттенения,  осо¬
бенно  при  очень  малых  углах  бомбардировки,  при  электронной
бомбардировке  выражен  значительно  больше,  чем  при  ионной,
поэтому  контраст  изображения,  обеспечиваемый  электронной
бомбардировкой,  значительно  выше.
 При  применении  ультрафиолетовых  лучей  для  возбуждения
вторичной  эмиссии  электронов  достигается  разрешающая  способ¬
ность  около  1000  А  (100  нм).  Качество  изображения  можно  улуч¬
шить,  нагревая  образец  до  невысоких  температур  и  уменьшая
длину  волны  излучения.
 Применение  эмиссионной  микроскопии
 Особенностью  эмиссионной  микроскопии,  которая  неизменно
привлекает  внимание  металловедов,  является  возможность  на¬
блюдения  фазовых  превращений,  роста  кристаллов  и  других
процессов  при  температурах  их  протекания.  Применимость  ме¬
тода  зависит  от  того,  какое  влияние  на  эмиссию  оказывает  харак¬
тер  структуры  и  химический  состав.  Эмиссионная  способность,
или  работа  выхода  зависит  в  свою  очередь  от  кристаллической
структуры  и  ориентации  зерен.  Часто  наблюдаются  границы-
призраки,  т.  е.  изображения  границ  зерен,  которых  больше  не
существует.  При  нагреве  металла  в  вакууме  в  местах  границ
зерен  под  действием  поверхностного  натяжения  образуются  ка¬
навки.  Если  в  результате  рекристаллизации  или  фазового  превра¬
щения  образуются  новые  зерна,  то  прежние  границы  зерен  оста¬
ются  видимыми  до  тех  пор,  пока  не  сгладятся  из-за  термического
воздействия.
 Эмиссионная  электронная  микроскопия  не  пригодна  для
исследования  металлов,  поверхность  которых  изменяется  во
время  исследования  вследствие  избирательного  испарения  ее
составляющих.  К  таким  составляющим  относятся,  например,
кадмий,  цинк,  хром,  марганец.
 3. 	АВТОЭЛЕКТРОННАЯ
И  АВТОИОННАЯ  МИКРОСКОПИЯ
 Автоэлектронная  эмиссия  представляет  собой  квантово-меха¬
ническое  явление,  и  ее  определяют  как  эмиссию  электронов  с  по-
верхности  конденсированной  фазы  в  другую  фазу,  обычно  в  ва¬
куум,  под  воздействием  сильных  электростатических  полей.
 Это  явление  заключается  в  просачивании  электронов  через
потенциальный  барьер  на  поверхности.  Следовательно,  автоэлек¬
тронная  эмиссия  существенно  отличается  от  термоэлектронной,
при  которой  испускаются  только  те  электроны,  энергия  которых
достаточна  для  преодоления  потенциального  барьера.  Состояние
поверхности  также  оказывает  значительное  влияние  на  авто-
электронную  эмиссию,  поскольку  оно  влияет  на  конфигурацию
поверхностного  потенциала.  Поэтому  одним  из  основных  областей
применения  этого  метода  является  исследование  поверхностных
явлений.

Автоионная  эмиссия  заключается  в  прохождении  ионов  через
потенциальный  барьер  поверхности  под  воздействием  еще  более
высоких  электростатических  полей,  чем  при  автоэлектронной
эмиссии.
 Автоэлектронная  микроскопия
 Для  получения  достаточной  интенсивности  автоэлектронной
эмиссии  требуются  поля  напряженностью  от  3-108  до  7*  108  в/м.
Получить  столь  сильные  электрические  поля  трудно.  Однако
поверхности  с  большой  кривизной  повышают  напряженность
поля,  поэтому  эмиттеры  изготовляют  в  виде  сильно  заостренных
тонких  проволочек  или  используют  выращенные  из  газовой  фазы
тонкие  металлические  усы.  Нужные  поля  могут  быть  получены
при  потенциалах  порядка  от  2  до  5  кв,  когда  острия  имеют  радиус
кривизны  около  1000  А  (100  нм).
 г
 1  —  вакуумная  откачка;  2  —  вывод  анода;  3  —
экран;  4  —  нагревательная  петля;  5  —  острие
 Применив  только  что  описанный  метод  создания  сильных
электрических  полей,  Э.  В.  Мюллер  в  1937  г.  сконструировал
автоэлекгронный  микроскоп,  показанный  схематически  на
рис.  22.  Электроны,  пройдя  через  потенциальный  барьер,  имеют
низкую  кинетическую  энергию  и  поэтому  следуют  силовым  ли¬
ниям  поля.
 Поскольку  эмиттер  является  эквипотенциальной  поверх¬
ностью,  силовые  линии  перпендикулярны  к  поверхности  эмит¬
тера,  поэтому  электроны  выходят  из  острия  в  радиальном  направ¬
лении.  Если  эмиттер  окружен  проводящим  флуоресцирующим
экраном  —  анодом,  то  радиально  расходящиеся  электроны  будут
давать  на  этом  экране  сильно  увеличенное  (до  1  000  000  :  1)  из¬
ображение  поверхности  острия.
 В  большинстве  случаев  разрешающая  способность  автоэлек-
тронного  микроскопа  определяется  статистическим  распределе¬
нием  тангенциальных  компонент  скорости  эмиттированных  элек¬
тронов,  а  не  дифракционными  эффектами,  так  как  последние  за¬
висят  от  средней,  а  не  от  первоначальной  длины  волны  электро¬
нов,  которая  составляет  долю  ангстрема.  Расчетная  (2  нм)  разре¬
шающая  способность  эммитеров  с  радиусом  кривизны  порядка
10~6  см  в  лучшем  случае  составляет  около  20  А.
 Контраст  изображения  острия  отражает  различие  эмиссион¬
ной  способности  различных  кристаллографических  плоскостей.
В  частности,  можно  определить  тип  и  ориентацию  кристалличе¬
ской  решетки  металла,  из  которого  изготовлено  острие.  По  изоб¬
ражению  можно  установить  главные  оси  кристалла;  яркость
каждой  его  точки  зависит  от  плотности  эммитирующей  кристал¬
лографической  плоскости  —  чем  более  плотно  упакована  пло¬
скость,  тем  выше  работа  выхода  и  ниже  эмиссия.
 Хотя  принцип  автоэлектронного  микроскопа  и  очень  прост,
практика  работы  с  ним  требует  соблюдения  весьма  жестких  ус¬
ловий.  Вакуум  в  колонне  должен  быть  очень  высоким  по  двум
причинам:  во-первых,  в  большинстве  экспериментов  необходимо,
чтобы  эмиттер  оставался  незагрязненным  в  течение  длительного
времени;  во-вторых,  срок  службы  эмиттера  резко  уменьшается
с  увеличением  давления.  Поэтому  нужно  давление  не  ниже
10”®  мм  pm.  cm.  (10~7  «Ли2),  чтобы  предотвратить  быстрое  загряз¬
нение  и  распыление  эмиттера.
 Для  визуального  наблюдения  или  фотографирования  эмис¬
сионных  изображений  плотность  тока  на  экране  должна  быть  по
меньшей  мере  10~9а/см2  (10-8  а/м2).  Поскольку  расстояние  между
острием  и  экраном  обычно  составляет  от  1  до  10  см,  необходим
ток  10~7  а.  Для  обычного  увеличения  и  средней  разности  потен¬
циалов  (1  —  10  кв)  минимальная  плотность  тока  на  острие  с  радиу¬
сом  кривизны  1000  А  равна  100—1000  а/см2  (10е—107  а/м2).  Это
исключает  применение  в  качестве  материала  эмиттера  изоляторов
или  полупроводников.  Максимальные  плотности  тока,  которые
 могут  быть  достигнуты  на  хороших  проводниках  в  высоком  ва¬
кууме,  на-  практике  ограничиваются  сопротивлением  нагреву
острия  и  стержня.  При  перегреве  эмиттер  испаряется,  в  резуль¬
тате  чего  в  вакууме  происходит  дуговой  разряд  и  острие  разру¬
шается.
 Расчет  показывает,  что  в  круговом  поперечном  сечении  полу¬
сферического  эмиттера  при  высокой  напряженности  поля  возни¬
кают  напряжения  порядка  10е—1011  дин!см2  (108—1010  н/м2).
В  то  же  время  прочность  большинства  металлов  гораздо  меньше
этого  значения.  Поэтому  методом  автоэлектронной  эмиссии  иссле¬
дуют  проволоку  из  относительно  прочных  материалов  или  приго¬
товляют  острия  из  почти  совершенных  кристаллов,  например
усов.  На  практике  острия  часто  изготавливают  из  обычной  про¬
волоки,  температура  плавления  которой  выше  1300°  С.
 С  помощью  автоэлектронной  микроскопии  можно:
 1) 	измерить  эмиссию  различных  кристаллографических  пло¬
скостей,  а  затем  с  помощью  уравнения  Фаулера—Нордгейма  рас¬
считать  работы  выхода;
 2) 	определить  скорость  притупления  острия  в  зависимости
от  температуры;  на  основании  этих  данных  можно  вычислить
коэффициент  поверхностной  диффузии  и  энергию  активации  ме¬
талла;
 3) 	определить  поверхностное  натяжение,  измеряя  напряжен¬
ность  поля,  которое  надо  приложить,  чтобы  предотвратить  при¬
тупление  острия,  т.  е.  чтобы  уравновесить  электростатическую
силу  и  поверхностное  натяжение;
 4) 	выявить  отдельные  молекулы  или  их  небольшие  скопления
по  ярким  пятнам,  накладывающимся  на  основную  структуру;
 5) 	исследовать  все  виды  роста  фаз,  включая  эпитаксию  на
эмиттерах  (такие  исследования  были  проведены  различными  авто¬
рами  на  карбидах,  окислах  и  силицидах);
 6) 	выявить  и  идентифицировать  адсорбированные  составля¬
ющие,  которые  дают  характерные  изменения  в  структурах;
 7) 	исследовать  металлы,  содержащие  адсорбированные  чуже¬
родные  атомы  (эмиссия  зависит  от  работы  выхода,  поэтому  даже
небольшие  участки  адсорбированных  мономолекулярных  слоев
заметно  изменяют  изображение).
 Автоэлектронная  эмиссия  имеет  множество  других  примене¬
ний,  которые  основаны  на  необычных  электрических  и  электрон¬
нооптических  свойствах  эмиттеров.
 Автоионная  микроскопия  (ф.  109/1)
 Первые  наблюдения  методом  автоионной  эмиссии  были  про¬
ведены  Э.  В.  Мюллером.  При  вводе  в  автоионную  трубку  водо¬
рода  при  очень  низком  давлении  (10"8  мм  pm.  ст.,  0,1  н1м2)
и  приложении  к  острию  высокого
положительного  напряжения  атомы
газа  испытывают  действие  сильного
электрического  поля  и  ионизиру¬
ются  из-за  туннельного  эффекта  —
это  и  называется  автоионной  эмис¬
сией.  Таким  образом,  автоионная
эмиссия  является  автоэлектронной
эмиссией  в  обратном  направлении
и  представляет  просачивание  элек¬
тронов  через  потенциальный  барьер
из  молекул  в  острие.
 Первоначально  автоионный
микроскоп1  наполняли  водородом,
теперь  обычно  используют  другие
газы,  особенно  гелий.  Благодаря
очень  высоким  разрешениям,  дости¬
гаемым  при  применении  гелия,
можно  выявить  структуру  решетки
чистых  поверхностей  автоионных
эмиттеров.
 Типичная  конструкция  этого
прибора  показана  на  рис.  23.  Острие
эмиттера  крепится  на  проволочной
петле,  через  нее  нагревают  острие
для  дегазации.  Петля  вставлена
в  гнезда,  что  облегчает  смену
острия,  а  гнезда  впаяны  в  дно  охла¬
ждаемой  камеры,  которая  содержит  жидкий  гелий,  водород  или
азот.  Гнезда  обеспечивают  хороший  тепловой  контакт  с  охла¬
ждающей  ванной.  Перед  впуском  газа  трубку  откачивают  до
10“в  мм  pm.  cm.  (10-4  н/м2).
 Из-за  высокой  энергии  ионизации  гелия  поле  на  поверхности
острия  должно  иметь  напряженность  —500  Мв/см  (50  000  Мв/м).
 1  В  отечественной  литературе  привилось  название  ионный  проек¬
тор  (Прим.  ред.).
 Рис.  23:
 1 	—  высокое  напряжение;
 2 	—  жидкий  водород;  3  —
эмиттер;  4  —  металлический
конус;  5  —  токопроводящее
 покрытие;  6  —  экран
 21

Чтобы  получить  его,  к  остриям  радиусом  100—1000  А  (10—
100  нм)  надо  приложить  напряжение  5—25  кв.
 Механизм  образования  изображения  чрезвычайно  прост.
Атомы  или  молекулы,  приближающиеся  к  острию,  ионизируются
или  вблизи  него,  или  на  пути  к  острию,  или  при  отскоке.  Затем
ионы  ускоряются,  двигаясь  вдоль  силовых  линий  поля  по  направ¬
лению  к  экрану  (который  имеет  отрицательный  потенциал),  и
здесь  образуют  весьма  сильно  увеличенное  изображение  зоны
ионизации.
 Поскольку  вероятность  ионизации  атомов  или  молекул  про¬
порциональна  напряженности  поля,  наибольшие  токи  будут  идти
от  областей  с  наибольшей  напряженностью.  Распределение  поля
около  острия  определяется  атомной  структурой  последнего.  В  пер¬
вом  приближении  эквипотенциальные  поверхности  можно  счи¬
тать  участками  сфер,  с  центрами  в  поверхностных  атомах.  Анизо¬
тропия  поля  оказывается  наибольшей  для  атомов  с  относительно
малым  числом  ближайших  соседей  и  наименее  заметна  для  ато¬
мов  на  плоскостях  с  плотной  упаковкой.  Следовательно,  при  до¬
стижении  критического  значения  напряженности  первые  будут
давать  изображение  в  виде  дискретных  хорошо  разрешенных  то¬
чек,  тогда  как  последние  не  будут  видны  совсем.  По  мере  незначи¬
тельного  повышения  напряжения  начнут  также  эмиттировать
некоторые  скопления  атомов.  При  еще  более  высокой  напряжен¬
ности  поля  изображение  будет  постепенно  расплываться.
 Следовательно,  для  большинства  областей  поверхности  ост¬
рия  оптимальное  разрешение  будет  достигнуто  при  напряжен¬
ности,  несколько  большей,  чем  критическое  поле.  Разрешение
зависит  от  нескольких  факторов,  которые  часто  трудно  сбаланси¬
ровать:
 1) 	ионы,  формирующие  изображение,  должны  обладать  вы¬
сокой  осевой,  но  низкой  поперечной  скоростью;
 2) 	ионизация  должна  протекать  непосредственно  вблизи
поверхности  острия;
 3) 	контраст  должен  быть  высоким,  т.  е.  анизотропия  поля
в  зоне  ионизации  должна  быть  по  возможности  большой.
 Для  выполнения  первого  и  второго  условия  необходимо  иметь
минимальную  температуру  (однако  достаточную  для  дегазации)
и  максимальное  ускоряющее  напряжение;  последнее  условие,
в  то  же  время,  подразумевает  ограничение  напряженности  поля.
При  работе  с  гелием  оптимальной  температурой,  по-видимому,
является  20°  К-  Достигаются  разрешающие  способности  вплоть
до  3  А  (0,3  нм),  при  которых  можно  видеть  отдельные  атомы  ре¬
шетки.  При  применении  водорода,  разрешение  ограничено  из-за
вторичных  эффектов.  Недостатком  метода  является  то,  что  для
ионизации  требуются  поля  напряженностью  порядка  500  Мв)см
(50  000  Мв{м).  В  таких  полях  все  металлы  с  относительно  низкими
температурами  плавления,  как,  например,  железо,  даже  при  тем¬
пературе  жидкого  гелия  «испаряются»  так  быстро,  что  затруд¬
няется  наблюдение  стабильной  структуры.  Кроме  того  с  помощью
автоионной  микроскопии  невозможно  исследовать  органические
вещества.  Наиболее  интересным  применением  этого  метода  яв¬
ляется  исследование  дефектов  и  явлений  роста  зерен  в  тугоплав¬
ких  металлах.
 Б.  ПРИБОРЫ  И  МЕТОДЫ,
ДАЮЩИЕ  КАРТИНУ  РАСПРЕДЕЛЕНИЯ
ХИМИЧЕСКИХ  ЭЛЕМЕНТОВ
 Глава  6
 РЕНТГЕНОВСКАЯ  МИКРОСКОПИЯ
 Металлографа  интересует  не  только  геометрическая  струк¬
тура  вещества  (в  этой  области  способствовали  углублению  зна¬
ний  сначала  оптический,  а  затем  электронный  микроскоп),  но
также  его  атомный  и  молекулярный  состав.  Такую  информацию
могут  дать  измерения  поглощения,  дифракции  и  рассеяния  излу¬
чений  с  различными  длинами  волн.
 Рентгеновские  лучи,  обладая  чрезвычайно  широким  интер¬
валом  проникающей  способности  *,  наиболее  подходят  для  иссле-
 1  Характеристическое  излучение,  испускаемое  медной  мишенью
 [А.  =  1,54  А  (0,154  нм)),  имеет  более  чем  в  1000  раз  большую  прони¬
кающую  способность  в  целлюлозу,  чем  электроны,  ускоренные  раз¬
ностью  потенциалов  100  000  в.  В  то  же  время  влажная  пленка  толщи¬
ной  в  1  мкм  поглощает  половину  испускаемых  углеродной  мишенью
 рентгеновских  лучей  IA.  =  44  %  (4,4jfнм)),  тогда  как  для  видимого
света  такая  пленка  практически  прозрачна,
 22
 дований  такого  рода.  Кроме  того,  они  имеют  короткую  длину
волны  и,  следовательно,  могут  обеспечить  высокое  разрешение.
К  сожалению  отсутствие  линз,  способных  фокусировать  рентге¬
новы  лучи,  помешало  созданию
микроскопов,  сконструированных
по  принципу  обычного  оптического
микроскопа.
 1. 	МИКРОРЕНТГЕНОГРАФИЯ
 Мишень  или  анод  рентгенов¬
ской  трубки  (рис.  24),  изготовлен¬
ный  из  металла  с  атомным  номе¬
ром  2,  испускает  излучение  при
бомбардировке  потоком  термоэлек¬
тронов  катода,  ускоренных  разно¬
стью  потенциалов  V.  Излучение
состоит  из  непрерывного  спектра
(«белого»  излучения)  *,  на  который
накладывается  линейчатый  спектр,
называемый  «характер  истическим»2,
когда  напряжение  V  превосходит
критическую  величину,  определяе¬
мую  атомным  номером  2.
 1  Непрерывный  спектр  образуется  в  результате  торможения  элек¬
тронов  полем  атомных  сил  в  аноде.
 Электрон  с  зарядом  е,  помещенный  в  поле  V,  имеет  энергию  eV.
Если  вся  эта  энергия  затрачивается  на  возбуждение  рентгеновского
излучения,  то
 где  ft  —  постоянная  Планка;
с  —  скорость  света,  т.  е.
 с
 ^mln
 he  _  12394
^min  =:  eV  V
 Для  потенциала  анода  V  излучение  энергии  равно  нулю  дли  всех
длин  волн  меньших,  чем  A>mjn  (А.  выражена  и  ангстремах,  а  V—  в  воль¬
тах).
 При  увеличении  А,  спектральная  интенсивность  /,  которая  про¬
порциональна  квадрату  напряжения  и  атомному  номеру  Z  элемента-
мишени,  очень  быстро  повышается  и  достигает  максимума  при  некото¬
ром  значении  А,,  определяемом  величиной  Z,  и  ассимптотически  сни¬
жается  при  бесконечном  возрастании  А,  (рис.  25).
 2  Когда  анодное  напряжение  V  достигает  критического  значения
(критическое  возбуждение),  так  что  энергия  eV  падающих  электронов
становится  достаточно  высокой,  чтобы  выбить  электрон,  принадлежа¬
щий  определенному  энергетическому  уровню  бомбардируемого  атома,
этот  атом  ионизируется.  Атом  анода,  лишившись  электрона  на  одном  из
энергетических  уровней,  становится  нестабильным.  Стабильное  состоя¬
ние  восстанавливается  при  перескоке  на  этот  уровень  электрона  с  более
высоких  уровней.  Перескок  сопровождается  уменьшением  энергии  и
испусканием  серии  монохроматических  излучений.  Поэтому  если  элек¬
трон  испускается  нз  наинизшего  или  /(-энергетического  уровня,  то  его
замещают  другие  электроны,  принадлежащие  более  высоким  энерге¬
тическим  уровням  L,  М,  N  и  т.  д.  Происходит  уменьшение  энергии:
 ЕК~  ЕК  =  Не¬
 которое  соответствует  излучению  определенной  длины  волны:
 ftv  —
 he
 ХКа  *
 /(-серия  состоит  из  монохроматических  излучений  К„  (перескок  L  К),
(перескок  Л4  -*  /()  и  т.  д.
 Практически  можно  видеть  только  две  /(а-линии  (с  очень  близкими
друг  к  другу  длинами  волн)  и  /(g-линию.
 Эти  монохроматические  серии  составляют  характеристическое
излучение  элемента  анода  Z,  которое  накладывается  на  непрерывный
фон  (рис.  26).

Рентгеновская  трубка  должна  иметь  острый  фокус  и  доста¬
точно  большую  апертуру  пучка.  На  расстоянии  нескольких  санти¬
метров  от  рентгеновской  трубки  помещают  фольгу  исследуемого
материала  толщиной  в  несколько  сотых  миллиметра.  Для  уда¬
ления  царапин,  которые  могут  быть  видны  на  снимке,  фольгу
полируют  с  обеих  сторон.  К  обратной  стороне  фольги  приклады¬
вают  чувствительной  стороной  эмульсионную  пленку  Липпмана1
(пленку  с  максимальным  разрешением).
 После  облучения  фольги  пленку  следует  очень  тщательно
проявить,  чтобы  получить  хороший  контраст,  сохранив  относи¬
тельно  мелкое  зерно  в  эмульсии.  Затем  при  помощи  оптического
микроскопа  изображение  пленки  можно  увеличить  от  100  до
600  раз.
 Рентгеновские  лучи,  проникающие  в  вещество,  частично
поглощаются.  Часть  падающих  лучей  рассеивается  атомами  облу¬
чаемого  материала,  тогда  как  другая  часть  ионизирует  атомы,
выбивая  из  них  электроны  с  относительно  низких  энергетических
уровней.  Это  вызывает  эмиссию  характеристических  рентгенов¬
ских  лучей  этими  атомами,  которые  составляют  флуоресцентное
излучение  поглощающего  материала.
 Если  /0  —  интенсивность  падающих  рентгеновских  лучей
с  длиной  X,  то  интенсивность  излучения  после  прохождения  мате¬
риала  толщиной  х  уменьшается  до:
 /=  1*-**.
 где  р,  —  линейный  коэффициент  поглощения,  который  зависит
не  только  от  природы  материала  и  длины  волны  излучения,  но
 также  от  физического  состояния  материала.  Часто  используют
соотношение:
 /  -  /ов-Д/Р-1»,
 где  р/р  —  массовый  коэффициент  поглощения,  не  зависящий  от
физического  состояния  материала;  р/р  =  CZaX*  и,  следовательно,
является  постоянным  в  пределах  данного  интервала  длин  волн.
 С  уменьшением  поглощения,  т.  е.  уменьшением  длины  волны
используемого  излучения,  энергия  квантов  увеличивается  до
такой  степени,  что  она  становится  достаточной,  чтобы  выбить
электроны  из  облучаемого  материала,  т.  е.  при  некотором  крити¬
ческом  X  значение  С  внезапно  изменяется  (край  поглощения).
Соотношение  р/р=  CZaX8  справедливо  в  интервале  длин  волн
между  двумя  краями  поглощения.
 Рассмотренную  зависимость  поглощения  от  длины  волны
можно  использовать  в  практических  целях.  Предположим,  что
необходимо  установить  наличие  включения  MnS  в  железе.  Железо
имеет  край  поглощения  при  длине  волны  1,739  А  (0,1739  нм)
(рис.  27),  a  MnS  —  при  длине  волны  1,892  А  (0,1892  нм).  Если
тонкая  фольга  железа,  содержащая  включения  MnS,  облучается
/Са-излучением  кобальта,  которое  соответствует  средней  длине
волны  1,787  А  (0,1787  нм),  то  коэффициент  поглощения  MnS  будет
значительно  больше  (1445  см'1),  чем  коэффициент  поглощения
железа  (470  см'1),  поэтому  на  микрорентгенограмме  можно  обна¬
ружить  включение  в  виде  белого  пятна  на  темном  фоне.  Микро-
рентгенографические  изображения  небольших  областей  образца
можно  увеличивать.
 Качество  микрорентгенограммы  определяется  прежде  всего
его  контрастом.  Если  образец  содержит  микрополости,  коэф¬
фициент  поглощения  которых  равен  нулю,  на  контраст  влияет
только  коэффициент  ц  материала.  Контраст  повышается  с  увели¬
чением  р,  и,  следовательно,  с  увеличением  длины  волны  исполь¬
зуемого  излучения  (в  пределах  данного  интервала  длин  волн).
 1  Эмульсии  Липпмана  очень  мелкозернисты  (зерна  менее  I  мкм),
они  допускают  относительно  большие  оптические  увеличения  (600  :  Г
 Если  установлено  наличие  включений,  контраст  можно  улуч¬
шить,  увеличив  разность  коэффициентов  поглощения  включений
и  материала  каким-либо  приемом,  например,  применением  кобаль¬
тового  анода  для  выявления  MnS  в  железе.
 2. 	ПРОЕКЦИОННЫЙ
 РЕНТГЕНОВСКИЙ  МИКРОСКОП  (ф.  109/2)
 Если  объект  В  поместить  вблизи  источника  рентгеновских
лучей  А,  на  некотором  расстоянии  от  пленки,  то  на  пленке  полу¬
чится  увеличенное  изображение  объекта  (рис.  28).
 Разрешение  такого  прибора  зависит  как  от  полутени  источ¬
ника  г,  так  и  от  дифракции  Френеля.  На  рис.  29  показано,  как
формируется  изображение  и  как  дифракция  и  образование  вуали
ограничивают  разрешение.  Если  объект  находится  на  расстоянии
р  от  источника,  а  расстояние  между  источником  и  проекционной
 плоскостью  равно  q,  то  увеличение  фотографического  изображе¬
ния  М  =  qlp,  а  минимальное  разрешаемое  расстояние  в  плоско¬
сти  объекта  приблизительно  равно  {рХ)г/г.  Таким  образом,  раз¬
меры  источника  определяют  разрешение,  так  как  бессмысленно
получать  разрешение,  которое  меньше  размера  источника.
 Поэтому  при  конструировании  рентгеновских  микроскопов
необходимо  стремиться  к  тому,  чтобы  источник  рентгеновских
лучей  был  точечным,  но  чтобы  при  этом  интенсивность  излучения
 1  Источник  рентгеновских  лучей,  не  являющийся  точкой,  образует
на  изображении  вуаль,  интенсивность  которой  связана  с  размерами
источника.  Однако,  если  пренебречь  этими  размерами,  то  вуаль  можно
не  учитывать  и  считать,  что  разрешение  ограничено  дифракцией.  При
объекте  с  линейным  краем  (см.  рис.  29)  расстояние  между  тенью  края  и
первым  пиком  Френеля,  измеренное  в  плоскости  изображения,  удовлет¬
ворительно  описывается  соотношением  $  =  М  (рХ)  ^*.  Следовательно,
если  край  объекта  проходит  расстояние  s/M,  то  его  новое  изображение
будет  несколько  удаляться  от  изображения,  спроектированного  до
 перемещения.  Поэтому  s/M  —  (рХ)  ^2  является  мерой  минимального
разрешающего  расстояния  в  плоскости  объекта.  В  принципе  можно
улучшить  разрешение,  уменьшив  расстояние  р  между  объектом  и  источ¬
ником.  Однако  этого  нельзя  делать  неограниченно  без  уменьшения  ши¬
рины  соответствующего  поля.  Максимальное  разрешение  получается
(При  р  =  0,005  см,  и  составляет  0,1  мкм.
 23

ражения.  Наоборот,  проекционная  рентгеновская  микроскопия
(ср.  гл.  6,  с.  23)  дает  совершенные  геометрические  изображения,
но  они  размываются  из-за  дифракции.  Тем  не  менее,  приближая
объект  или  к  источнику,  или  к  экрану,  можно  уменьшить  дефекты,
вызванные  дифракцией.  При  микрорентгенографировании  (ср.
гл.  6,  с.  22)  объект  находится  в  непосредственном  контакте  с  экра¬
ном  (т.  е.  с  фотографической  пластинкой),  поэтому  его  изображе¬
ние  не  увеличено.  Для  того  чтобы  получить  некоторое  увеличение,
необходимо  прибегать  к  помощи  другого  микроскопического
метода.  В  другом  крайнем  случае,  когда  объект  помещается  вблизи
источника  рентгеновских  лучей,  ширина  поля  зрения  недоста¬
точна,  если  только  сам  источник  не  сканирует  поверхность
объекта,  как  это  делается  в  растровой  микроскопии.  Хотя  бли¬
зость  источника  и  объекта  сводит  к  минимуму  дифракционные
эффекты,  предел  разрешения  растрового  микроскопа  не  зависит  от
длины  волны.  Единственной  переменной,  определяющей  разреше¬
ние,  является  диаметр  пучка  рентгеновских  лучей.
 Другими  преимуществами  сканирующего  микроскопа  яв¬
ляются:  возможность  плавного  регулирования  увеличения  путем
изменения  сканирующего  напряжения  рентгеновской  трубки  и
управление  контрастом  изображения  с  помощью  усилителя.  В  ка¬
честве  анода  можно  использовать  сам  объект.
 Металлический  образец,  облучаемый  электронным  зондом,
испускает,  кроме  рентгеновских  лучей,  электроны.  Электроны,
эмиттируемые  при  сканировании  поверхности  образца  зондом,  мо¬
гут  быть  собраны  коллекторной  линзой,  связанной  с  синхрони¬
зированным  светлым  пятном  на  флуоресцирующем  экране.  Та¬
ким  способом  изображение  объекта  в  рентгеновских  лучах  может
быть  дополнено  изображением,  контраст  которого  определяется
различной  эмиссионной  способностью  отдельных  участков  иссле¬
дуемой  поверхности.
 4. 	ФОКУСИРУЮЩИЕ  МИКРОСКОПЫ
 Методы  преломляющей  микроскопии  зависят  от  наличия
материалов,  способных  сильно  преломлять  лучи,  не  поглощая  их.
Рентгеновские  лучи  не  легко  поддаются  преломлению  и  большин¬
ством  материалов  поглощаются  в  значительной  степени.  Однако
было  проведено  много  работ  по  созданию  рентгеновских  микроско¬
пов  с  использованием  преломления.  Достигнутые  результаты
незначительны,  а  встретившиеся  при  создании  таких  микппскопов
трудности  все  еще  далеки  от  разрешения.
 Глава  7
 АВТОРАДИОГРАФИЯ  (ф.  109/3—6)
 Химические  и  физические  свойства  радиоактивных  изотопов
практически  идентичны  свойствам  соответствующих  естественных
элементов.  Особенностью  радиоактивных  элементов  является  рас¬
пад,  сопровождающийся  радиацией.  Таким  образом  существует
 ТАБЛИЦА  !.*  НЕКОТОРЫЕ  РАДИОАКТИВНЫЕ  ИЗОТОПЫ,  ПРИМЕНЯЕМЫЕ  В  КАЧЕСТВЕ  МЕЧЕНЫХ  АТОМОВ
 г
 Изо¬
 топ
 Масса  атома
А
 Период  по¬
лураспада
 Процесс  распада
 Z
 Изо¬
 топ
 Масса  атома
А
 Период  по¬
лураспада
 Процесс  распада
 излу¬
 чение
 энергия,  Мэе
 излу¬
 чение
 энергия.  Мэе
 6
 С11
 11,01499
 20,5  мин
 Р+
 0,97
 26
 Fe69
 46  дней
 р-
 0,46
 6
 С14
 14,00770
 5700  лет
 р-
 0,155  без  у
 V
 1,1  1,3
 7
 N13
 13,00991
 10,1  мин
 Р+
 1,25  без  у
 27
 Со60
 59,9529
 10,7  мин
 Р-
 1,56
 8
 о«
 15,0078
 2,1  мин
 Р+
 1,7
 т
 1,33
 11
 Naaa
 22,00154
 2,6  года
 Р+
 0,54  1,8
 е~
 0,059
 у
 1,28
 5,25  лет
 Р
 0,31
 11
 Na24
 23,99831
 14,9  ч
 Р-
 1,39
 У
 1,17  1,332
 т
 1,38  2,758
 29
 Со04
 12,8  ч
 Р-
 0,57
 15
 р32
 31,98272
 14,3  дня
 р-
 1,718  без  у
 Р+
 0,65
 16
 $36
 34,9788
 87,1  дня
 р-
 1,167
 У
 1,34
 20
 Са46
 44,9672
 152  дня
 р-
 0,255  без  у
 33
 As76
 27,6  ч
 р-
 3,12  2,56  1,4  0,4
 Y
 0,58  1,20  1,76  2,02
 *  По  Джону  Р.  Бредфорду.
 была  достаточной  для  получения  увеличенного  изображения  в  те¬
чение  приемлемого  времени  экспозиции.  Оба  условия  выпол¬
няются,  если  бомбардировать  анод  соответствующей  формы  и  раз¬
мера  сфокусированным  электронным  пучком,  который  имеет  ми¬
нимально  возможный  диаметр.
 3. 	РАСТРОВЫЙ  РЕНТГЕНОВСКИЙ  МИКРОСКОП
(МИКРОЗОНД)  (ф.  103—108)
 Подобно  микрорентгенографии  метод  растровой  рентгенов¬
ской  микроскопии  свободен  от  влияния  эффектов  дифракции,  и
кроме  того,  от  ограничений  накладываемых  размером  зерна
пленки,  оптическим  разрешением.  Независимость  от  дифракции
обеспечивается  расположением  объекта  в  непосредственном  кон¬
такте  с  анодом  (при  микрорентгенографировании  объект  поме-
 В 	CD  Е  f  G  Н
 Рис.  30
 щается  в  непосредственном  контакте  с  фотографической  пластин¬
кой).  Увеличение  достигается  сканирующей  системой,  схемати¬
чески  представленной  на  рис.  30.  Источник  рентгеновских  лучей,
полученный  фокусировкой  B—C—D  узкого  электронного  пучка
на  тонкий  анод  £,  сканирует  поверхность  того  же  порядка  вели¬
чины,  что  и  образец*.  Для  каждого  положения  зонда  лучи  F  про¬
бегают  непосредственно  примыкающую  область  образца.  Они
выпрямляются  кристаллом  G  и  фотоэлектронным  умножителем  Я,
связанным  с  электронно-лучевой  трубкой  S  через  усилитель  Q.
Увеличение  регулируется  линейным  регулятором  усиления  Я,
который  управляет  периодическим  изменением  сканирующего
напряжения,  приложенного  к  электронному  пучку,  образующему
рентгеновские  лучи.
 В  противоположность  ранее  описанным  системам  микроско¬
пия  со  сфокусированным  рентгеновским  пучком  (ср.  гл.  6,  с.  22)
дает  сходящийся  пучок.  К  сожалению,  ограниченная  апертура
лучей  приводит  к  аберрациям,  которые  ухудшают  качество  изоб¬
 1  Длиной  от  100  до  300  мкм.
 24

возможность  «видеть»  расположение  некоторых  атомов,  что  пред-
тавляет  особый  интерес  для  ряда  исследований.  К  ним  относятся:
 а) 	изучение  условий,  при  которых  элемент,  находящийся
в  многофазной  системе,  переходит  из  одной  фазы  в  другую,  или
изучение  подвижности  атомов  в  одной  и  той  же  системе  (самодиф-
фузия);
 б) 	выяснение  влияния  следов  элемента  на  поведение  системы,
где  его  наличие  нельзя  определить  другими  аналитическими  ме¬
тодами;
 в) 	определение  продолжительности  периода  между  введением
элемента  в  систему  и  его  растворением  в  ней  или  выделением  из
этой  системы;
 г) 	количественное  определение  элемента  путем  измерения
интенсивности  излучения,  эмиттированного  образцом,  облучен¬
ного  при  соответствующих  условиях;
 д) 	исследование  распределения  элемента  в  гетерогенной  си¬
стеме  (явления  ликвации).
 Атом  элемента  определяется  (табл.  1):
 1) 	атомным  номером  Z,  который  характеризует  элемент:
это  число  равно  величине  положительного  заряда  атомного  ядра  и,
следовательно,  числу  электронов,  вращающихся  вокруг  этого
ядра;
 2) 	массовым  числом  А,  которое  представляет  собой  массу
атомного  ядра.
 Естественные  элементы  могут  состоять  из  нескольких  видов
атомов,  называемых  изотопами,  которые  имеют  один  и  тот  же
атомный  номер,  но  различные  массовые  числа.  Так  как  химиче¬
ские  свойства  элементов  определяются  числом  их  внешних  элек¬
тронов,  различные  изотопы  одного  элемента  имеют  строго  иден¬
тичные  химические  свойства.  Их  физические  свойства  могут  не¬
сколько  различаться,  но  эти  различия,  как  правило,  чрезвычайно
малы.
 Атомные  ядра  некоторых  элементов  не  стабильны.  Они
склонны  к  распаду  —  испусканию  частиц  или  электромагнит¬
ного  излучения,  сопровождающемуся  выделением  энергии;  явле¬
ние  называется  естественной  радиоактивностью.  Существует
также  искусственная  радиоактивность,  с  открытием  которой
стало  возможным  получение  радиоактивных  изотопов  всех
известных  элементов,  а  также  элементов,  которые  не  существуют
в  естественном  состоянии.
 В  настоящее  время  известно  несколько  сот  радиоактивных
изотопов,  однако  в  качестве  меченых  атомов  можно  использовать
только  несколько  десятков  (см.  табл.  1).  Их  практическую  при¬
менимость  определяют  следующие  факторы.
 1.  ДОСТУПНОСТЬ  искусственного
РАДИОАКТИВНОГО  ИЗОТОПА
 Радиоактивные  атомы  могут  быть  получены  путем  бомбарди¬
ровки  естественных  элементов  ускоренными  частицами  (например,
дейтронами  или  протонами  в  циклотроне)  или  облучением  нейтро¬
нами  в  атомном  реакторе.  Некоторые  радиоактивные  изотопы
возникают  при  расщеплении  урана  в  реакторах,  однако  большин¬
ство  из  них  являются  изотопами  элементов,  расположенных  в  цен¬
тральной  части  периодической  системы  Менделеева  и  поэтому
обычно  не  представляют  большого  интереса  для  металлургов.
 Известно  около  двадцати  типов  ядерных  реакций,  вызы¬
вающих  превращение  элементов  под  воздействием  ускоренных
частиц.  Вероятность  протекания  многих  таких  реакций  мала,
так  что  в  большинстве  случаев  выход  радиоактивных  атомов  не¬
достаточен  для  практических  целей.  Наоборот,  превращения
в  атомных  реакторах  под  воздействием  мощных  потоков  нейтро¬
нов  позволяют  получать  некоторые  изотопы  в  значительных  коли¬
чествах.
 Вероятность  протекания  ядерной  реакции,  т.  е.  «эффективное
сечение»  облучаемых  атомов  зависит,  с  одной  стороны,  от  природы
и  скорости  облучающих  частиц,  а  с  другой  стороны,  от  самого
облучаемого  элемента.  Практически  это  не  эффективное  сечение
естественного  изотопа,  а  произведение  его  на  относительное  со¬
держание  данного  изотопа  (т.  е.  на  его  долю  в  смеси  различных
естественных  изотопов).  Дело  в  том,  что  некоторые  изотопы  для
определенных  ядерных  реакций  могут  иметь  большое  эффектив¬
ное  сечение,  однако  из-за  низкого  содержания  дают  только  очень
небольшое  количество  радиоактивных  атомов.
 2. 	ПЕРИОД  ПОЛУРАСПАДА
 Хорошо  известно,  что  активность  радиоактивных  изотопов
экспоненциально  спадает  во  времени.  Период  полураспада  радио¬
активного  изотопа  —  это  время,  в  течение  которого  его  активность
снижается  наполовину.  Каждый  изотоп  имеет  свой  период  полу¬
распада,  который  нельзя  изменить  путем  каких-либо  химических
 4  Металлография  железа,  том  I
 или  физических  воздействий.  Время  практического  использова¬
ния  радиоактивного  изотопа  составляет  от  четырех  до  семи  перио¬
дов  полураспада.  Поэтому  с  элементами,  период  полураспада
которых  очень  мал,  работать  невозможно.  В  то  же  время  некото¬
рые  радиоактивные  изотопы  имеют  очень  большой  период  полу¬
распада,  что  затрудняет  их  получение  в  больших  количествах
(время  облучения  должно  быть  величиной  того  же  порядка,  что
и  период  полураспада  производимого  изотопа).  Материал,  кото¬
рый  содержит  такой  элемент,  остается  активным  практически
бесконечно.
 3. 	ИЗЛУЧЕНИЕ
 РАДИОАКТИВНЫХ  ЭЛЕМЕНТОВ
 Искусственные  радиоактивные  элементы,  представляющие
интерес  для  металлургов,  обычно  испускают  ^-излучение,  иногда
сопровождающееся  у-излучением.  у-лучи  обладают  значительно
большей  проникающей  способностью,  чем  р-лучи,  и  они  могут
пройти  сквозь  толщу  стали  в  несколько  сантиметров,  почти  не
поглощаясь  ею.  Степень  поглощения  у-лучей  зависит  от  их  энер¬
гии  и,  следовательно,  от  природы  радиоактивного  изотопа.  Нао¬
борот,  [5-лучи  обычно  полностью  поглощаются  несколькими  деся¬
тыми  миллиметра  стали.
 у-излучение  лучше  всего  использовать  для  качественного  об¬
наружения  радиоактивного  изотопа  в  данной  фазе;  однако  при
исследовании  поверхностных  явлений  оно  может  оказаться  вред¬
ным.  При  авторадиографии  у-излучение  может  вызвать  интен¬
сивное  почернение  фона,  так  как  фотоэмульсия  чувствительна
к  квантам  с  высокой  энергией.
 Излучение  радиоактивных  изотопов  обнаруживается  не¬
сколькими  способами.  Наиболее  удобным  с  точки  зрения  метал¬
лурга  является  измерение  интенсивности  этого  излучения  счетчи¬
ком  Гейгера—Мюллера  и  авторадиография.
 Метод  авторадиографии  заключается  в  том,  что  образец,
содержащий  радиоактивный  изотоп,  помещают  в  контакте  с  фото¬
графической  эмульсией.  Излучение  изотопа  воздействует  на  те
участки  эмульсии,  в  контакте  с  которыми  он  находится.  После
проявления  получается  изображение,  более  темные  участки  кото¬
рого  соответствуют  более  активным  областям  образца.
 Наиболее  важным  из  условий,  обеспечивающих  получение
четкого  изображения,  является  хороший  контакт  между  фотогра¬
фической  эмульсией  и  поверхностью  образца.  Поэтому  до  авто-
радиографирования  образец  должен  быть  тщательно  отполи¬
рован.
 Интенсивность  почернения  фона  при  наличии  у-излучения
возрастает  с  увеличением  толщины  образца.  Следовательно,
чтобы  уменьшить  почернение  фона,  целесообразно  уменьшить
толщину  образца.  Кроме  того,  р-лучи,  испускаемые  некоторыми
элементами,  обладают  довольно  высокими  энергиями,  поэтому
возникает  дополнительное  почернение,  обусловленное  этими  лу¬
чами,  исходящими  из  толщи  металла.  Благодаря  отклонению  и
рассеянию  этих  лучей  резкость  деталей  изображения  умень¬
шается.  Для  повышения  четкости  авторадиографического  снимка
лучше  применять  металлические  фольги  толщиной  менее  0,1  мм.
Однако  при  использовании  тонких  фольг  уменьшается  удель¬
ная  активность  образца,  что  может  быть  невыгодно,  если
начальная  активность  уже  была  низка.
 Глава  8
 МАКРОСКОПИЧЕСКИЕ  МЕТОДЫ
ИССЛЕДОВАНИЯ  МЕТАЛЛОВ
 Макроскопические  исследования  целесообразно  включить
в  число  методов,  применяемых  для  получения  изображения  струк¬
туры  и  химической  неоднородности  металлов.  Металлографиче¬
ское  исследование  сталей  при  небольших  увеличениях  может  быть
разделено  на  две  категории:
 исследование  поверхностей  металлов;
 исследование  физической  и  химической  неоднородности  путем
изучения  одного  или  нескольких  сечений  материала.
 Подготовка  образцов  очень  сходна  с  подготовкой  образцов,
применяемой  в  микроскопии  (см.  гл.  3).  Исследование  прово¬
дится  либо  невооруженным  глазом,  либо  при  небольших  увеличе¬
ниях.
 Этим  методом  можно  наблюдать  ликвацию,  трещины  и  пори¬
стость.
 Более  подробно  этот  метод  исследования  металлов  будет
рассмотрен  в  третьей  части  настоящей  книги.
 25

II. 	МЕТОДЫ  ПРЕПАРИРОВАНИЯ
 Глава  9
 ОТБОР  ПРОБ
 1. 	ПРИНЦИП
 Основной  целью  металлографического  исследования  является
изучение  микроструктуры,  характерной  для  исследуемых  метал¬
лов  и  сплавов,  при  помощи  микроскопа.  Металлографический  об¬
разец  должен  быть  представительным  для  данного  материала  как
по  химическому  составу,  так  и  по  физическим  свойствам,  поэтому
отбор  проб  и  особенно  выбор  места  отбора  требуют  чрезвычайной
осторожности.  Если  это  требование  не  выполняется,  то  последую¬
щее  травление  и  микрофотографирование,  как  бы  тщательно  они
не  были  выполнены,  будут  бесполезными.
 2. 	МЕТОДИКА
 В  каждом  частном  случае  количество  образцов  и  место  их
отбора  определяются,  с  одной  стороны,  целью  исследования,  а  с
другой  —  размером  и  формой  материала.
 Существует  три  различных  метода  отбора  проб  и  соответст¬
венно  три  типа  исследования:
 1. 	Обычное  исследование,  или  производственный  контроль.
Образцы  должны  быть  отобраны  из  таких  участков,  которые  да¬
дут  наибольшую  информацию  о  неоднородности  металла.  По¬
этому  при  исследовании  промышленной  плавки  образцы  отбирают
как  в  местах,  где  ожидается  значительная  ликвация,  так  и  в  тех
местах,  ликвацией  в  которых  обычно  можно  пренебречь.  При  кон¬
троле  прокатанной  ленты  или  проволоки  образцы  должны  быть
взяты  с  обеих  концов  бухты.
 2. 	Исследование  изломов,  дефектов  и  полное  исследование
выбранного  участка  детали.  Если  требуется  установить  только
причину  поломки,  то  образцы  должны  быть  взяты  по  возможности
ближе  к  излому  или  трещине.  Для  сравнения  структуры  и  свойств
обычно  исследуют  также  образцы,  взятые  из  здоровой  части  ма¬
териала.
 3. 	При  выполнении  исследовательской  работы  выбирают  наи¬
более  целесообразный  метод  отбора  проб  в  соответствии  с  целью
работы.  Следует  также  позаботиться  о  получении  достаточного
количества  образцов.
 После  того  как  выбраны  участки  отбора  образцов,  необхо¬
димо  решить,  какое  сечение  этих  образцов  будет  исследовано.
Например,  в  слитке  поперечное  сечение  (т.  е.  сечение,  перпен¬
дикулярное  оси  слитка)  даст  информацию  об  изменении  структуры
от  центра  к  краю.  Исследуя  это  сечение,  также  можно  выявить
распределение  неметаллических  включений  по  всему  сечению,
степень  поверхностного  обезуглероживания  в  железных  сплавах,
глубину  проникновения  поверхностных  дефектов  и,  если  иссле¬
дуемый  материал  имел  защитное  покрытие,  полученное  луже¬
нием,  гальванически  и  т.  п.,  толщину  и  структуру  покрытия.
 В  горяче-  и  холоднодеформированных  материалах  целесооб¬
разно  исследовать  как  поперечное,  так  и  продольное  сечение.
На  продольных  (т.  е.  параллельных  главной  оси  материала)
сечениях  определяют  деформацию,  которую  претерпели  неме¬
таллические  включения,  степень  пластической  деформации  мате¬
риала  в  целом;  по  искажению  зерен;  полосчатости  и  вообще  каче¬
ство  термической  обработки.
 Для  специальных  исследований  требуются  сечения,  парал¬
лельные  исходной  поверхности  материала.  И,  наконец,  в  круглых
прутках  небольшого  диаметра  может  оказаться  целесообразным
исследование  как  поперечного,  так  и  продольного  сечений.
 Площадь  поверхности  образцов,  предназначенных  для  при¬
готовления  шлифов  и  металлографического  исследования,  не
должна  быть  больше  3—б  см2,  а  диаметры  круглых  образцов
должны  быть  не  более  1—2  см.  Высота  определяется  легкостью
манипулирования  при  полировании.
 При  отборе  образцов  не  всегда  удается  выполнить  эти  требо¬
вания,  например,  при  исследовании  сварных  швов  или  усталост¬
ных  изломов,  при  макроскопическом  исследовании  больших  по-
 26
 верхностей,  а  также  в  тех  случаях,  когда  исследуемый  объем  ма¬
териала  очень  мал  (проволока,  тонкая  лента  и  т.  д.).  Небольшие
образцы  целесообразно  закреплять  с  помощью  специальных  ма¬
териалов.
 Вырезку  образцов  следует  проводить  очень  осторожно,  чтобы
не  вызвать  повреждения  образца  вследствие  наклепа  или  нагрева.
Влияние  наклепа  можно  свести  к  минимуму,  применяя  смазку;
обильное  и  непрерывное  охлаждение  на  всем  протяжении  опе¬
рации  вырезки  уменьшит  нагрев,  который  особенно  опасен  для
закаленных  структур,  так  как  приводит  к  их  отпуску.
 Кислородно-ацетиленовая  резка  полностью  изменяет  струк¬
туру  металла  около  поверхности  реза  и  поэтому  ее  нельзя  исполь¬
зовать  для  приготовления  металлографических  образцов.  Однако
если  из-за  формы  и  размера  материала  невозможно  применить
какие-либо  другие  способы,  то  кислородно-ацетиленовой  резкой
можно  получить  заготовки,  а  затем  ножовкой  вырезать  из  них
металлографические  образцы.
 Глава  10
 ПОЛИРОВКА
 МЕТАЛЛОГРАФИЧЕСКИХ  ОБРАЗЦОВ
 1. 	ШЛИФОВКА
 И  МЕХАНИЧЕСКАЯ  ПОЛИРОВКА  (ф.  Ill)
 Целью  шлифовки  и  механической  полировки  является  полу¬
чение  металлических  шлифов  без  рисок,  рельефа,  ямок  и  дефор¬
мации.  Этого  можно  достигнуть,  проводя  ряд  операций  шлифовки
и  полировки.
 Тонкая  шлифовка  является  промежуточной  операцией  между
предварительной  подготовкой  образца  (вырезкой  или  распилов¬
кой  и  грубой  шлифовкой)  и  окончательной  операцией  —  поли¬
ровкой.  Она  служит  для  удаления  не  только  грубых  рисок,  но
и  толстого  наклепанного  поверхностного  слоя,  оставшегося  после
резания  и  грубой  шлифовки.  Этот  слой  может  иметь  толщину
0,1  мм  и  более.
 Оба  процесса  —  тонкая  шлифовка  и  полировка  —  представ¬
ляют  собой  удаление  с  помощью  абразива  мелких  металлических
частиц  с  поверхности  металла.  При  шлифовке  неизбежно  возни¬
кают  риски,  в  результате  чего  шлифованная  поверхность  выгля¬
дит  тусклой,  тогда  как  полировка  делает  поверхность  более  или
менее  блестящей.  Зеркальная  поверхность,  на  которой  риски  не
видны  даже  под  микроскопом,  получается  только  после  оконча¬
тельной  операции  полировки.
 Не  существует  резкого  различия  между  тонкой  шлифовкой
и  грубой  полировкой,  а  также  между  грубой  и  тонкой  полировкой.
Эти  операции  лучше  всего  классифицировать  в  соответствии  с  раз¬
мером  (мкм)  частиц  применяемых  абразивов  (ф.  111/1—3).
 Тонкая  шлифовка 	100—10
 Грубая  полировка  	 10—1
 Тонкая  полировка  	 1
 Тонкая  шлифовка
 Тонкую  шлифовку  обычно  производят  на  абразивных  бума¬
гах.  Абразивом  может  быть  или  наждак  (корунд),  или  карбид
кремния.  Абразивные  порошки  оценивают  по  размеру  их  частиц,
их  маркируют  числами,  которые  соответствуют  номеру  наиболее
тонкого  сита,  через  которое  проходит  порошок.  Для  стандарт¬
ных  сит  из  проволочной  ткани  с  номерами  от  50  до  400  номиналь¬
ные  отверстия  составляют  величину  приблизительно  14  500  мкм,
деленную  на  номер  сита.  Тонкую  шлифовку  производят  вручную
на  неподвижной  плоской  стеклянной  плите,  покрытой  абразивной
бумагой,  или  на  вращающемся  диске  с  абразивной  бумагой.  Во
время  каждой  операции  шлифовки  целесообразно  сохранять  одно
и  то  же  положение  образца,  чтобы  все  риски  были  парал¬

лельны.  В  этом  случае  после  каждой  стадии  можно  проверить,
были  ли  устранены  все  риски,  нанесенные  при  операции,  причем
проверка  облегчается,  когда  риски,  возникшие  на  двух  последо¬
вательных  стадиях,  перпендикулярны  друг  к  другу.  Последние
стадии  тонкой  шлифовки  иногда  выполняют  вручную  на  тонких
наждачных  бумагах,  обозначаемых  соответственно  0,  00,  000  и
 0000.
 Давление  на  образец  должно  быть  достаточно  высоким,  чтобы
обеспечить  резание  абразивом  и  нужную  скорость  шлифовки.
Чрезмерное  давление  приводит  только  к  нежелательному  выде¬
лению  тепла,  а  также  к  преждевременному  износу  и  фрагмен¬
тации  абразивных  зерен  (особенно  при  работе  с  грубыми  абразив¬
ными  порошками).
 Остатки  абразива,  использованного  в  данной  операции,  сле¬
дует  тщательно  удалять  с  поверхности  металла  до  начала  следую¬
щей  стадии.
 Очень  часто  полезно  смачивать  образец  или  абразив  как  для
смазки,  так  и  для  охлаждения,  особенно  если  нагрев  может  при¬
вести  к  изменению  структуры  образца.  Например,  можно  исполь¬
зовать  взвесь  карбида  кремния  в  проточной  воде.  В  этом  случае
при  ручной  шлифовке  обеспечивается  эффективное  охлаждение
и  постоянная  очистка  бумаги  и  образца.  Вода  удаляет  оторвав¬
шиеся  от  бумаги  абразивы  и  срезанные  с  образца  металлические
частицы.  Наждачные  бумаги  можно  смазывать  парафином  или
графитом.
 При  топкой  шлифовке  несвязанными  абразивами  сильно
закругляются  края  образца,  а  из  шлифа  вырываются  неметалличе¬
ские  включения,  а  в  чугунах  —  графит.  Абразив  может  врезаться
в  образец,  особенно  если  обрабатываются  мягкие  металлы.
 Промежуточной  между  тонкой  шлифовкой  и  грубой  поли¬
ровкой  является  операция  притирки.
 В  этом  случае  абразив  внедряют  в  мягкие  диски,  изготовлен¬
ные  из  дерева,  свинца,  нейлона,  парафина,  воска  или  пропитан¬
ной  парафином  ткани.  Абразив  наносят  на  шлифовальный  круг
после  его  изготовления  или  добавляют  в  расплавленный  воск  или
парафин.  В  процессе  притирки  получаются  значительно  более
тонкие  царапины  и  меньшее  количество  поврежденного  металла,
чем  при  шлифовке  с  помощью  абразивной  бумаги.  Более  того,
после  притирки  получаются  очень  плоские  поверхности  и  почти
полностью  сохраняются  неметаллические  включения.
 Свинцовые  и  парафиновые  шлифовальные  круги  обычно
имеют  желобки  в  виде  спирали,  направленной  против  вращения
шлифовального  круга  —  это  помогает  удержать  охлаждающую
воду  на  круге.
 Полировка
 Хотя  полировка  и  производится  с  помощью  абразива,  она
отличается  от  процессов,  описанных  в  предыдущем  разделе.  Для
полировки  используется  очень  мелкий  абразив,  смешанный  с  жид¬
костью.  В  виде  суспензии  или  пасты  его  наносят  на  подкладку  из
специальной  ткани,  прикрепленной  к  диску.  В  настоящее  время
в  качестве  абразивов  применяют  окись  хрома,  крокус,  окись
алюминия,  окись  магния  и  алмаз.  Другим  существенным  отличием
операции  полировки  является  непрерывное  вращение  образца,
чтобы  образовались  чрезвычайно  тонкие  риски  во  всех  направле¬
ниях.  Эта  процедура  устраняет  хвосты,  которые  образуются  на
неметаллических  включениях,  если  не  поворачивать  образец.
 Для  полировки  применяют  ворсистые  и  неворсистые  ткани.
У  ворсистой  ткани  важны  высота  и  эластичность  ворса.  Мягкая
ткань  с  довольно  высоким  эластичным  ворсом  в  сочетании  с  очень
мелким  абразивным  порошком  дает  поверхность  без  рисок,  однако
на  шлифе  могут  возникнуть  другие  дефекты:  завал  краев,  выры¬
вание  неметаллических  включений  и  нежелательный  рельеф.  От
этих  дефектов  избавляет  использование  твердой  неворсистой
ткани;  но  при  полировке  на  этой  ткани  на  шлифе  остаются  тон¬
кие  царапины.  Поэтому  лучше  всего  начинать  с  полировки  на
неворсистой  ткани,  а  заканчивать  кратковременной  доводкой  на
ворсистой  ткани.
 В  качестве  жидкости  для  приготовления  суспензии  или  пасты
обычно  применяют  дистиллированную  воду.  Экономно  использо¬
вать  алмазную  пыль  можно  только  в  виде  пасты.  Наполненные
алмазом  подкладки  смазывают  специальным  маслом  или  парафи¬
ном.
 Полировальные  круги  должны  всегда  быть  достаточно  влаж¬
ными.  Влажность  их  можно  проверить,  измерив  время,  необхо¬
димое  для  сушки  образца  после  того,  как  он  был  снят  с  полиро¬
вального  круга:  обычно  оно  должно  быть  в  пределах  от  5  до  8  сек.
 2. 	МЕТОДИКА  ПОЛИРОВКИ
 Из  предыдущего  изложения  видно,  что  независимо  от  метода
препарирования  для  получения  хорошо  полированного  шлифа
необходимо  выполнить  некоторые  условия.  Прежде  всего  это
 4*
 соблюдение  чистоты.  После  каждой  стадии  приготовления  образец
нужно  тщательно  промывать.  Если  необходимо  получить  высокое
качество  полировки  и  особенно,  если  в  образце  имеются  мелкие
раковины  или  трещины,  или  если  между  образцом  и  цементом
имеется  небольшая  пустота,  должна  быть  проведена  ультразву¬
ковая  очистка.  Шлифовальные  и  полировальные  круги,  не  нахо¬
дящиеся  в  работе,  необходимо  закрывать,  чтобы  они  не  загряз¬
нялись.
 Сейчас  становятся  все  более  необходимыми  быстрые  и  эко¬
номные  методы  работы.  Ниже  дается  примерная  схема  препари¬
рования,  требующая  минимального  количества  операции.
 Преимущества  водонепроницаемых  бумаг  с  карбидом  крем¬
ния  для  тонкой  шлифовки  уже  были  отмечены.  В  большинстве
случаев  можно  рекомендовать  шлифовку  на  этих  прочных  бума¬
гах  в  сочетании  с  охлаждением  проточной  водой.  При  этом  ско¬
рости  шлифовки  более  высоки,  чем  на  наждачных  бумагах  сравни¬
мого  размера  зерен,  а  слои  поврежденного  металла  значительно
более  тонкие.
 Первую  стадию  можно  проводить  на  вращающемся  диске,  на
котором  укреплена  абразивная  бумага  №  240  с  карбидом  кремния,
так  как  требуется  удалить  относительно  толстый  слой  наклепан¬
ного  металла,  возникший  при  грубой  шлифовке.  Для  последую¬
щих  стадий  соответственно  применяют  бумаги  №  320,  400  и  600.
 Грубую  полировку  быстрее  всего  можно  выполнить  на  без-
ворсистом  нейлоновом  круге  с  алмазной  пастой  6  мкм.  На  микро¬
фотографиях  111/4  и  7  показаны  риски  на  шлифе  из  очень  мягкой
стали,  являющиеся  результатом  этой  операции.
 Если  при  окончательной  полировке  эти  риски  удаляются  не¬
достаточно  быстро,  то  рекомендуется  проводить  промежуточную
полировку  на  «микроклоте»  (синтетической  ткани,  в  которой  нити
искусственного  шелка  связаны  с  подкладкой  из  хлопчатобумаж¬
ной  саржи)  с  алмазной  пастой  1  мкм.  На  микрофотографиях  111/5
и  8  показаны  риски  на  шлифе  той  же  стали  после  этой  промежу¬
точной  операции.
 Окончательную  полировку  выполняют  на  «микроклоте»  или
на  другой  ворсистой  ткани  с  суспензией  у-окиси  алюминия  в  ди¬
стиллированной  воде  (ф.  111/6  и  9).
 Все  эти  рекомендации  сведены  в  табл.  2,  наряду  с  приближен¬
ными  оценками  затрат  времени  на  каждую  операцию,  а  также
количества  удаленного  материала.
 ТАБЛИЦА  2.  ЗАТРАТЫ  ВРЕМЕНИ  И  КОЛИЧЕСТВО
УДАЛЕННОГО  МАТЕРИАЛА  ПРИ  РАЗЛИЧНЫХ  ОПЕРАЦИЯХ
ПОЛИРОВКИ
 Ста¬
 дия
 Абразив
 Размер  зерен.
мкм
 Охлаждающая
 среда
 Время,  мин
 Толщина  удален¬
ного  слоя,  мкм
 1
 SiC  (240)
 50
 Проточная  вода
 3-5
 30—80
 2
 SiC  (320)
 35
 »  »
 1-3
 8
 3
 SiC  (400)
 26
 »  »
 1—3
 5
 4
 SiC  (600)
 17
 »  »
 1-3
 3
 5
 Алмаз
 6
 Специальное  мас¬
ло
 1—3
 3
 6
 Алмаз
 1
 То  же
 3—7
 —
 7
 Окись  алю¬
миния
 0.1
 Дистиллирован¬
ная  вода
 3—7
 —
 Диски  диаметром  200  мм,  используемые  на  первых  стадиях,
должны  вращаться  со  скоростью  ~150  об/мин.  При  более  высоких
скоростях  вода  слишком  быстро  стекаете  круга.  Скорость  враще¬
ния  полировальных  кругов  должна  быть  примерно  240  об/мин.
Диаметр  кругов  для  полировки  окисью  алюминия  равен  200  мм,
а  диаметр  дисков  для  пропитанных  алмазом  полировальных  кру¬
гов  обычно  составляет  только  150  мм.  Это  диктуется  соображе¬
ниями  экономии.
 Металлограф,  обладающий  опытом  применения  свинцовых,
парафиновых  или  восковых  кругов,  будет  применять  их  на  ста¬
диях  4  и  5  (см.  табл.  2).
 27

3. 	электролитическая  полировка
 Целью  электролитической  полировки  является  получение
пригодного  для  металлографического  исследования  плоского
зеркального  шлифа  без  рисок  путем  анодного  растворения  ме¬
талла  в  электролите.  Правильно  подобранными  составом  электро¬
лита,  температурой  ванны,  разностью  потенциалов  между  элек¬
тродами,  плотностью  тока  и  продолжительностью  полировки
можно  отрегулировать  процесс  таким  образом,  что  выступы  на
поверхности  образца  будут  растворяться  быстрее.
 Для  большинства  металлов  качество  электролитической  по¬
лировки  поверхности  очень  высоко,  по  крайней  мере  равно¬
ценно  качеству  весьма  тщательной  механической  полировки.
Более  того,  при  правильном  соблюдении  режима  полировки,  вы¬
бранного  для  данного  металла,  результаты  процесса  не  зависят
от  оператора.  При  механической  полировке  очень  многое  зависит
от  искусства  человека,  выполняющего  работу.  Электролитический
процесс  также  значительно  экономит  время,  особенно  когда  необ¬
ходимо  полировать  много  образцов  одного  и  того  же  материала.
При  электролитической  полировке  не  получаются  риски  и  металл
не  наклепывается,  в  то  время  как  даже  после  тщательной  меха¬
нической  полировки  эти  дефекты  имеют  место.  Следовательно,
этот  процесс  можно  применять  для  определения  действительной
микроструктуры  образца  и  для  контроля  качества  механической
полировки.  Поскольку  электролитически  полированные  образцы
свободны  от  наклепа,  они  являются  идеальными  для  измерений
твердости  и  для  рентгеноструктурного  исследования.  И,  наконец,
часто  в  процессе  электролитической  полировки  оказывается  воз¬
можным  переход  к  травлению;  для  этого  требуется  уменьшить
напряжение  ванны  приблизительно  до  одной  десятой  той  его  ве¬
личины,  при  которой  производилась  полировка.1  Таким  образом,
метод  особенно  подходит  для  полировки  мягких  металлов,  кото¬
рые  плохо  поддаются  механической  обработке,  и  для  приготовле¬
ния  образцов,  используемых  в  электролитическом  исследовании,
поскольку  наличие  чистых,  неискаженных  поверхностей  объекта
обеспечивает  получение  высокого  разрешения.
 Тем  не  менее,  электролитическая  полировка  имеет  некоторые
недостатки,  которые  в  ряде  случаев  делают  ее  применение  нежела¬
тельным  или  могут  быть  источником  ошибок  при  интерпретиро¬
вании  результатов.  Электролитически  полированные  образцы
оказываются  слегка  волнистыми,  что  затрудняет  микроскопиче¬
ское  исследование  при  некоторых  увеличениях.  Краевые  эффекты
затрудняют  применение  электролитической  полировки  для  очень
маленьких  поверхностей.  При  электролитической  полировке
происходит  преимущественное  растворение  металла  вокруг  пу¬
стот  и  неметаллических  включений  и  тем  самым  увеличивается  их
размер.  Иногда  электролитически  полированные  поверхности
оказываются  пассивированными,  и  их  трудно  травить.
 Методика
 Для  электролитической  полировки  металлических  образцов
необходимо  иметь  соответствующий  электролит,  электролитиче¬
скую  ячейку  и  регулируемый  источник  тока.  Существует  много
разнообразных  конструкций  электролитических  ячеек,  одна  из
которых  показана  на  рис.  31.  Ячейка  состоит  из  следующих  ча¬
стей:
 1) 	сосуда  для  электролита,  обычно  изготовленного  из  стекла,
так  как  этот  материал  имеет  высокую  коррозионную  стойкость  и
является  диэлектриком;
 2) 	двух  электродов:  катода,  изготавливаемого,  как  правило,
из  нержавеющей  стали,  и  переносного  анода,  состоящего  из  за¬
жима  или  магнита,  который  удерживает  образец  и  позволяет
погружать  его  в  ванну  и  быстро  вынимать  2;
 3) 	устройства  для  перемешивания  ванны  3;
 4) 	системы  охлаждения  (при  необходимости).
 Электролитическая  полировка  относительно  больших  по¬
верхностей  осложняется  тем,  что  при  достаточно  больших  плот¬
ностях  тока  трудно  обеспечить  охлаждение  образца  и  ванны.
Чтобы  предотвратить  нагрев,  надо  увеличить  объем  ванны  элек¬
тролита  либо  предусмотреть  дополнительную  систему  охлажде-
 1  Однако  такой  метод  не  дает  воспроизводимых  результатов  и  не
рекомендуется  для  препарирования  объектов  электронномикроскопи¬
ческого  исследования.
 * 	Некоторые  электролиты  являются  весьма  активными  травящими
реактивами,  в  этом  случае  необходимо  обеспечить  возможность  быст¬
рого  извлечения  образцов.
 * 	В  ряде  случае  перемешивание  ванны  является  решающим  фак¬
тором,  от  которого  зависит  успех  электролитической  полировки.  Пере¬
мешивание  не  должно  быть  слишком  энергичным,  чтобы  не  препятство¬
вать  образованию  полирующего  слоя,  но  в  то  же  время  его  скорость
должна  быть  такой,  чтобы  указанный  слой  имел  равномерную  толщину.
Оптимальный  режим  перемешивания  определяется  экспериментально
для  каждого  частного  случая.
 28
 ния.  В  общем  случае  электролитической  полировке  следует  под¬
вергать  поверхности  не  больше  1—3  смй.
 Если  решающим  фактором,  обеспечивающим  качество  поли¬
ровки,  является  плотность  тока,  то  заранее  ограничивают  поли¬
руемый  участок  образца;  с  этой  целью  используют  маски  или  на¬
носят  на  остальную  поверхность  защитное  покрытие,  краску  или
заклеивают  ее  липким  пластырем.
 Электрическое  питание  к  ванне  поступает  от  батарей  или  от
источников  выпрямленного  тока.  Если  требуется  высокое  напря¬
жение  (выше  150  в),  следует  предотвратить  опасность  электриче¬
ских  разрядов.  При  использовании  источников  постоянного  тока
напряжение  и  ток  полировки  регулируются  реостатом.  При  нали¬
чии  переменного  тока  питание  электролитической  ванны  обеспе¬
чивает  выпрямитель,  присоединенный  к  выходу  автотрансформа¬
тора.  Однако  из-за  колебаний  выходного  тока  оказывается  невоз¬
можным  его  использование  для  некоторых  операций  полировки,
особенно  в  тех  случаях,  когда  необходим  строго  постоянный
ионизирующий  потенциал.  При  низкой  мощности  сглаживание
индуктивности  обеспечивают  с  помощью  нескольких  катушек  и
конденсаторов.
 При  выборе  или  составлении  электролита  для  полировки
нового  сплава  или  при  корректировании  его  состава  для  извест¬
ных  режимов  полировки  следует  руководствоваться  следующими
основными  принципами.  Электролит  должен  обладать  минималь¬
ной  вязкостью,  так  как  вязкость  определяет  качество  полирую¬
щего  слоя,  который  образуется  на  поверхности  образца.  Электро¬
лит  должен  хорошо  растворять  материал  анода  при  используемом
режиме  электролиза  —  нерастворимые  продукты,  осаждаясь  на
поверхности  образца,  мешают  полировке.  Желательно,  чтобы  не
происходило  растворение  образца  в  электролите  при  отсутствии
тока;  к  сожалению,  это  не  всегда  возможно.  Следует  выбирать
электролит,  работающий  при  комнатной  температуре  и  мало  под¬
верженный  влиянию  колебаний  температуры,  так  как  во  время
полировки  трудно  выдерживать  заданную  температуру  электро¬
лита.  Наконец,  электролит  должен  быть  легко  приготовляемым,
стабильным  и  безопасным  в  обращении.  Обычные  электролиты
содержат  один  или  несколько  ионов  большого  радиуса,  например
(Р04)э~,  (СЮ4)~,  (S04)a~,  а  также  органические  молекулы  с  боль¬
шой  молекулярной  массой.
 В  табл.  3  перечислены  характерные  дефекты  электролити¬
ческой  полировки  и  способы  их  устранения.  Составы  электроли¬
тов  и  методика  полировки  чугунов,  железа  и  сталей  приведены
в  табл.  4,  а  в  табл.  5  электролиты  сгруппированы  в  соответствии
с  их  пригодностью  для  полировки  железа  и  его  сплавов.
 Степень  подготовки  образцов  до  электролитической  поли¬
ровки  зависит  от  их  природы  и  требуемых  результатов.  Часто
бывает  достаточно  провести  шлифовку  на  наждачной  бумаге  №  0,
но  иногда  необходимо  прибегать  к  более  тонкой  механической
полировке.
 Если  для  облегчения  предварительной  механической  поли¬
ровки  образцы  залиты  в  пластмассу,  то  электрический  контакт
при  электролитической  полировке  обеспечивают  с  помощью  винта,
проходящего  через  обойму  образца.  В  этом  случае  необходимо
учитывать  возможность  реакции,  иногда  очень  сильной,  между
пластмассой  и  некоторыми  электролитами.  Не  рекомендуется  за¬
ливать  образцы  другими  металлами,  так  как  они,  находясь  в  кон¬
такте  с  электролитом,  могут  повлиять  на  полировку.  Кроме  того,
между  некоторыми  легкоплавкими  сплавами,  содержащими  вис¬
мут,  и  электролитами,  содержащими  окисляющие  вещества,  мо¬
гут  протекать  чрезвычайно  опасные  реакции.
 В  установки  для  электролитической  полировки  целесооб¬
разно  ввести  вспомогательное  оборудование,  например,  приборы
для  измерения  и  регулирования  времени  полировки,  приспособ¬
ление  для  удаления  газов,  образующихся  во  время  работы,  удоб-

ТАБЛИЦА  3.  ДЕФЕКТЫ  ЭЛЕКТРОЛИТИЧЕСКОЙ  ПОЛИРОЬКИ  И  СПОСОБЫ  ИХ  УСТРАНЕНИЯ1
 Дефект
 Возможная  причина
 Способы  устранения
 Сильное  разъедание  центра  образца
 В  центре  образца  не  образуется  полирую¬
щий  слой
 1. 	Повысить  напряжение
 2. 	Уменьшить  интенсивность  перемешивания
 3. 	Применить  более  вязкий  электролит
 Питтинг  и  разъедание  краев  образца
 Полирующий  слой  очень  вязкий  или  очень
тонкий
 1. 	Уменьшить  напряжение
 2. 	Увеличить  интенсивность  перемешивания
 3. 	Применить  менее  вязкий  электролит
 Осадки  на  поверхности
 Осаждение  на  аноде  нерастворимых  про¬
дуктов
 1. 	Выбрать  другой  электролит
 2. 	Повысить  температуру
 3. 	Повысить  напряжение
 Грубая  или  матовая  поверхность
 Полирующий  слой  не  обеспечивает  нор¬
мальных  условий  полировки
 1. 	Повысить  напряжение
 2. 	Применить  более  вязкий  электролит
 Волнистость  или  риски  на  полиро¬
ванной  поверхности
 1. 	Недостаточная  продолжительность  по¬
лировки
 2. 	Интенсивность  перемешивания  слишком
высока  или  слишком  низка
 3. 	Плохая  подготовка  поверхности
 4. 	Слишком  большая  продолжительность
полировки
 1. 	Увеличить  или  уменьшить  интенсивность
перемешивания
 2. 	Улучшить  подготовку  поверхности
 3. 	Повысить  напряжение,  уменьшив  продолжи¬
тельность  полировки
 Пятна  на  полированной  поверхности
 Травление  после  отключения  тока
 1. 	Извлекать  образец  немедленно  после  отклю¬
чения  тока
 2. 	Выбрать  менее  активный  электролит
 Неотполированные  места
 Газовые  пузырьки
 Увеличить  интенсивность  перемешивания
 Образование  рельефа  от  различных
фаз
 Полирующий  слой  не  обеспечивает  нор¬
мальных  условий  полировки
 1. 	Повысить  напряжение
 2. 	Улучшить  подготовку  поверхности
 3. 	Уменьшить  продолжительность  полировки
 Питтинг
 1. 	Очень  большая  продолжительность  по¬
лировки
 2. 	Напряжение  очень  велико
 1. 	Улучшить  подготовку  поверхности
 2. 	Понизить  напряжение
 3. 	Уменьшить  продолжительность  полировки
 4. 	Испробовать  различные  электролиты
 '  По  данным  Американского  общества  испытания  материалов  (ASTM).
 29

ТАБЛИЦА  4.  ОСНОВНЫЕ  ЭЛЕКТРОЛИТЫ  ДЛЯ  ПОЛИТИКИ
 Класс
 Применение
 Состав
 Напря¬
жение,  в
 Продол¬
житель¬
ность  по¬
лировки
 Примечания
 Группа  I.  Хлорная  кислота  и  спирт  с  органическими  добавками  и  без  них
 ы
 Углеродистые,  легированные
и  нержавеющие  стали
 Этиловый  спирт  (95%)  800  мл
 Дистилированная  вода  140  мл
Хлорная  кислота  (60%)  60  мл
 35-85
 15—
60  сек
 1-2
 Нержавеющие  стали
 Этиловый  спирт  (95%)  800  мл
Хлорная  кислота  (60%)  200  мл
 35—80
 15—
60  сек
 —
 1-3
 То  же
 Этиловый  спирт  (95%)  940  мл
Хлорная  кислота  (65%)  60  мл
 35-45
 15—
60  сек
 —
 1-4
 Стали,  чугуны
 Этиловый  спирт  (95%)  700  мл
2-бутоксиэтанол  100  мл
Хлорная  кислота  (30%)  200  мл
 30-65
 15—
60  сек
 Один  из  лучших  электролитов,  на¬
шедших  широкое  применение
 1-5
 Железо,  а  также  нержавею¬
щие,  легированные  и  быстро¬
режущие  стали
 Этиловый  спирт  (95%)  700  мл
 Глицерин  100  мл
 Хлорная  кислота  (30%)  200  мл
 15—50
 15—
60  сек
 Широкоприменяемый  электролит,
работает  аналогично  1-4
 1-6
 Жел  е:ю  крем  и  истые  сила  вы
 Этиловый  спирт  (95%)  760  мл
Этиловый  эфир  190  мл
Хлорная  кислота  (30%)  50  мл
 35—60
 15—
60  сек
 —
 1-7
 То  же
 Метиловый  спирт  (чистый)  840  мл
 Глицерин  125  мл
 Хлорная  кислота  (65%)  35  мл
 50—100
 5—60  сек
 —
 Группа  II.  Электролиты,  состоящие  из  хлорной  и  ледяной  уксусной  кислоты  в  различных  соотношениях
 II-1
 Нелегированное  железо,  а
также  углеродистые,  легиро¬
ванные  и  нержавеющие  стали
 Уксусная  кислота  (ледяная)
940  мл
 Хлорная  кислота  (60%)  60  мл
 20—60
 1—
 5  мин
 Часто  применяемый  электролит
 11-2
 Углеродистые  и  легированные
стали
 Уксусная  кислота  (ледяная)
900  мл
 Хлорная  кислота  (60%)  100  мл
 12—70
 0,5—
2  мин
 —
 Н-З
 То  же
 Уксусная  кислота  (ледяная)
800  мл
 Хлорная  кислота  (60%)  200  мл
 40—100
 1—
 15  мин
 —
 II-4
 Железоникелевые  сплавы
 Уксусная  кислота  (ледяная)
700  мл
 Хлорная  кислота  (60%)  300  мл
 40—100
 1—
 5  мин
 —
 II-5
 Железокремнистые  сплавы  с
3%  Si
 Уксусная  кислота  (ледяная)
650  мл
 Хлорная  кислота  (60%)  350  мл
 —
 5  мин
 Плотность  тока  0,06  а!см2
 Группа  III.  Ортофосфорная  кислота,  растворенная  в  воде  или  органическом  растворителе
 ИМ
 Нержавеющие  стали  и  желе¬
зомедистые  сплавы
 Вода  300  мл
 Ортофосфорная  кислота  (85%)
700  мл
 1,5-1,8
 5-
 15  мин
 Медный  катод
 II1-2
 Железомедистые  сплавы
 Вода  600  мл
 Ортофосфорная  кислота  (85%)
400  мл
 1—2
 1  —
 15  мин
 Катод  из  меди  или  нержавеющей
стали
 Ш-З
 Стали
 Моноэтиловый  эфир  диэтиленгли¬
коля  500  мл
 Ортофосфорная  кислота  (85%)
500  мл
 5-20
 5-
 15  мин
 Температура  ванны  50°  С
 30

Продолжение  табл.  4
 Класс
 Применение
 Состав
 Напря¬
жение,  в
 Продол¬
житель¬
ность  по¬
лировки
 Примечания
 Ш-4
 Нержавеющие  стали
 Этиловый  спирт  (чистый)  ДО  1  Л
Ортофосфорная  кислота  400  мл
 10  мин
 Пригоден  для  всех  жаростойких
аустенитных  сталей;  применять
при  температуре  выше  38°  С
 Группа  IV.  Серная  кислота,  растворенная  в  воде  или  органическом  растворителе
 IV-1
 Нержавеющие  стали
 Вода  250  мл
Серная  кислота  750  мл
 1,5—6
 1  —
 2  мин
 —
 IV-2
 Нержавеющие  стали  и  неле¬
гированное  железо
 Вода  400  мл
 Серная  кислота  600  мл
 1,5-6
 2—
 6  мин
 —
 IV-3
 То  же
 Вода  750  мл
Серная  кислота  250  мл
 1,5-6
 2—
 10  мин
 —
 IV-4
 Нержавеющие  стали
 Вода  70  мл
Глицерин  200  мл
Серная  кислота  720  мл
 1,5—6
 0,5—
5  мин
 —
 IV-5
 То  же
 Вода  220  мл
Глицерин  200  мл
Серная  кислота  580  мл
 1,5-12
 1  —
 20  мин
 —
 Группа  V.  Водный  раствор  хромовой  кислоты
 V-1
 Нержавеющие  стали
 Вода  830  мл
 1,5—9
 2—

 Хромовая  кислота  620  мл
 10  мин
 Группа  VI.  Смеси  кислот,  растворенные  в  воде  или  органическом  растворителе
 VI-1
 Нержавеющие  стали
 Ортофосфорная  кислота  (85%)
600  мл
 Серная  кислота  550  мл
 —
 —
 —
 VI-2
 То  же
 Вода  150  мл
 Ортофосфорная  кислота  (85%)
300  мл
 Серная  кислота  550  мл
 —
 2  мин
 Плотность  тока  0,3  а!см2
 VI-3
 Нержавеющие  и  легирован¬
ные  стали
 Вода  240  мл
 Ортофосфорная  кислота  (85%)
420  мл
 Серная  кислота  340  мл
 2—
 10  мин
 Плотность  тока  0,1-0,2  а!см2
 VI-4
 Нержавеющие  стали
 Вода  330  мл
 Ортофосфорная  кислота  550  мл
Серная  кислота  120  мл
 —
 1  мин
 Плотность  тока  0,05  alсм2
 VI-5
 Стали
 Вода  140  мл
Глицерин  100  мл
Ортофосфорная  кислота  (85%)
 Серная  кислота  330  мл
 1  —
 5  мин
 Плотность  тока  1—5  а!см2,  темпе¬
ратура  выше  38°  С  (311°  К)
 VI-6
 Нержавеющие  стали
 Вода  200  мл
Глицерин  590  мл
Ортофосфорная  кислота  (85%)
100  мл
 Серная  кислота  110  мл
 5  мин
 Плотность  тока  1  а!см1,  темпера¬
тура  от  25  до  50°  С  (от  298  до
323°  К)
 VI-7
 То  же
 Вода  260  мл
 Хромовая  кислота  175  мл
Ортофосфорная  кислота  (85%)
175  мл
 Серная  кислота  580  мл
 30  мин
 Плотность  тока  0,6  а!см2,  темпе¬
ратура  от  25  до  50°  С  (от  298  до
323°  К)
 31

Продолжение  табл.  4
 Класс
 Применение
 Состав
 Напря¬
жение,  в
 Продол¬
житель¬
ность  по¬
лировки
 Примечания
 VI-8
 Нержавеющие  стали
 Вода  175  мл
 Хромовая  кислота  105  мл
Ортофосфорная  кислота  (85%)
460  мл
 Серная  кислота  390  мл
 60  MUH
 Плотность  тока  0,5  а!см2,  темпе¬
ратура  от  25  до  50°  С  (от  298  до
 323°  К)
 VI-9
 Нержавеющие  и  легирован¬
ные  стали
 Вода  240  мл
 Хромовая  кислота  80  мл
Ортофосфорная  кислота  (85%)
650  мл
 Серная  кислота  130  мл
 5-
 60  мин
 Плотность  тока  0,5—1  а!см2,  тем¬
пература  от  38  до  55°  С  (от  311  до
328°  К)
 VI-10
 Нержавеющие  стали
 Вода  210  мл
 Фтористоводородная  кислота
180  мл
 Серная  кислота  610  мл
 5  мин
 Плотность  тока  0,5  а!см2,  темпе¬
ратура  от  20  до  50°  С  (от  293  до
323°  К)
 VI-11
 То  же
 Перекись  водорода  (30%)  260  мл
(опасно)
 Фтористоводородная  кислота
240  мл
 Серная  кислота  500  мл
 5  мин
 Плотность  тока  0,5  а!см2  (опасно)
 VI-12
 То  же
 Вода  520  мл
 Фтористоводородная  кислота
80  мл
 Серная  кислота  400  мл
 0,5—
4  мин
 Плотность  тока  0,08—0,3  а!см2
 VI-3
 То  же
 Вода  600  мл
 Хромовая  кислота  180  мл
Азотная  кислота  60  мл
Фтористоводородная  кислота  3  мл
Серная  кислота  240  мл
 —
 Группа  VII.  Смесь  метилового  спирта  и  азотной  кислоты
 VII-1
 Нержавеющие  стали
 Метиловый  спирт  (чистый)  660  мл
 40—70
 10—
 Очень  широко  используется,  но
 Азотная  кислота  330  мл
 60  сек
 весьма  опасна
 Группа  VIII.  Хлорная  кислота  и  уксусный  ангидрид
 VIII-1
 Аустенитные  нержавеющие
стали
 Уксусный  ангидрид  660  мл
Хлорная  кислота  330  мл
 50
 4—
 5  мин
 Плотность  тока  около  0,06  а!см2\
температура  не  выше  24°  С  (297°  К)
опасно
 VIII-2
 Углеродистые  и  низколегиро¬
ванные  стали  и  нелегирован¬
ное  железо
 Уксусный  ангидрид  765  мл
Хлорная  кислота  185  мл
Дистиллированная  вода  50  мл
 50—60
 0,5—
2  мин
 Плотность  тока  около  1,5—
2,5  а/см2\  температура  не  выше
24°  С  (297°  К).  До  употребления
дать  отстояться  в  течение  24  ч;
опасно
 Примечания:  1.  Смеси  должны  приготовляться  в  том  порядке,  в  котором  реактивы  данного  состава  перечисляются  в  таблице.  2.  За  исклю¬
чением  особо  оговоренпых  случаев  рабочая  температура  электролитических  ванн  составляет  18—28°  С,  а  катод  изготовляется  из  нержавеющей  стали
 ТАБЛИЦА  5.  ЭЛЕКТРОЛИТЫ  ДЛЯ  ПОЛИРОВКИ  ЖЕЛЕЗА  И  ЕГО  СПЛАВОВ
 Материалы
 Элек  гролиты
 Нелегированное  железо
 1-5,  II-I,  IV-2,  IV-3,  VII1-2
 Углеродистые  и  легированные  стали
 1-1,  1-2,  1-4,  1-5,  11-1,  II-2,  И-З,  11-5,  Ш-З,  VI-3,  VI-9,  VII1-2
 Аустенитные,  нержавеющие  и  специальные  стали
 1-1,  1-2,  1-3,  1-4,  1-5,  II-1,  11-2,  П-З,  ПЫ,  Ш-З,  ИМ,
IV-2,  IV-3,  IV-4,  IV-5,  V-l,  VI-1,  Vl-2,  VI-3,  VI-4,  VI-5,
VI-7,  VI-8,  VI-9,  VI-10,  VI-11,'  VI-12,  VI-13,  VII-1,  VIII-1
 IV-1,
VI-6,
 Железокремнистые  сплавы
 1-5,  1-6,  1-7,  II-5,  Ш-2
 Железомедистые  сплавы
 III-1,  Ш-2
 Железо  никелевые  сплавы
 1-5,  II-I,  11-2,  II-4,  IV-3,  VII-1
 Чугуны
 1-4,  II-1
 32

ную  систему  для  замены  электролита  и  для  мойки  и  сушки  ячейки
или  передвижное  устройство  для  полировки  части  поверхности
массивного  образца.
 Рекомендуется  также  изолировать  ячейку  от  контрольных
приборов,  чтобы  защитить  последние  от  коррозионного  действия
паров  и  растворов.  Все  детали  прибора,  находящиеся  в  контакте
с  электролитом,  должны  быть  изготовлены  из  материалов  с  высо¬
кой  коррозионной  стойкостью  (нержавеющей  стали,  фторопла¬
ста  и  др.).
 Некоторые  из  электролитов,  приведенных  в  табл.  5,  особенно
смесь  хлорной  кислоты  и  уксусного  ангидрида,  взрывоопасны,  и
обращаться  с  ними  надо  осторожно.
 Также  опасны  растворы  органических  соединений,  которые
окисляются  в  присутствии  сильно  окисляющих  веществ.  После
употребления  электролиты  часто  оказываются  сильно  насыщен¬
ными  ионами  полируемого  металла.  Эти  ионы  ускоряют  разложе¬
ние  электролита  и,  кроме  того,  часто  мешают  повторению  поли¬
ровки.  Поэтому  электролиты  не  следует  хранить  слишком  долго.
 Для  приготовления  электролитов  следует  использовать  чи¬
стую  стеклянную  посуду;  необходимо  исключить  все  контакты  их
с  инородными  телами  (главным  образом  с  органикой).
 Группа  I.  Электролиты,  состоящие  из  хлорной  кислоты  и
спирта  с  органическими  добавками  или  без  них.  Эти  электролиты
совершенно  безопасны,  если  точно  выполнять  следующие  правила:
 1. 	Готовить  растворы  в  малых  количествах  и  хранить  их
в  тщательно  закупоренных  коричневых  бутылках,  емкость  кото¬
рых  должна  точно  соответствовать  количеству  приготовленного
электролита.
 2. 	Испарившийся  растворитель  немедленно  заменять  но¬
вым  —  бутылку  наполнять  до  первоначального  уровня.
 3. 	Использованные  или  истощенные  растворы  систематиче¬
ски  выливать.
 4. 	При  составлении  электролита  нельзя  допускать  отклоне¬
ний  в  составе  и  в  способе  приготовления.
 5. 	Хранить  электролиты  в  местах,  достаточно  удаленных
от  источников  тепла  и  пламени  или  света.
 Группа  II.  Электролиты,  состоящие  из  хлорной  кислоты
и  ледяной  уксусной  кислоты  в  различных  соотношениях.  При
смешивании  хлорной  кислоты  с  ледяной  уксусной  кислотой  про¬
текает  слабая  экзотермическая  реакция,  поэтому  хлорную  кис¬
лоту  следует  добавлять  к  ледяной  уксусной  кислоте  при  переме¬
шивании.  Необходимо  следить  за  тем,  чтобы  температура  не  пре¬
вышала  30°  С  (303°  К).  Эти  смеси  легко  воспламеняются  и  по¬
этому  их  необходимо  держать  вдали  от  пламени,  учитывая  при
этом,  что  уксусная  кислота  может  испаряться.  Пластические  ма¬
териалы  при  контакте  с  этими  электролитами  портятся.
 Группа  III.  Электролиты,  состоящие  из  ортофосфорной
кислоты,  растворенной  в  воде  или  органическом  растворителе.
Эти  растворы  легко  приготовить.  С  ними  можно  обращаться  как
с  минеральными  кислотами;  однако  кислоту  необходимо  вливать
в  воду  или  раствор  небольшими  дозами  и  при  перемешивании,
чтобы  избежать  образования  густого  слоя  кислоты  на  дне  сосуда.
При  смешении  безводных  фосфорных  кислот  с  водой  может  про¬
текать  бурная  реакция.
 Группа  IV.  Электролиты,  состоящие  из  серной  кислоты,
растворенной  в  воде  или  органическом  растворителе.  Часто  бы¬
вает  трудно  растворить  серную  кислоту  в  воде  из-за  сильной  экзо-
термичности  реакции.  Эти  растворы  весьма  гигроскопичны.  Ки¬
слоту  следует  добавлять  постепенно,  непрерывно  перемешивая
раствор.  Разбавленные  растворы  серной  кислоты  вызывают  ожоги
кожи  и  разъедают  одежду.  Они  также  сильно  разъедают  большин¬
ство  пластмасс.  Смеси  серной  кислоты  с  органическими  кисло¬
тами  относятся  к  числу  широко  применяемых  электролитов.
 Группа  V.  Электролиты,  состоящие  из  водного  раствора
хромовой  кислоты.  При  опускании  кристаллов  хромовой  кислоты
в  воду  выделяется  некоторое  количество  тепла.  Хромовая  кислота
является  активным  окислителем  и  в  некоторых  случаях  может
выделить  большое  количество  свободного  кислорода.  Смешивать
хромовую  кислоту  с  большинством  органических  жидкостей  не
безопасно;  однако,  ее  можно  смешивать  с  насыщенными  органи¬
ческими  кислотами.  Растворы  хромовой  кислоты  нельзя  приме¬
нять  в  контакте  с  пластмассами,  которые  разрушаются  под  ее
воздействием.  Кислота  не  должна  попадать  на  кожу,  так  как  при
неоднократном  соприкосновании  с  хромовой  кислотой  или  рас¬
творами  ее  солей  могут  образоваться  долго  не  заживающие  язвы,
которые  трудно  излечиваются.
 Группа  VI.  Смеси  кислот  в  воде  или  органических  рас¬
творителях.  Эти  растворы  совершенно  безопасны  при  правильном
приготовлении.  Добавлять  кислоту  в  раствор  следует  медленно,
непрерывно  перемешивая  ванну.  Серную  кислоту  всегда  добав¬
ляют  в  последнюю  очередь,и  это  делается  с  особой  осторожностью.
При  работе  с  плавиковой  кислотой  или  ее  солями  необходимо
 5  Металлография  железа,  том  I
 применять  сосуды  из  полиэтилена  или  других  материалов,  кото¬
рые  не  разъедаются  фтористыми  соединениями.  Электролит  не
должен  попадать  на  кожу,  так  как  он  дает  сильные  ожоги.
 Г  руппа  VII.  Смеси  метилового  спирта  и  азотной  кислоты.
Добавление  азотной  кислоты  к  метиловому  спирту  совершенно
безопасно  при  условии,  что  ванна  при  этом  тщательно  перемеши¬
вается;  при  работе  с  более  тяжелыми  спиртами  процесс  смешения
становится  опасным,  за  исключением  тех  случаев,  когда  приме¬
няются  разбавленные  спиртовые  растворы.  При  использовании
чистых  веществ  смесь  азотной  кислоты  с  метиловым  спиртом  яв¬
ляется  стойкой,  она  теряет  это  свойство  при  нагреве  и  длительном
хранении.  Растворы  нельзя  хранить  в  закрытых  сосудах,  во  избе¬
жание  образования  нитросоединений,  азидов  или  солей  гремучей
кислоты,  которые  чрезвычайно  нестабильны.  Спонтанный  распад
смеси  катализируется  примесями  и  нагревом.
 Группа  VIII.  Электролиты,  состоящие  из  хлорной  кис¬
лоты  и  уксусного  ангидрида.  Внимание  читателей  уже  было  обра¬
щено  на  опасность  работы  с  этими  смесями  (см.  с.  32)  —  они  мо¬
гут  вызвать  взрывные  реакции.  Как  при  приготовлении,  так  и
при  работе  этих  растворов  следует  соблюдать  особую  осторож¬
ность.
 Разработка  новых  электролитов
 Если  для  препарируемого  сплава  неизвестны  электролит
и  режимы  электролитической  полировки,  то  для  их  выбора  по¬
лезно  знать  некоторые  основные  принципы  электрохимии.
Прежде  всего  целесообразно  выяснить  расположение  компонен¬
тов  сплава  в  периодической  системе.  Если  известна  диаграмма
состояния  сплава,  то  можно  получить  некоторую  информацию  о
возможном  числе  фаз  и  их  свойствах.  Однофазные  сплавы  обычно
 полируются  легко,  тогда  как  многофазные  сплавы  полировать
трудно  или  невозможно.  Иногда  даже  небольшие  добавки  эле¬
мента  могут  заметно  изменить  склонность  металла  к  полировке
в  данном  электролите.
 Для  выяснения  возможности  и  условий  полировки  металла
в  данном  электролите  часто  прибегают  к  построению  графика
зависимости  тока  от  напряжения,  характерные  формы  этих  кри¬
вых  показаны  на  рис.  32  и  33.
 Кривая  на  рис.  32  является  типичной  для  электролитов,  ко¬
торые  полируют  данный  металл  в  очень  ограниченном  интервале
значений  напряжения  и  плотности  тока  или  не  полируют  его  сов¬
сем.  Кривая  на  рис.  33  характерна  для  электролитов,  которые
образуют  ионную  пленку.  Полировка  будет  осуществляться  в  ин¬
тервале  напряжений  ВС.  Обычно  бывает  выгодно  несколько  пре¬
вышать  напряжение,  соответствующее  точке  С.
 После  того,  как  определено  напряжение  полировки,  экспери¬
ментально  устанавливают  другие  факторы  (способ  подготовки
образца,  перемешивание  ванны,  продолжительность  полировки
и  др.).
 Глава  11
 МЕТАЛЛОГРАФИЧЕСКОЕ  ТРАВЛЕНИЕ
 1. 	ПРИНЦИПЫ
 МЕТАЛЛОГРАФИЧЕСКОГО  ТРАВЛЕНИЯ
 Травление  полированных  металлических  поверхностей  хи¬
мическими  реактивами  является  средством  дифференциации
структурных  составляющих,  так  как  непосредственно  после  по¬
лировки  большинство  фаз,  за  исключением  неметаллических
включений,  которые  могут  быть  отождествлены  благодаря  их
характерным  цветам,  заметно  не  различается.  Травление  может
осуществляться  также  с  помощью  нагрева  (термическое  травле¬
ние)  или  при  пропускании  электрического  тока  через  раствор
(электролитическое  травление).  Дифференциация  составляющих,
производимая  травлением,  может  быть  либо  результатом  неодина¬
ковой  скорости  растворения  фаз,  создающей  рельеф,  либо  резуль¬
татом  образования  тонкой,  прозрачной,  плотно  прилегающей
 33

пленки,  участки  которой,  соответствующие  различным  составля¬
ющим  или  различным  зернам,  по-разному  окрашены  (цветное
травление).
 На  практике  существуют  три  способа  травления  полирован¬
ных  поверхностей:  I)  образец  погружают  в  горячий  или  холодный
травитель;  2)  поверхность  протирают  тампоном,  смоченным  реак¬
тивом;  3)  производят  анодное  растворение  образца  в  течение  опре¬
деленного  времени.  Затем  образец  промывают  в  воде  или  в  спирте
и  быстро  высушивают  его  сжатым  или  подогретым  воздухом.
Лучше  всего  промывать  образец  последовательно  в  нескольких
последовательных  ваннах.  Первая  содержит  50%  ацетона,  50%
метилового  спирта  и  0,5%  лимонной  кислоты,  вторая  —  равные
количества  ацетона  и  метилового  спирта  и  последняя  —  хими¬
чески  чистый  бензол.  Такая  промывка  обеспечивает  получение
чистых  поверхностей,  свободных  от  продуктов  травления.
 Следует  отметить,  что  при  химическом  травлении  с  увеличе¬
нием  продолжительности  процесса,  рельеф  становится  более
резко  выраженным.  Важно,  чтобы  продолжительность  травления
была  подобрана  в  соответствии  с  концентрацией  реактива,  его
химической  активностью  и  растворимостью  металла  —  в  этом  слу¬
 чае  можно  регулировать  степень  рельефа,  обеспечивающую  хоро¬
шие  условия  наблюдения  при  заданном  увеличении.  Иногда  в  ре¬
зультате  очень  сильного  травления  появляются  ямки  травления,
которые  позволяют  определить  ориентацию  соответствующих  им
участков  кристалла.
 Когда  необходимо  выявить  весьма  мелкие  структурные  де¬
тали,  применяют  реактивы  с  очень  низким  поверхностным  натя¬
жением,  например,  растворы  эфиров  или  растворы,  содержащие
поверхностно  активные  вещества.  Химическая  промышленность
производит  смачивающие  вещества  различного  рода,  которые
могут  быть  смешаны  с  неокисляющими  кислотами  и  щелочными
или  окислительными  реактивами.  Имеется,  например,  «зефиран
хлорид»,  который  является  1  :  10  000  водным  раствором  анти¬
септического  анионного  смачивающего  вещества,  сульфо-В-нафтол
и  додекил-бензол  сульфонат  натрия.  Хлорид  цетилпиридина
является  катионным  смачивающим  веществом,  тогда  как  Игепал
Со-630  —  неионным  смачивающим  веществом.
 При  использовании  очень  активных  реактивов  коррозионное
действие  их  может  быть  смягчено  ингибиторами  поверхностного
натяжения,  например,  желатином,  глицерином  и  т.  д.
 2.  РЕАКТИВЫ  ДЛЯ  ТРАВЛЕНИЯ
 ТАБЛИЦА  6.  ТРАВИТЕЛИ  ДЛЯ  ИССЛЕДОВАНИЯ  МИКРОСТРУКТУРЫ  ЖЕЛЕЗА  И  СТАЛЕЙ
 Номер
 трави-
 теля
 Травитель  и  способ  употребления
 Применение
 Литератур¬
ные  источ¬
ники  (см.
стр.  43)
 1.1
 Нитал  1—5  мл  азотной  кислоты  (плотностью  1,4),  100  мл  эти¬
лового  (или  метилового)  спирта.  Продолжительность  травле¬
ния  от  нескольких  секунд  до  1  мин  и  еще  дольше  для  легиро¬
ванных  сталей
 Может  быть  применен  для  травления  железа,
серых  чугунов  и  низколегированных  сталей;  он
выявляет  общую  структуру  быстрорежущих
инструментальных  сталей,  а  также  структуру
и  глубину  диффузионного  слоя  азотированных
сталей.
 Интенсивность  травления  увеличивается,  а  из¬
бирательность  уменьшается  с  увеличением  со¬
держания  кислоты  в  реактиве
 [1-4]
 1.2
 0,25  мл  азотной  кислоты  (плотностью  1,4),  100  мл  этилового
спирта
 Этот  разбавленный  раствор  лучше  всего  подхо¬
дит  для  изготовления  электронномикроскопиче¬
ских  реплик
 1.3
 10  мл  азотной  кислоты  (плотностью  1,4),  100  мл  этилового
спирта
 Фаза  а"  —  тетрагональный  нитрид,  растворя¬
ющийся  в  реактивах  1.1  и  1.2,  не  растворяется
в  этом  реактиве,  поэтому  для  наблюдения  и
идентификации  его  можно  использовать  эк¬
стракционные  реплики
 1.4
 5  мл  азотной  кислоты  (плотностью  1,4),  100  мл  амилового  спир¬
та.
 Применять  в  холодном  состоянии  или  между  50  и  60°  С
 Дает  более  однородное  травление  перлитных
сталей.  Этот  реактив  также  лучше  выявляет
границы  зерен
 [1,  2.  51
 1.5
 Реактив  Курбатова:  5  мл  азотной  кислоты  (плотностью  1,4),
100  мл  глицерина
 Для  травления  закаленных  сталей;  позволяет  :
отличить  аустенит  от  мартенсита
 (2,  5J
 1.6
 а) 	1  ч.  амилового  спирта,  1  ч.  этилового  спирта,  1  ч.  метило¬
вого  спирта;
 б) 	4%-ный  раствор  азотной  кислоты  (плотностью  1,4)  в  уксус¬
ном  ангидриде.
 Перед  употреблением  смешать  а)  и  б)  в  пропорции  3  ч.  а)  и
1  ч.  б)
 Этот  реактив  пригоден  для  закаленных  сталей.
Он  окрашивает  тростит
 [2,  5]
 2.1
 Пикрал  4  г  пикриновой  кислоты,  100  мл  этилового  (или  мети¬
лового  спирта.  Продолжительность  травления  от  нескольких
секунд  до  1  мин  и  дольше;  зависит  от  типа  структуры
 Может  быть  использован  для  выявления  тонкой
структуры  железа,  стали,  чугуна  и  низколеги¬
рованных  сталей.  Получаемые  результаты
обычно  более  удовлетворительны,  чем  при  ис¬
пользовании  реактива  1.1,  особенно  когда
структура  очень  мелкозернистая  и  неотчетли¬
вая.
 Однако  этот  реактив  не  выявляет  границы  зерен
феррита  так  четко,  как  1.1.  Часто  выгодно  при¬
менять  оба  реактива  вместе
 [1,  2,  6,  71
 2.2
 2  г  пикриновой  кислоты,  100  мл  этилового  спирта
 Этот  более  разбавленный  раствор  лучше  всего
подходит  для  приготовления  реплик,  исполь¬
зуемых  в  электронном  микроскопе
 34

Продолжение  табл,  6
 Номер
 трави-
 теля
 Травитель  и  способ  употребления
 Применение
 Литератур¬
ные  источ¬
ники  (см.
стр.  43)
 2.3
 а) 	по  Шрадеру  0,3  г  пикриновой  кислоты,  0,2  мл  азотной
кислоты  (плотностью  1,4),  100  мл  этилового  спирта;
 б) 	по  Портевену  4  мл  азотной  кислоты  (плотностью  1,4),
100  мл  метилового  спирта  +1  :  10  раствор  4%-ного  пикраля
в  этиловом  спирте
 Для  выявления  мелкозернистых  структур.
Раствор  заменяет  последовательное  травление
реактивами  1.1  и  2.1.  Пригоден  для  специаль¬
ных  сталей,  когда  нельзя  применять  азотную
кислоту.  Может  быть  даже  добавлено  несколько
капель  соляной  кислоты
 [2,  3,  5]
 3.1
 3.2
 По  Шрадеру  1  г  пикриновой  кислоты,  10  мл  соляной  кислоты
(плотностью  1,19),  10  мл  азотной  кислоты  (плотностью  1,4),
80  мл  этилового  спирта
 Реактив  Вилелла:  1  г  пикриновой  кислоты,  5  мл  соляной  ки¬
слоты  (плотностью  1,19),  100  мл  этилового  (или  метилового)
спирта
 Для  выявления  размера  зерна  мартенситных
структур  (\Ь-мин  отпуск  при  230°  С  до  травле¬
ния  значительно  улучшает  контраст).  Может
травить  хромоникелевые,  железохромоникеле¬
вые  и  железохромомарганцевые  стали  различ¬
ных  типов.  Он  также  травит  границы  зерен  в
хромоникелевых  аустенитных  сталях
 [1,  2]
 3.3
 f
 /
 4  г  пикриновой  кислоты,  1  мл  соляной  кислоты  (плотностью
1,19),  100  мл  этилового  спирта
 Для  травления  высоколегированных  сталей.
Преимущественно  травит  мартенсит,  травление
перлита  ибейнита  замедленно.  Не  травит  зерна
аустенита,  но  выявляет  их  границы,  особенно
в  хромоникелевых  сталях,  содержащих  карби¬
ды  типа  Ме23Св.
 П,  3]
 4.1
 2  г  пикриновой  кислоты,  100  мл  дистиллированной  воды
Продолжительность  травления  около  10  мин;  затем  оса¬
док  тщательно  удаляют  под  водой  ватным  тампоном
 Для  выявления  отпускной  хрупкости.  Образец
стали,  в  которой  предполагается  отпускная
хрупкость,  травят  одним  из  реактивов  4.1,  4.2
или  4.3  одновременно  с  образцом  той  же  стали
в  незакаленном  состоянии.  В  закаленной  стали
под  воздействием  реактива  границы  зерен  ис¬
ходного  аустенита  чернеют,  тогда  как  в  необ¬
работанной  стали  такой  реакции  не  происхо¬
дит.  Необязательно,  чтобы  каждый  из  раство¬
ров  был  пригоден  для  всех  сталей
 (¾  8-10]
 6  г  пикриновой  кислоты,  50  мл  этилового  эфира,  50  мл  дистил¬
лированной  воды,  2мл  1-н.  раствора  зефиран  хлорида  (12,8%).
Растворить  пикриновую  кислоту  в  эфире,  добавить  водный
раствор  зефиран-хлорида,  хорошо  перемешать  и  от¬
стаивать  в  течение  24  н.  Для  травления  применять  только
чистую  часть  раствора.  Продолжительность  травления  не¬
сколько  минут;  образец  должен  быть  неподвижен.  Затем
промыть  образец  сначала  в  эфироспиртовом  растворе,  а  затем
в  воде.  Тщательно  удалить  темный  осадок
 4.3
 10  г  пикриновой  кислоты,  80  мл  ксилола,  20  мл  этилового
спирта.  Спирт  добавить  непосредственно  перед  травлением,
отфильтровать  нерастворенную  пикриновую  кислоту.  Продол¬
жительность  травления  около  30  мин.  Тщательно  стереть  тем¬
ный  осадок
 5
 Пикрал  2.1  10  ч.,  нитал  1.1  1  ч.
 Для  выявления  глубины  и  структуры  азотиро¬
ванных  слоев.  Наилучшие  результаты  полу¬
чаются  на  образцах,  отожженных  до  травления
в  свинцовой  ванне  при  ~  800°  С
 ш
 6
 30  мл  азотной  кислоты  (плотностью  1,4),  20  мл  уксусного  ан¬
гидрида.  Наносится  тампоном
 Для  травления  нержавеющих  сталей  и  сталей,
содержащих  большое  количество  никеля  или
кобальта
 П.  2,  5]
 7
 50  мл  азотной  кислоты  (плотностью  1,4),  50  мл  дистиллиро¬
ванной  воды.  Электролитическое  травлёние  при  комнатной
температуре,  катод  из  нержавеющей  стали,  напряжение  1,5  в.
Продолжительность  травления  более  2  мин
 Для  травления  аустенитных  или  ферритных  не¬
ржавеющих  сталей.  Выявляет  границы  зерен
 [11]
 8
 Реактив  Бенедикса:  5  мл  метанитробензоловой  сульфокисло¬
ты,  100  мл  этилового  спирта.  Продолжительность  травления
15  сек
 Пригоден  для  травления  закаленных  сталей.
Он  травит  мартенсит  в  большей  степени,  чем
аустенит.  Пригоден  также  для  травления  чу-
гунов
 [2,  12]
 9.1
 50  мл  соляной  кислоты  (плотностью  1,19),  50  мл  этилового
спирта
 Пригоден  для  травления  хромистых,  никеле¬
вых  и  нержавеющих  сталей.  Меньшая  скорость
травления  может  быть  достигнута  применением
менее  концентрированных  растворов  (напри¬
мер,  10—20%-ными)
 [2.  13]
 5*
 35

Продолжение  табл.  6
 Номер
трави¬
те  л  я
 Травитель  и  способ  употребления
 Применение
 Литератур¬
ные  источ¬
ники  (см.
стр.  43)
 9.2
 10  мл  соляной  кислоты  (плотностью  1,19),  90  мл  безводного
этилового  спирта.  Электролитическое  травление  в  течение
10—30  сек  при  6  в
 Для  выявления  6-феррита  и  структуры  хроми¬
стых  и  хромоникелевых  сталей
 Ш
 ЮЛ
 5  г  хлорного  железа,  50  мл  соляной  кислоты  (плотностью
1,19),  100  мл  дистиллированной  воды
 Для  выявления  структуры  аустенитных  нике¬
левых  и  нержавеющих  сталей
 [1,  2]
 10.2
 10  г  хлорного  железа,  30  мл  соляной  кислоты  (плотностью
1,19),  120  мл  дистиллированной  воды.  Продолжительность
травления  не  более  30  сек.  Раствор  наносят  тампоном
 Для  травления  нержавеющих  сталей
 [2]
 со
 о
 1  г  хлорного  железа,  2  мл  соляной  кислоты  (плотностью  1,19),
0,3  мл  зефиран  хлорида,  100  мл  метилового  спирта.  Продол¬
жительность  травления  от  1  до  5  мин
 Хорошо  подходит  в  основном  для  травления
бейнитных  структур.  Четко  выявляет  участки
остаточного  аустенита
 145]
 11
 Насыщенный  раствор  хлорного  железа  в  соляной  кислоте,
к  которому  добавляется  несколько  капель  азотной  кислоты
 Для  выявления  структур  нержавеющих  ста¬
лей.  Этот  реактив  является  весьма  активным
 [1]
 12.1
 2,5  г  хлорного  железа,  5  г  пикриновой  кислоты,  2  мл  соляной
кислоты  (плотностью  1,19),  90  мл  этилового  спирта.  Продол¬
жительность  травления  от  15  сек  для  аустенитных  чугунов
до  нескольких  тысяч  секунд  для  высокохромистых  ферритных
чугунов
 Для  травления  высокохромистых  высокоугле¬
родистых  чугунов
 [2,  14]
 12.2
 5  мл  соляной  кислоты  (плотностью  1,19),  100  мл  дистилли¬
рованной  воды  +  добавка  хлорного  железа.  Применять
в  кипящем  состоянии
 Применим  для  травления  высокохромистых  вы¬
сокоуглеродистых  ферритных  чугунов,  для  ко¬
торых  непригоден  реактив  12.1
 [2,  14]
 13
 Реактив  Каллинга:  5  г  хлористой  меди,  100  мл  соляной  кисло¬
ты  (плотностью  1,19),  100  мл  этилового  спирта,  100  мл  дистил¬
лированной  воды
 Для  выявления  структур  аустенитных  и  фер¬
ритных  сталей.  Феррит  травится  очень  легко,
тогда  как  карбиды  не  травятся  совсем.  Аустенит
травится  в  значительной  степени,  если  только
он  частично  превратился  в  мартенсит
 [1.  2,  15]
 14
 Реактив  Фрая:  5  г  хлористой  меди,  40  мл  соляной  кислоты
(плотностью  1,19),  25  мл  этилового  спирта,  30  мл  дистиллиро¬
ванной  воды.  Продолжительность  травления  приблизительно
10  сек  после  отпуска  стали  при  150—200°  С
 Для  выявления  линий  скольжения’в  деформи¬
рованных  низкоуглеродистых  сталях,  содержа¬
щих  азот
 [1-3,
15,  16]
 15
 Реактив  Стэда—Ле  Шателье:  1  г  хлористой  меди,  4  г  хлори¬
стого  магния,  1  мл  соляной  кислоты  (плотностью  1,19),  20  мл
дистиллированной  воды,  100  мл  этилового  спирта.  Раствори-
рить  соли  в  наименьшем  количестве  горячей  воды.  Травить
приблизительно  в  течение  1  мин\  если  необходимо,  повторить
травление
 Для  выявления  ликвации  фосфора  и  других
элементов  в  твердом  растворе.  Медь  осаждается
в  первую  очередь  на  областях,  которые  наибо¬
лее  обеднены  фосфором.  Легкая  полировка
травления  приводит  к  дополнительной  диффе¬
ренциации  структуры
 [2]
 16
 Реактив  Оберхоффера:  1  г  хлористой  меди,  30  г  хлорного  же¬
леза,  0,5  г  хлористого  олова,  50  мл  соляной  кислоты  (плот¬
ностью  1,19),  500  мл  дистиллированной  воды,  500  мл  этило¬
вого  спирта
 Для  установления  ликвации  в  обычных  и  спе¬
циальных  сталях.  Богатые  железом  участки
окрашиваются  в  более  темный  цвет
 [1.  з,  17|
 17
 Реактив  Адлера:  3  г  медь-аммоний  хлористого,  20  мл  дистил¬
лированной  воды.  После  растворения  добавить  50  мл  соляной
кислоты  (плотностью  1,19)  и  15  г  хлорного  железа
 Четко  выявляет  структуры  ферритных  "зерен  в
сварных  швах
 [3,  18]
 18
 5  мл  серной  кислоты  (плотностью  1,84),  95  мл  дистиллиро¬
ванной  воды.  Электрическое  травление  при  комнатной  тем¬
пературе,  6  в  (от  0,1  до  0,5  а),  катод  из  нержавеющей  стали.
Продолжительность  травления  от  5  до  15  сек
 Для  травления  железохромоникелевых  спла¬
вов
 [П]  '
 19
 Реактив  Марбля:  4  г  сульфата  меди,  20  мл  соляной  кислоты
(плотностью  1,19),  20  мл  дистиллированной  воды
 Для  выявления  структуры  нержавеющих  ста¬
лей
 [1,  2]
 20
 1,25  г  сульфата  меди,  2,50  г  хлористой  меди,  10  г  хлористого
магния,  2  мл  соляной  кислоты  (плотностью  1,19),  100  мл
дистиллированной  воды.  Разбавить  до  1000  мл  этиловым
спиртом.  Тщательно  проверить  количественные  соотноше¬
ния.  Образец  погружать  в  реактив
 Выявляет  глубину  и  структуру  различных  зон
в  азотированных  хромованадиевых  сталях  и
сплавах
 [И
 36

Продолжение  табл.  6
 Номер
 трави-
 теля
 Травитель  и  способ  употребления
 Применение
 Литератур¬
ные  источ¬
ники  (см.
стр.  43)
 21.1
 Реактив  Вилелла:  10  мл  азотной  кислоты  (плотностью  1,4),
20  мл  соляной  кислоты  (плотностью  1,19),  30  мл  глицерина.
Добавить  кислоту  в  глицерин  в  указанном  порядке.  До
травления  образец  нагреть  в  горячей  воде.  Наилучшие  ре¬
зультаты  получаются  при  попеременных  операциях  поли¬
ровки  и  травления
 Для  травления  железохромистых  сплавов,  бы¬
строрежущих,  аустенитных  и  марганцовистых
сталей.  Для  полностью  аустенитных  сплавов
этот  реактив  годится  при  условии,  что  продол¬
жительность  травления  достаточно  велика,  но
более  подходящим  является  травитель  21.2
 [1—3,
 19—21]
 21.2
 Реактив  Вилелла:  10  мл  азотной  кислоты  (плотностью  1,4),
20  мл  соляной  кислоты  (плотностью  1,19),  20  мл  глицерина,
10  мл  перекиси  водорода  (30%-ной).  Действие  травителя
можно  смягчить,  изменяя  содержание  соляной  кислоты.
Наилучшие  результаты  получаются  при  попеременных  опе¬
рациях  полировки  и  травлении
 Выявляет  структуру  хромо  никелевых  и  хромо¬
марганцевых  сталей  и  всех  железохромистых
аустенитных  сплавов
 [1,  2,  20,  21J
 22
 10  мл  азотной  кислоты  (плотностью  1,4),  20  мл  фтористоводо¬
родной  кислоты  (40%-ной),  от  20  до  40  мл  глицерина.  Дей¬
ствие  травителя  может  быть  изменено  варьированием  содер¬
жания  глицерина
 Для  травления  высококремнистых  железных
сплавов  типа  «Дурирон»
 И.  3]
 23.1
 0,8  мл  азотной  кислоты  (плотностью  1,4),  1,2  мл  соляной
кислоты  (плотностью  1,19),  100  мл  этилового  спирта
 23.2
 3  мл  азотной  кислоты  (плотностью  1,4),  10  мл  соляной  кисло¬
ты  (плотностью  1,19),  100  мл  этилового  спирта
 Для  выявления  тонкой  структуры  высокохро¬
мистых  нержавеющих  сталей
 [1,  31
 24.1
 30  мл  азотной  кислоты  (плотностью  1,4),  40  мл  соляной  кисло¬
ты  (плотностью  1,19),  40  мл  дистиллированной  воды.  Продол¬
жительность  травления  несколько  минут
 24.2
 10  мл  азотной  кислоты  (плотностью  1,4),  0,3%  мл  ингибитора
Фогеля,  100  мл  соляной  кислоты  (плотностью  1,19),  100  мл
дистиллированной  воды.  Травить  при  50°  С  или  при  комнат¬
ной  температуре
 Для  выявления  тонкой  структуры  высокохро¬
мистых  нержавеющих  сталей
 13,  22]
 25
 10  мл  азотной  кислоты  (плотностью  1,4),  30  мл  соляной  кисло¬
ты  (плотностью  1,19).  Перед  травлением  насытить  хлористой
медью  и  оставить  для  осаждения  в  течение  20—30  мин.  Нано¬
сить  тампоном
 Для  травления  нержавеющих  и  других  сталей
с  высоким  содержанием  никеля  и  кобальта
 [1]
 26
 Ъмл  азотной  кислоты  (плотностью  1,4),  1  мл  фтористоводород¬
ной  кислоты  (40%-ной),  44  мл  дистиллированной  воды.
Продолжительность  травления  около  5  мин  (в  холодном
состоянии)
 Для  выявления  структуры  аустенитных  нержа¬
веющих  сталей
 [1,  21
 27
 45  мл  молочной  кислоты,  10  мл  соляной  кислоты  (плотностью
1,19),  45  мл  этилового  спирта.  Травить  в  течение  10—30  сек
при  6  в
 Для  травления  хромистых  сталей  (от  4  до
32%  Сг)  или  для  выявления  6-феррита  в  аусте¬
нитных  нержавеющих  сталях
 [1]
 28
 10  мл  щавелевой  кислоты,  100  мл  дистиллированной  воды.
Травить  электролитически  при  6  в,  используя  катод  из  пла¬
тины  или  нержавеющей  стали.  Расстояние  между  электрода¬
ми  25  мм.  Продолжительность  травления  от  5  до  20  сек
 Для  травления  аустенитных  нержавеющих  ста¬
лей  и  сплавов  с  высоким  содержанием  никеля.
Позволяет  отличить  о-фазу  от  карбидов.  Снача¬
ла  травится  a-фаза,  а  затем  карбиды.  Феррит  и
аустенит  могут  протравиться  слегка.  Для  вы¬
явления  карбидов  следует  работать  при  напря¬
жении  1,5—3  в  в  течение  длительного  времени
 [1-¾
 23-27]
 29
 10  г  хромовой  кислоты,  100  мл  дистиллированной  воды.  Тра¬
вить  электролитически  при  1,5--3  в.  Продолжительность
травления  5—60  сек.  Расстояние  между  электродами  25  мм
 Для  травления  аустенитных  или  ферритных
сталей.  В  случае  хромистых  сталей  при  низком
напряжении  электролит  травит  сначала  а-фазу,
при  увеличении  напряжения  и  продолжитель¬
ности  травления  будет  последовательно  воздей¬
ствовать  на  карбиды,  аустенит  и  феррит  (по¬
следний  так  же,  как  и  фосфид  железу  остается
практически  неизменным)
 [1,3]
 37

Продолжение  табл.  -&■
 Номер
 трави-
 теля
 Травитель  и  способ  употребления
 Применение
 Литератур¬
ные  источ¬
ники  (см.
стр.  43)
 ЗОЛ
 25  мл  соляной  кислоты  (плотностью  1,19),  от  5  до  50  мл  10%-
ного  водного  раствора  хромовой  кислоты
 Пригоден  для  травления  термически  обрабо¬
танных  нержавеющих  сталей  с  18%  Сг  и
8%  Ni.  Активность  регулируется  количеством
хромовой  кислоты
 [1]
 30.2
 Травитель  30.1  можно  использовать  для  электролитического
травления,  если  его  разбавить  2  ч.  спирта  и  2  ч.  глицерина.
Продолжительность  травления  от  20  до  60  сек  при  6  в
 31Л
 10-н.  раствор  каустической  соды:  40  г  гидроокиси  натрия
разбавить  водой  до  100  мл.  Травить  электролитически  в  тече¬
ние  60  сек  при  1—3  в
 Выявляет  a-фазу.  Этот  реактив  при  продолжи¬
тельном  травлении  окрашивает  последователь¬
но  cr-фазу,  феррит  и,  наконец,  карбиды
 [2,  3,
25,  28]
 31.2
 10-н  раствор  гидроокиси  калия:  56  г  гидроокиси  калия  разба¬
вить  водой  до  100  мл.  Применять,  как  31.1
 Действует  так  же,  как  31.1.  Однако  травитель
31.1  лучше  подходит  для  одновременного  вы¬
явления  a-фазы  и  феррита
 [2,  3,
25,  28]
 31.3
 0,01-н.  раствор  гидроокиси  калия.  Травить  электролитически
в  течение  5—60  сек  при  2—4  в
 Для  выявления  карбидов  и  дифференциации
карбидов  и  сг-фаз.  Карбиды  выявляются  первы¬
ми,  при  этом  травятся  их  границы,  a-фаза  ста¬
новится  заметной  после  длительного  травления
 [3]
 |  32
 20  мл  10%-ного  водного  раствора  гидроокиси  натрия,  10  мл
30%-ной  перекиси  водорода.  Применяется  в  свежеприго¬
товленном  виде.  Продолжительность  травления  от  10  до
12  мин
 Для  травления  безуглеродистых  железоволь¬
фрамовых  сплавов.  Окрашивает  в  черный  цвет
вольфрамиды.  При  наличии  углерода  этот  реак¬
тив  окрашивает  в  черный  цвет  железо-вольфра¬
мовый  карбид  в  соответствии  с  количеством  уг¬
лерода.  Травятся  также  карбиды  вольфрама
 [1.  2,
28,  29]
 зз.!
 V  4  '
 Щелочной  пикрат  натрия:  2  г  пикриновой  кислоты,  25  г  гидро¬
окиси  натрия,  100  мл  дистиллированной  воды.  Применяется
в  свежеприготовленном  виде.  Подогреть  на  водяной  бане
примерно  в  течение  0,5  ч.  Как  правило,  травление  проводится
при  50°  С  в  течение  5—10  мин,  иногда  при  более  высокой  тем¬
пературе.  Удалить  осадок,  образовавшийся  на  поверхности
образца
 Окрашивает  цементит  и  карбиды,  за  исключе¬
нием  карбидов,  содержащих  более  10%  Сг.  Час¬
то  является  полезным  предварительное  травле¬
ние  реактивом  1.1.  В  вольфрамосодержащих
сталях  вольфрамиды  железа  (FenW)  и  железо¬
вольфрамовые  карбиды  окрашиваются  быстрее,
чем  цементит,  а  карбиды  вольфрама  остаются
нетронутыми.  Травит  сульфиды.  Выявляет  гра¬
ницы  зерен  медленно  охлажденных  заэвтек-
тоидных  сталей.  Выявляет  также  фосфид  же¬
леза
 [1-3.
 28,  За  31)
 33.2
 Реактив  33.1  применяется  также  для  электролитического
травления  при  комнатной  температуре;  6  в.  Продолжитель¬
ность  травления  40  сек
 34
 Нейтральный  пикрат  натрия  1  г  нейтрального  пикрата  нат¬
рия,  100  мл  дистиллированной  воды.  Для  приготовления
нейтрального  пикрата  натрия  осадить  холодный  насыщенный
раствор  пикриновой  кислоты  в  воде  посредством  углекислого
натрия;  отфильтровать  осадок  и  промыть  холодной  водой;
растворить  осадок  в  теплой  воде  и  перекристаллизовать  три
раза.  Травить  в  свежеприготовленном  растворе  при  темпера¬
туре  кипения  примерно  в  течение  20  мин
 Позволяет  различать  фосфиды  железа  и  цемен¬
тит:  фосфиды  окрашиваются,  а  цементит  не  ок¬
рашивается
 [1.  2,  32]
 35
 От  60  до  80  мл  35%  -ного  водного  раствора  бисульфита  натрия,
от  20  до  40  мл  дистиллированной  воды.  Травить  в  течение
10—15  сек  при  температуре,  не  превышающей  30°  С  до  полу¬
чения  коричневато-желтого  цвета
 Этот  реактив  весьма  чувствителен  к  физической
и  химической  неоднородности  (ориентация  зе¬
рен,  линии  деформации,  ликвации).  Он  повы¬
шает  контраст  между  цементитом  и  окружаю¬
щей  матрицей.  Может  быть  применен  для  вы¬
явления  нормальных  структур  сталей
 [4¾  47]
 36
 Щелочной  хромат  16  г  хромовой  кислоты,  80  г  гидроокиси  нат¬
рия,  145  мл  дистиллированной  воды.  Добавлять  гидроокись
очень  медленно;  хранить  реактив  не  дольше  24  ч.  Травить
при  температуре  кипения  (между  118  и  120°  С  в  течение  7—
20  мин)
 Выявляет  ликвацию  кислорода.  Мартенсит  чер¬
неет  быстро,  феррит  медленнее,  а  богатые  ки¬
слородом  области  еще  медленнее
 [1,  33]
 38

Продолжение  табл,  6
 Номер
 трави-
 теля
 Травитель  и  способ  употребления
 Применение
 Литератур¬
ные  источ¬
ники  (см.
стр.  43)
 I37
 Реактив  Гресбека:  4  г  перманганата  калия,  4  г  гидроокиси
натрия,  100  мл  дистиллированной  воды.  Применять  при  тем¬
пературе  кипения  в  течение  1—10  мин
 Для  травления  быстрорежущих  сталей  и  спла¬
вов,  богатых  хромом  и  кобальтом.  Выявляет
a-фазу  и  карбиды  Fe3C,  Ме23Ce,  Ме2С  и  МеьС.
Карбиды  Мо2С  и  (Fe,  Мо)6С  травятся,  тогда  как
Fe3C  и  (Fe,  Мо)23Св  остаются  нетронутыми.
(Сг,  Fe)23C6  травится  быстрее,  чем  a-фаза,  по-‘
следняя  медленно  окрашивается  в  темно-корич¬
невый  цвет.  Цвет  аустенита  не  изменяется;  фер¬
рит  может  слегка  окраситься
 (2.  3,
28,  34)
 J  38.1
 От  1  до  4  г  железосинеродистого  калия,  10  г  гидроокиси  калия,
100  мл  дистиллированной  воды.  Травить  в  свежеприготовлен¬
ном  растворе  при  температуре  кипения  в  течение  15  мин
 Позволяет  различать  карбиды  и  нитриды.  Це¬
ментит  окрашивается  в  черный  цвет,  перлит  —
в  коричневый,  а  нитриды  не  меняют  цвета
 [1,  з,  35]
 |  38.2
 Реактив  Мураками:  Юг  железосинеродистого  калия,  Юг  гид¬
роокиси  калия,  100  мл  дистиллированной  воды.  Травить
в  холодном  или  кипящем  свежеприготовленном  растворе  в  те¬
чение  5—10  мин
 Для  травления  вольфрамсодержащих  шарико¬
подшипниковых  и  быстрорежущих  сталей.  Бо¬
гатые  хромом  карбиды  и  вольфрамиды  окраши¬
ваются  в  темный  цвет.  При  комнатной
температуре  тройные  карбиды  Мев  С  окраши¬
ваются  довольно  быстро,  а  вольфрамид  Fe3W2
медленно.  Цементит  почти  совсем  не  окраши¬
вается.  Фосфиды  железа  окрашиваются  слегка
 [1-3,
 28,  35,  361
 38.3
 Видоизмененный  реактив  Мураками:  30  г  железосинеродисто¬
го  калия,  30  г  гидроокиси  калия,  60  мл  дистиллированной
воды.  Травить  в  свежеприготовленном  растворе  при  темпера¬
туре  кипения
 Позволяет  различать  cr-фазу  и  феррит  в  железо¬
хромистых,  железохромоникелевых,  железо¬
хромомарганцевых  и  других  железных  спла¬
вах.  После  20—40  сек  or-фаза  окрашивается  в
синий  цвет,  феррит  становится  желтовато-ко¬
ричневым,  а  аустенит  не  меняет  окраски.  Кар¬
биды  Мг23Св  также  окрашиваются
 [1.  з,
 37,  38]
 !  39
 10  г  цианистого  натрия,  100  мл  дистиллированной  воды.  Тра¬
вить  электролитически  в  течение  5  мин  и  более  при  6  в  (напря¬
жение  должно  быть  не  ниже  5  в)
 Окрашивает  карбиды,  не  воздействуя  на  аусте¬
нит  и  границы  зерен
 [1.  2]
 40
 Травить  электролитически  концентрированным  аммиаком
или  1  :  10  раствором  аммиака  в  воде  (pH  =  11,5  12)  в  те¬
чение  5—10  сек  при  4—6  в
 Позволяет  различать  карбиды  и  a-фазу.  При  ис¬
пользовании  разбавленного  раствора  карбиды
Мг23Сб,  TiC  и  NbC  окрашиваются  в  темный
цвет,  а  a-фаза  не  меняет  окраски.  При  травле¬
нии  некоторых  сплавов  в  концентрированном
растворе  a-фаза  также  может  быть  окрашена.
 [3.  25)
 41.1
 10  г  надсернокислого  аммония,  100  мл  дистиллированной
воды.  Травить  в  свежеприготовленном  растворе
 Травит  зерна  феррита  в  низкоуглеродистых
сталях.  Выявляет  мелкозернистую  структуру
листов  из  никелевых  сталей  и  трансформатор¬
ной  стали
 [1—3,
28,  29]
 41.2
 Травить  электролитически  при  6  в  не  менее  15  сек
 42
 Насыщенный  водный  раствор  нитрата  аммония.  Травить
электролитически.  Плотность  тока  1  а!см2
 Позволяет  обнаружить  перегрев  и  пережог.
В  случае  перегрева  ранее  существовавшие  ау¬
стенитные  зерна  остаются  белыми,  а  в  случае
пережога  они  окрашиваются  в  черный  цвет
 [48]
 43
 2  мл  раствора  нитромолибдата  аммония,  100  мл  этилового
спирта.  Раствор  нитромолибдата  аммония  получают  растворе¬
нием  15  г  молибдата  аммония  в  дистиллированной  воде;  объем
раствора  доводят  до  100  мл.  Этот  раствор  вливают  в  100  мл
азотной  кислоты  (плотностью  1,20),  оставляют  для  осажде¬
ния  в  течение  четырех  дней  и  фильтруют  на  круге  прокален¬
ного  асбеста.  Продолжительность  травления  от  30  до  45  мин
 Этот  реактив  пригоден  для  травления  углеро¬
дистых  сталей  и,  в  частности,  окрашивает  фер¬
рит.  Цвета  весьма  отчетливые  и  выделяются
фиолетовый  или  голубой,  зеленый,  желтый  или
красный
 [2,  49J
 44.1
 10  г  уксуснокислого  кадмия,  100  мл  дистиллированной  воды.
Травить  электролитически  при  2—5  в  в  течение  3—20  сек
 Выявляет  границы  зерен  карбида
 13,  251
 39

Продолжение  табл.  6
 Номер
 трави*
 теля
 Травитель  и  способ  употребления
 Применение
 Литератур¬
ные  источ¬
ники  (см.
стр.  43)
 44.2
 10  г  уксуснокислого  свинца,  100  мл  дистиллированной  воды.
Травить  электролитически  при  1,5—2  в  в  течение  30—45  сек
 Позволяет  различать  a-фазу  и  карбиды,  а-фаза
окрашивается  в  коричневатый  цвет,  а  карбиды
Ме23Сц  NbC,  и  TiC  остаются  белыми  и  выделяют¬
ся  на  голубом  фоне  аустенита.  Очень]мелкие
частицы  не  выявляются
 45.1
 Термическое  травление.  Тщательно  отполированный  обра¬
зец,  который  можно  предварительно  протравить  в  растворе
1.1  или  2.1,  постепенно  нагревают  до  красноватого  цвета.
Для  этого  образец  помещают  на  нагретую  до  300°  С  песчаную
баню.  Поверхность  следует  защитить  от  песка.  Затем  образец
быстро  охлаждают  сжатым  воздухом
 Ферритные  зерна  сильно  окрашиваются.  Це¬
ментит  также  окрашивается,  а  большинство
сложных  карбидов  не  приобретают  окраски  и
поэтому  хорошо  заметны.  Для  низкоуглероди¬
стых  сталей  достаточно  непродолжительного
нагрева,  чтобы  выявить  различие  между  фер¬
ритными  зернами.  Нержавеющие  стали  тре¬
буют  нагрева  до  более  высоких  температур,  так
как  аустенит  окрашивается  медленнее,  чем  фер¬
рит
 [1,  3,
 40—42]
 45.2
 Образец,  предварительно  протравленный  в  растворах  21.1
или  24,  нагревают  до  сине-красного  цвета;  хромистые  стали,
например  не  больше  10  мин  в  интервале  500—700°  С.  Сокра¬
щение  выдержек  и  повышение  температуры  облегчают  на¬
блюдение
 Дифференцирует  аустенит,  феррит  и  сг-фазу.
Аустенит  окрашивается  быстрее,  чем  а-фаза.
Для  выявления  феррита  и  a-фазы,  по-видимо¬
му,  пригоден  один  из  реактивов  31.1,  31.2  или
31.3
 [1,  3,
34,  431
 45.3
 Образец  травят  в  пикриновой  кислоте  2.1,  затем  в  хромовой
кислоте  29  в  течение  1  мин  и  нагревают  примерно  до  260°  С
в  течение  1  мин
 Позволяет  различать  фосфид  железа  и  цементит
фосфидной  эвтектики  в  чугунах  —  фосфиды
имеют  более  темную  окраску
 И]
 46
 Термическое  травление.  Нагреть  образец  в  течение  10—
60  мин  при  температуре  815—1205°  С  в  атмосфере  водорода
высокой  чистоты,  избегая  всех  контактов  с  восстановительны¬
ми  окислами.  После  травления  образец  охладить  в  ртути,
чтобы  исключить  окисление
 Для  выявления  размера  аустенитного  зерна
 [I,  44]
 47
 100  мл  серной  кислот^!  (плотностью  1,84j,  10  мл  хромовой
кислоты  (ангидрид),  20  мл  дистиллированной  воды
 Кристаллографическая  ориентация  феррит¬
ных  зерен  (регулярные  фигуры  травления)
 ТАБЛИЦА  7.  КЛАССИФИКАЦИЯ  ТРАВИТЕЛЕЙ  В  СООТВЕТСТВИИ  С  ИХ  ПРИМЕНЕНИЕМ
 Травители
 Номера  травителей  по  табл.  6
 Общие  для  железа  и  сталей
 1.1-3.3,  8,  17,  29,  33.1,  33.2,  35,  41.1,  41.2,  43,  45.1-46
 Общие  для  чугунов
 1.1-2.3,  8,  12.1,  12.2,  33.1,  33.2,  38.1—38.3
 Общие  для  легированных  сталей  (нержавеющих  и  быстрорежу¬
щих  сталей)
 1.1—3.3,  6,  7,  9.1—11,  13,  18,  19,  21.1—31.3,  37—38.3,  40—
41.2,  44.1—45.3
 Для  исследования  ликвации  первичных  структур  и  следов  дефор¬
мации
 14,  15,  16,  35,  36
 Для  исследования  структуры  и  глубины  азотированных  слоев
 1.1—1.6,  5,  19,  20
 Для  исследования  карбидов,  фосфидов,  нитридов  и  вольфрами-
дов
 28,  29,  32—34,  38.1—39,  45.1—45.3
 Для  исследования  отпускной  хрупкости
 4^
 Г
 СО
 Для  обнаружения  перегрева
 42
 40

ТАБЛИЦА  8.  ТРАВИТЕЛИ  ДЛЯ  МАКРОСКОПИЧЕСКОГО  ИССЛЕДОВАНИЯ  ЖЕЛЕЗА  И  СТАЛЕЙ
 Номер
трави¬
те  л  я
 Травитель  и  способ  употребления
 Применение
 Литератур¬
ные  источ¬
ники
 51
 Реактив  Каллинга:  5  г  хлористой  меди,  100  мл  соляной
кислоты  (плотностью  1,19),  100  мл  этилового  спирта,  100  мл
дистиллированной  воды
 Выявляет  дендритную  структуру  стальных  слит¬
ков
 [2]
 51.2
 Реактив  Фрая  №  1:  1,5  г  хлористой  меди,  30  мл  соляной
кислоты  (плотностью  1,19),  30  мл  этилового  спирта,  95  мл
дистиллированной  воды
 Выявляет  ликвацию  фосфора.  Участки  со  средним
содержанием  фосфора  остаются  непротравленны-
ми.  Травление  дает  хороший  контраст
 [2,  16]
 51.3
 Реактив  Фрая  №  2:  4  г  хлористой  меди,  20  мл  соляной  ки¬
слоты  (плотностью  1,19),  20  мл  этилового  спирта,  40  мл
дистиллированной  воды
 Участки,  наиболее  обогащенные  фосфором,  не  тра¬
вятся.  Особенно  пригоден  для  макротравления
специальных  сталей
 И.  2,  16]
 51.4
 Реактив  Фрая  №  4:  90  г  хлористой  меди,  120  мл  соляной
кислоты  (плотностью  1,19),  100  мл  дистиллированной  во¬
ды.  Нагреть  образец  в  течение  5—30  мин  между  200  и
250°  С.  Во  время  травления  регулярно  протирать  поверх¬
ность  тканью,  пропитанной  раствором.  Затем  промыть  об¬
разец  в  спирте  или  1  :  1  растворе  соляной  кислоты,  чтобы
удалить  осадок  меди
 Особенно  пригоден  для  выявления  линий  скольже¬
ния  и  следов  деформации  в  низкоуглеродистых
сталях  и  чугунах
 [1,  2.  16]
 51.5
 По  Шрадеру:  6  г  хлористой  меди,  6  г  хлорного  железа,
10  мл  соляной  кислоты  (плотностью  1,19),  100  мл  этило¬
вого  спирта.  Травить  после  кратковременного  отпуска  при
150—200°  С.  После  травления  промыть  в  спиртовом  рас¬
творе,  содержащем  небольшое  количество  кислоты
 Выявляет  следы  деформации  в  низкоуглеродистых
азотистых  сталях  в  нормализованном  (не  закален¬
ном)  состоянии
 [2,  3,  50]
 51.6
 По  Вазау:  45  г  хлористой  меди,  180  мл  соляной  кислоты
(плотностью  1,19),  100  мл  дистиллированной  воды.  После-
травления  образец  можно  промыть  прямо  в  воде.  Осадка
меди  нет
 Выявляет  следы  деформации  в  сталях,  содержа¬
щих  азот.  Травление  в  этом  реактиве  дает  высокую
степень  контраста
 [I.  2.  51]
 51.7
 Реактив  Стэда:  10  г  хлористой  меди,  40  г  хлористого  маг¬
ния,  20  мл  соляной  кислоты  (плотностью  1,19),  этилового
спирта  до  1000  мл.  Соли  растворяют  в  минимальном  объеме
воды  и  в  раствор  добавляют  спирт  до  1000  мл.  Промывать
образец  в  кипящей  воде,  затем  в  спирте
 Выявляет  различия  в  содержании  фосфора
 П,  2,  52]
 51.8
 Реактив  Ле  Шателье:  10  г  хлористой  меди,  5  г  пикриновой
кислоты,  20  мл  соляной  кислоты  (плотностью  1,19),  100  мл
дистиллированной  воды,  1000  мл  этилового  спирта.  На¬
носить  реактив  тампоном,  затем  образец  тщательно  про¬
мыть
 Выявляет  ликвацию  фосфора,  а  также  марганца
и  кремния
 12,  53]
 51.9
 Реактив  Оберхоффера:  1  г  хлористой  меди,  0,5  г  хлористо¬
го  олова,  30  г  хлорного  железа,  50  мл  соляной  кислоты
(плотностью  1,19),  500  мл  дистиллированной  воды,  500  мл
этилового  спирта.  После  травления  образец  промыть
в  спирте,  содержащем  небольшое  количество  соляной
 КИСЛОТЫ  j
 Выявляет  ликвацию  в  обычных  и  специальных  ста¬
лях.  Богатые  железом  участки  окрашиваются  в
темный  цвет
 [2,  3,  17]
 52.1
 	1
 Реактив  Хамфри:  120  г  медь-аммоний  хлористого,  50  мл
соляной  кислоты  (плотностью  1,19),  1000  мл  дистиллиро¬
ванной  воды.  После  травления  желательно  слегка  проте¬
реть  поверхность  образца
 Выявляет  ликвацию  фосфора  в  сталях
 11,  2,  54]
 52.2
 Реактив  Хейна:  10  г  медь-аммоний  хлористого,  120  мл
дистиллированной  воды.  Реактив  должен  действовать
в  течение  1—5  мин.  Медь,  осадившуюся  на  поверх¬
ности,  удаляют  под  водой  ватным  тампоном
 Выявляет  ликвацию  фосфора  в  сталях
 [2,  3,  55]
 53
 38  мл  соляной  кислоты  (плотностью  1,19),  12  мл  серной
кислоты  (плотностью  1,84),  50  мл  дистиллированной  воды.
Травить  при  температуре,  близкой  к  температуре  кипения
(от  71  до  82°  С)  в  течение  15—45  мин
 Выявляет  ликвацию,  пористость,  трещины  и  глу¬
бину  прокаливаемости  в  инструментальных  ста¬
лях.  В  наклепанной  стали  может  вызвать  образо¬
вание  трещин
 [1,  2]
 6  Металлография  железа,  том  I 	41

Продолжение  табл.  8
 Номер
 трави-
 теля
 Травитель  и  способ  употребления
 Применение
 Литератур¬
ные  источ¬
ники
 54
 50  мл  соляной  кислоты  (плотностью  1,19),  50  мл  дистилли¬
рованной  воды.  Травить  при  температуре  несколько  ниже
100°  С  в  течение  от  1  до  60  мин
 Действует  так  же,  как  и  реактив  53
 И,  2]
 55
 25  мл  царской  водки,  75  мл  дистиллированной  воды.  Тра¬
вление  при  комнатной  температуре
 Действует  так  же,  как  растворы  53  и  54.  Пригоден
для  травления  больших  поверхностей,  которые
трудно  нагреть.  Выявляет  также  распределение
стедита  (фосфидной  эвтектики),  который  травится
несколько  быстрее
 55.1
 25  мл  азотной  кислоты  (плотностью  1,4),  75  мл  дистилли¬
рованной  воды.  Травить  в  холодном  реактиве
 Действует  так  же,  как  реактивы  53  и  54.  Пригоден
для  травления  больших  поверхностей,  которые
трудно  нагреть.  Выявляет  также  структуру  сте¬
дита  (фосфидной  эвтектики),  которая  травится
медленнее
 [1-3]
 55.2
 0,5—1  мл  азотной  кислоты  (плотностью  1,4),  100  мл  ди¬
стиллированной  воды.  Погрузить  образец  в  травитель  на
30—60  сек
 Выявляет  структуру  сварных  швов
 П.  56]
 55.3
 5  мл  азотной  кислоты  (плотностью  1,4),  95  мл  этилового
спирта.  Травить  5  мин  в  данном  реактиве,  затем  1  сек  в
10%-ном  растворе  соляной  кислоты
 Выявляет  закаленные  цементованные  и  обезугле-
роженные  слои
 [1]
 55.4
 20  мл  серной  кислоты  (плотностью  1,84),  100  мл  дистилли¬
рованной  воды.  Нагреть  приблизительно  до  70°  С
 Выявляет  микроструктуру  и  пористость  сталей
 56
 10  г  надсернокислого  аммония,  90  мл  дистиллированной
воды.  Протереть  поверхность  образца  хлопчатобумажной
тканью,  пропитанной  реактивом
 Выявляет  структуру  зерен  при  чрезмерном  их  ро¬
сте,  рекристаллизацию  сварных  швов,  линии
скольжения  в  сталях,  содержащих  азот
 П.  2.  57]
 57
 А  —  2,5  г  надсернокислого  аммония,  100  мл  дистиллиро¬
ванной  воды.  Б  —  то  же,  плюс  1,5  г  йодистого  калия.  В  —
то  же,  что  Б  плюс  1,5  г  хлористой  ртути.  Г  —  то  же,  что  В
плюс  15  мл  серной  кислоты  (плотностью  1,84).  Протереть
образец  в  течение  15  мин  раствором  А,  затем  в  течение
10  мин  раствором  Б,  затем  в  течение  5  мин  раствором  В
и,  наконец,  в  течение  5  мин  раствором  Г.  После  травления
промыть  в  воде  и  высушить  в  спирте
 Выявляет  макродендритную  структуру  чугунов
 И,  58]
 58
 10  мл  10-н.  раствора  иода,  100  мл  спирта
 Выявляет  распределение  кремния  в  стали
 [62]
 59
 Серный  отпечаток.  Фотографическую  бумагу  (или  фото-
чувствительную  пластинку),  содержащую  соли  серебра,
пропитывают  5%-ным  раствором  серной  кислоты  в  дистил¬
лированной  воде;  вытерев  бумагу,  образец  крепко  прикла¬
дывают  к  ее  поверхности  и  держат  в  течение  от  30  сек  до  не¬
скольких  минут.  Бумагу  промывают  и  фиксируют  в  обыч¬
ном  фиксаторе,  затем  окончательно  промывают,  примерно
30  мин  и  сушат
 Для  выявления  расположения  сульфидных  вклю¬
чений.  Сульфидные  включения  под  действием  сер¬
ной  кислоты  превращают  серебро  фоточувстви-
тельного  слоя  в  черный  сульфид  серебра,  поэтому
распределение  включений  воспроизводится  точно.
Этот  метод  не  позволяет  выявлять  ликвацию  фос¬
фора
 [2,  3,
59,  60]
 60.1
 Свинцовый  отпечаток.  Фотографическую  бумагу,  содержа¬
щую  бромид  серебра,  фиксируют,  затем  погружают
в  концентрированный  раствор  уксусной  кислоты;  из¬
лишек  кислоты  удаляют  фильтровальной  бумагой,
после  чего  образец  сильно  прижимают  к  фотографи¬
ческой  бумаге  приблизительно  в  течение  1  мин>  если  со¬
держание  свинца  ниже  1%,  или  в  течение  меньшего  вре¬
мени,  если  содержание  свинца  больше;  после  этого  бумагу
погружают  на  2—3  мин  в  водный  раствор  сероводорода,
промывают  сначала  в  10%-ном  растворе  соляной  кислоты
для  удаления  возможных  следов  ацетата  железа  и  затем
в  воде  промывают
 Выявляет  расположение  свинца.  Участки  образ¬
ца,  содержащие  свинец,  оставляют  на  желатине
следы  ацетата  свинца,  которые  затем  превращают¬
ся  в  сульфид  свинца,  образуя  коричневатые  пятна
 [3,  61)
 42

Продолжение  табл.  8
 Номер
 трави-
 теля
 Травитель  и  способ  употребления
 Применение
 Литератур¬
ные  источ¬
ники
 60.2
 Свинцовый  отпечаток.  Глянцевую  белую  матовую  бумагу  с
бромидным  желатином  обессеребривают,  погружая  на
20  мин  в  раствор  гипосульфита  натрия,  содержащий  би¬
сульфит  натрия;  затем  бумагу  помещают  в  5%  -ный  водный
раствор  гидроокиси  натрия  и  прикладывают  на  3  мин  к  по¬
лированной  и  протравленной  (15шс  в  3%-ном  нитале)  по¬
верхности  образца;  после  этого  бумагу  погружают  в  све¬
жеприготовленный  5%-ный  водный  раствор  сульфида
натрия  и  промывают  в  течение  20  мин  в  проточной  воде
 Выявляет  распределение  свинца
 61
 10  г  перманганата  калия,  10  г  гидрата  окиси  натрия,  10  г
карбоната  натрия,  4  г  бихромата  калия,  100  мл  дистилли¬
рованной  воды
 Выявляет  окислы.  Области,  не  содержащие  окис¬
лов,  окрашиваются
 —
 62
 20  г  иодида  калия,  10  г  иода,  100  мл  дистиллированной
воды
 Выявляет  ликвацию  и  пористость  в  стали
 —
 ЛИТЕРАТУРА
 1. 	ASTM  Standards.  Part  3  (1958).  Methods  of  Preparing  of  Metallo-
graphic  Specimens,  p.  594—600.
 2. 	Portevin  et  Bastien.  R6actifs  d'attaque  mdtallographique.  Paris,
1937,  p.  28-80.
 3. 	A.  Schrader.  «Atzheft».  Gebrtider  Borntraeger,  Berlin,  1957,
S.  14-25.
 4. 	Osmond.  M6thode  g£n£rale  pour  1'analyse  micrographlque  des
aciers  au  carbone»  (1885).
 5. 	Kourbatoff.  Revue  de  Metallurqie.  2  (1905),  169;  3  (1906),
648.
 6.  Ischewsky.  Stahl  und  Eisen,  23  (1903),  1,  120.
 7.  V  i  1  e  1  1  a.  Metallographic  Technique  for  Steel,  Am.  Soc.  Metals
(1938).
 8. 	W  о  о  d  f  i  n  e.  J.  Iron  and  Steel  Inst.,  173  (1953),  240—255.
 9. 	Cohen,  Hurlich.  Jacobsen.  Trans.  ASM,  39  (1947),
109—138;  Stahl  und  Eisen,  71  (1951),  1265  —  1266.
 JO.  Werner  und  Bernhart.  Mikroskopie,  3  (1948), 	330—344.
 Л.  Metal  Progress,  July  15  (1954),  173.
 12. 	Benedicks.  J.  Iron  and  Steel  Inst.,  77  (1908).  153.
 13. 	К  a  1  1  i  n  g  and  P  a  g  e  1  s.  Jernkontorets  Annaler,  110  (1926),
209.
 14. 	V  a  1  e  n  t  a.  Iron  and  Steel  Inst.  (Carnegie  Scholarship  Memoirs),
19  (1930),  79.
 15. 	Kalling.  Jerkontorets  Annaler,  30  (1927),  612,  J.  Iron  and
Steel  Inst.,  120  (1929).  1  13.
 16. 	Fry.  Vereln  Deutscher  Eisenhiittenleute  Werkstoffauschuss  be-
richt,  6  (1921);  Stahl  und  Eisen.  41  (1921,  1  1),  1093;  Krupp.  Monat.,
11  (1921),  118.
 17. 	Oberhoffer.  Stahl  und  Eisen.  36  (1916),  798.
 18. 	Matting.  Autogene  Metallbearb.,  27  (1934),  353—355.
 19. 	Vi  lei  la.  Iron  Age,  1  17  (1926),  761-763,  834-386,  904-907;
Proc.  ASTM.  34  (1934),  1.  193—204.
 20. 	Portevin.  Revue  de  Metallurgie.  8  (1911),  802.
 21. 	ASST  Handbook  (1929).
 22. 	G  о  e  r  e  n  s.  Einfltihrung  in  die  Metallographie.  Verlag  W.  Knapp,
Halle/S,  1948,  S.  235.
 23. 	National  Bureau  of  Standards,  Bulletin  N  212  (1934), 	124.
 24. 	E  1  1  i  n  g  e  r.  Trans.  ASM,  24  (1936),  26—45.
 25. 	Gilman.  Trans.  ASM.  44  (1952).  566—596.
 26. 	Braumann  und  Krachter.  Arch.  ElsenhQttenw.,  25
(1954),  479—488.
 27. 	P  u  s  c  h.  Arch.  Eisenhiittenwes..  14  (1940),  15—25.
 28.  G  г  о  e  s  b  e  c  k.  Bureau  of  Standards.  Scientific  paper  N  518  (1925).
 29.  Y  a  t  s  e  v  i  t  c  h.  Revue  de  Metallurgie.  15  (1918),  65.
 30. 	M  a  t  w  e  1  e  f  f.  Revue  de  Metallurgie,  5  (1910),  848—858.
 31. 	L  e  C  h  a  t  e  I  i  e  r.  S§ance  du  21  Juin  1962  des  membres  francais
de  l'Assotiation  Internationale  des  methodes  d'essais  des  materiaux
de  construction.
 32. 	Kruppsche  Monatschefte,  5  (1924),  93—98.
 33. 	Fin  e.  Metal  Progress,  49  (January  1946),  108.
 34. 	Braumann  und  Pier.  Arch.  Eisenhiittenw.,  26  (1955),
 45-151. 	^
 351  Murakami.  Iron  Coal  Trade  Rev.,  (1919),  Зшк  Stahl  und
Eisen,  40  (1920),  11.  988. 	^
 36. 	M  u  г  a  к  a  m  i.  Sc.  Rep.  Tohoku  Imp.  Univ..  1  (1918),  217,  J.  Iron
and  Steel  Inst.,  100  (1919),  447.
 37. 	L  i  s  m  e  г,  P  г  у  c  e,  Andrews.  J.  Iron  and  Steel  Inst.,  171
(1952),  49—58.
 38. 	Burgess  and  F  о  r  g  e  n  y.  Trans.  AIME  131  (1938),  277  —  298.
 39.  R  a  w  d  о  n.  Bureau  of  Standards.  Scientific  paper  N  402  (1920).
 40.  Stead  J.  Iron  and  Steel  Inst.,  58  (1900,  11).  60—155.
 41. 	W  u  s  t.  MStallurgie.  5  (1908),  73.
 42. 	В  e  r  g  I  u  n  d.  Metallographers  Handbook  of  Etching.  Pitman
Press,  London  (1931).
 43. 	К  e  s  s  n  e  r.  Arch.  Elsenhiittenw.,  16  (1942/43),  145  —  146.
 44. 	Miller  and  Day.  Trans.  ASM.  30  (1942),  541.
 45. 	H  a  b  г  a  к  e  n.  Th4se  d'agregation  de  l'Ensegnement  supirieur.
Vailant—Garmanne  Imp.,  1953,  Liege,  Belgium.
 46. 	Beaujard  et  Tordeux.  Revue  de  Metallurgie,  9  (1955),
 750.
 47.  G  u  e  1  1  a  r  d.  Metallurgia.  322  (1956).  93.
 48.  P  r  e  e  c  e  et  Nutting.  Revue  de  Metallurgie,  5(1951),  161.
 49.  M  a  1  e  t  t  e.  C.  R.  Acadimie  des  Sciences.  201  (1935),  1385.
 50.  Meyer  und  E  i  c  h  h  о  1  z.  Verein  Deutscher  Eisenhiittenleute
Werkschtoffauschussberictht  N  20  (1922);  Stahl  und  Eisen,  42  (1922.
11).
 51. 	W  a  z  a  u.  Jernkontorets  Annaler,  108  (1924),  343.
 52. 	Stead.  J.  Iron  and  Steel  Inst.,  91(1915),  173.
 53. 	Le  Chatelier  et  Dupuy.  Revue  de  Metallurgie,  15  (1918),
127.
 54.  H  u  m  p  h  r  e  y.  J.  Iron  and  Steel  Inst.,  96  (1919),  273.
 55.  H  e  у  n.  Mitt.  Materlalprufungsamt,  24  (1906),  253—268.
 56. 	Sperry.  Metal  Progress,  46  (1944),  108.
 57. 	R  a  w  d  о  n.  Bureau  of  Standards,  Scientific  paper  N  402  (1920).
 58. 	Austin  and  L  i  p  n  i  c  k.  Iron  Age,  149,  May  7  (1942).
 59. 	ASTM  Standards.  Part  3  (1958).  587.
 60. 	Baumann.  Metallurgie,  3  (1906),  416.
 61. 	Vo  1  k.  Techn.  Mitt.  Krupp,  5  (1942),  239-243.
 62. 	Oberhoffer.  Stahl  und  Eisen.  46  (1926).  1191.
 ОБОЗНАЧЕНИЕ  ВАЖНЕЙШИХ  ХИМИЧЕСКИХ  РЕАГЕНТОВ
 Азотная  кислота
 Амиловый  спирт
 Бисульфат  натрия
 Вода
 Гидроокись  калия
 Гидроокись  натрия
 Глицерин
 Железосинеродистый  калий
 Йодистый  калий
 Ксилол
 Медь-аммоний  хлористый  .  .
Метанитробензоловая  сульфо¬
кислота
 Метиловый  спирт
 Молочная  кислота
 Надсернокислый  аммоний  .  .
Перекись  водорода
 HN03
 СН3  (СН2)3  СН2ОН
 Na2S0205
 Н20
 КОН
 NaOH
 K3Fe  (CN)e
KJ
 CeH4  (CH3)2
CuCI.,2NH4Cl  2Н20
 N02  CeH4S03H
CH3OH
 сн3  снонсоон
 ВЙ**
 Перманганат  калия  .  .  .  .
Пикриновая  кислота  .  .  .  .
 Серная  кислота
 Соляная  кислота
 Сульфат  меди
 Уксуснокислый  кадмий  .  .
Уксуснокислый  свинец  .  .
Уксусный  ангидрид  .  .  .  .
Фтористоводородная  кислота
 Хлористая  ртуть
 Хлористое  олово
 Хлорное  железо
 Хлорный  магний
 Хромовая  кислота  .  .  .  .
Цианистый  натрий  .  .  .  .
Щавелевая  кислота  .  .  .  .
 КМп04
 (N02)3CeH*0H
 H2S04
 НС1
 CuS04
 Cd  (C2H302)2
 РЬ  (ОЛА),
 (CH3C0)20
 HF
 HgCl2
 SnCl2
 FeCI3
 MeCl2
 СЮ3
 NaCN
 HOOCCOOH-2H,0
 6*
 43

3.  ЭЛЕКТРОЛИТИЧЕСКОЕ  ТРАВЛЕНИЕ
С  ПОТЕНЦИОСТАТИРОВАНИЕМ  (ф.  112)
 Хотя  в  металлографии  имеется  несколько  методов  травления
полированных  поверхностей  для  выявления  их  структуры,
выбор  этих  методов  чаще  всего  является  эмпирическим.
 Для  химического  травления  используют  растворы  определен¬
ных  реактивов.  При  электрохимическом  травлении  дополнительно
создается  поляризация  внешним  током.  При  химическом  травле¬
нии  к  ванне  не  прикладывается  электрическое  напряжение  внеш¬
него  источника,  однако  травление  фаз  в  растворе  протекает
в  соответствии  с  равновесием  между  анодными  и  катодными  реак¬
циями  окислительно-восстановительной  системы,  соответству¬
ющей  данному  раствору.  Поэтому  процесс  химического  травле¬
ния  можно  считать  аналогичным  процессу  электрохимического
травления  с  той  разницей,  что  внешняя  поляризация  электрода
заменяется  окислительными  эффектами  этой  системы.
 При  электрохимическом  травлении  регулируется  либо  плот¬
ность  тока,  т.  е.  ток  на  единицу  площади  полированной  поверх¬
ности,  либо  напряжение  между  травящейся  поверхностью  и  ка¬
тодом  (платиновый  электрод).  Ток,  проходящий  через  платино¬
вый  электрод,  почти  всегда  меняет  его  потенциал,  в  то  же  время
электродный  потенциал  полированной  поверхности  относительно
раствора  может  принимать  различные  значения.  Во  время  трав¬
ления  потенциал  полированной  поверхности  играет  важную  роль,
но  при  химическом  и  обычном  электрохимическом  травлении
нельзя  строго  установить  его  определенную  величину.
 Для  достижения  постоянного  потенциала  полированной
поверхности  необходим  третий  электрод-эталонный,  через  кото¬
рый  не  проходит  ток.  При  электролитическом  травлении  ток
протекает  только  между  травимой  полированной  поверхностью
и  платиновым  электродом  и  регулируется  изменением  разности
потенциалов  между  эталонным  электродом  (каломельным)  и
образцом.  Травление  очень  тесно  связано  с  коррозионными
процессами.  Хотя  различные  способы  металлографического
травления  и  были  разработаны  эмпирически,  в  их  основе  лежат
закономерности,  характеризующие  коррозионные  процессы.  Точ¬
ное  знание  структуры  является  важным  как  в  металлографии,
так  и  при  изучении  коррозии.  Для  металлографа  важно  уметь
распознавать  и  отождествлять  различные  фазы  путем  травления
полированной  поверхности.  С  точки  зрения  коррозии  большее
значение  имеют  различия  в  поведении  фаз,  поскольку  это  яв¬
ляется  причиной  неравномерной  коррозии.
 В  ряде  исследовательских  лабораторий  были  созданы  потен-
циостаты  —  электронные  приборы  для  получения  постоянного
потенциала.
 Потенциостат  состоит  из  двухкаскадного  симметричного
усилителя  постоянного  тока,  который  позволяет  регулировать
ток  в  обоих  направлениях  без  потери  чувствительности.  Разность
потенциалов  между  нормальным  и  испытуемым  электродом  при¬
кладывается  к  выходным  клеммам  усилителя  постоянного  тока.
Ток  из  усилителя  проходит  через  испытуемый  и  платиновый
электроды.  Любое  изменение  потенциала  испытуемого  электрода
изменяет  выходной  ток,  позволяя  тем  самым  достичь  постоянного
потенциала.
 При  травлении  полированных  металлографических  образцов
потенциостат  играет  двоякую  роль.  Во-первых,  он  дает  возмож¬
ность  построить  поляризационные  кривые  сплавов.  Во-вторых,
он  позволяет  поддерживать  заданный  потенциал  на  полирован¬
ной  поверхности  в  травящем  растворе.  Текущее  значение  потен¬
циала  травимой  поверхности  фиксируется  посредством  капил¬
ляра,  соединенного  с  насыщенным  каломельным  эталонным
электродом.  Разность  между  этим  значением  и  потенциалом,
который  задается  потенциометром,  поступает  на  вход  усилителя
постоянного  тока,  последняя  ступень  потенциостата  регулирует
этот  усиленный  сигнал  одновременно  с  потенциалом  поляриза¬
ционного  электрода.
 Влияние  самого  электрода  несущественно.  Поскольку  ток
не  участвует  в  окислительно-восстановительной  реакции  элек¬
тролита,  он  в  соответствии  с  законом  Фарадея  пропорционален
только  скорости  анодной  реакции,  т.  е.  скорости  травления
некоторой  фазы.
 Положение  и  форма  поляризационных  кривых  полирован¬
ных  поверхностей  сплава  одновременно  зависят  от  состава  и  тем¬
пературы  раствора,  состава  сплава  и  природы  и  количества
имеющихся  фаз,  поэтому  такие  электрохимические  зависимости
можно  использовать  для  выбора  условий  избирательного  травле¬
ния  имеющихся  в  сплаве  фаз.  На  основании  поляризационных
кривых  для  различных  фаз  в  данном  электролите  можно  опреде¬
лить  значения  потенциалов,  при  которых  протекает  анодное
растворение  этих  фаз.  Таким  образом,  в  многофазном  сплаве
каждой  фазе  соответствует  характерная  поляризационная  кри-
 44
 вая  и  поэтому  можно  установить  потенциал,  при  котором  будет
преимущественно  растворяться  данная  фаза.
 Для  получения  четкой  дифференциации  травящихся  фаз  от*
ношение  скоростей  растворения  изучаемой  фазы  к  скорости
растворения  других  фаз  должно  быть  по  возможности  большим.
Это  отношение,  называемое  коэффициентом  дифференциации  D,
показывает,  во  сколько  раз  быстрее  будет  травиться  рассматри¬
ваемая  фаза  по  сравнению  с  остальной  частью  полированной
поверхности.  Если  и  iB  —  это  значение  тока  на  единицу
площади  поверхности  двух  различных  фаз  А  и  В  при  общем
потенциале  £,  то:
 Относительные  количества  фаз,  имеющихся  в  сплаве,  не
влияют  на  коэффициент  дифференциации,  следовательно,  потен¬
циалу,  обеспечивающему  избирательное  травление,  будет  соот¬
ветствовать  наибольший  коэффициент  дифференциации.
 Для  определения  потенциала  избирательного  травления
данной  фазы  в  многофазном  сплаве,  необходимо  знать  собствен¬
ные  поляризационные  кривые  каждой  из  фаз.  К  сожалению,
часто  бывает  трудно  разделить  эти  фазы,  в  этом  случае  можно
получить  поляризационную  кривую  для  многофазной  полирован¬
ной  поверхности.  Такая  поверхность  представляет  составной
электрод,  поэтому  следует  производить  непрерывную  автомати¬
ческую  запись  кривых.
 Травление  при  регулируемом  потенциостатировании  осо¬
бенно  рекомендуется  для  металлов  и  сплавов,  поляризационные
кривые  которых  имеют  широкую  область  пассивности,  т.  е.
главным  образом  для  хромистых  и  хромоникелевых  нержаве¬
ющих  сталей.
 Для  определения  значений  потенциалов,  обеспечивающих
дифференциацию  фаз,  также  необходимо  знать  собственные
поляризационные  кривые  каждой  из  фаз.  Например,  поляриза¬
ционную  кривую  чистого  6-феррита  можно  получить,  используя
сплав,  содержащий  около  25%  Сг.  Аналогично  поляризационная
кривая  у-аустенитной  фазы  может  быть  воспроизведена  неста-
билизированной  аустенитной  сталью  с  18%  Сг  и  8%  Nis
 Сравнивая  поляризационные  кривые  аустенита  и  феррита,
можно  выбрать  потенциал,  которому  соответствует  достаточна
большой  коэффициент  дифференциации,  чтобы  воздействовать
практически  только  на  одну  фазу  (ф.  112).
 4. 	ЦВЕТНАЯ  МЕТАЛЛОГРАФИЯ
(ф.  113,  138,  153,  154,  197,  198)
 Как  было  отмечено  ранее  (см.  гл.  11,  с.  33),  эффекты  вызы¬
ваемые  травлением  полированной  поверхности  металлического
образца,  могут  быть  вызваны:  1)  различиями  в  скоростях  раство¬
рения  отдельных  фаз,  что  приводит  к  появлению  рельефа  (обыч¬
ное  химическое  травление);  2)  образованием  тонкой,  прозрачной,
плотно  прилегающей  пленки,  толщина  которой  различна  для
различных  составляющих  или  зерен  и,  которая  окрашена  в  ре¬
зультате  интерференции  (цветное  травление).
 Эффект  травления  зависит  от  химического  состава  фаз,  их
кристаллографической  ориентации  и  напряженного  состояния
зерен.  Рельеф,  который  при  использовании  эффекта  травления
первого  типа,  является  результатом  различий  в  скоростях  раство¬
рения  различных  фаз,  выявляется  под  микроскопом  как  чередо¬
вание  темных  и  светлых  пятен  —  эффект  контраста,  однако  не
очень  четко.  Незначительные  различия  в  толщине  пленок,  обра¬
зующихся  на  поверхности  образцов  при  использовании  эффектов
второго  типа,  проявляются  в  виде  различий  в  цвете,  которые
хорошо  заметны  при  наблюдении  с  помощью  микроскопа.
 Таким  образом,  использование  второго  типа  эффектов  трав¬
ления  представляет  ценный  способ  выявления  структуры  метал¬
лов.  Кроме  того,  они  особенно  чувствительны  к  напряженному
состоянию  зерен  и  позволяют  его  выявлять  при  условии,  что
поверхность  образца  не  получила  дополнительного  наклепа,
например,  вследствии  механической  полировки.
 Механическая  полировка,  даже  при  соблюдении  исключи¬
тельной  осторожности,  всегда  вызывает  образование  накле¬
панного  слоя.  Обычно  для  удаления  этого  слоя  достаточно  трав¬
ления,  которое  одновременно  позволяет  выявить  структуру.
 При  механической  полировке  для  цветной  металлографии
следует  соблюдать  максимальную  осторожность,  поэтому  обычно
для  окончательной  подготовки  поверхности  предпочитают  элек¬
тролитическую  полировку.
 Большинство  сталей  можно  полировать  электролитически.
Однако  этот  метод  не  применим,  например,  для  серых  чугунов:
произойдет  выпадение  частиц  графита,  причем  контуры  впадин

<5удут  иметь  размеры  большие,  чем  частицы  (ср.  гл.  9,  с.  28).
В  таких  случаях  необходимо  прибегать  к  механической  поли¬
ровке.  Чтобы  избежать  наклепа,  следует  чередовать  полировку
и  травление.
 Обычно  после  полировки  поверхность  травят  химически,
чтобы  выявить  очертания  зерен,  ямки  травления  и  т.  п.  Затем
образцы  тщательно  промывают  в  спирте  и  помещают  на  горячую
плиту  полированной  поверхностью  вверх  (см.  табл.  7,  реактивы
45.1  и  45.2).  Фазы  окрашиваются  при  окислении  образца  на
воздухе.  После  того  как  поверхность  приобрела  требуемый
цвет,  образец  охлаждают  путем  частичного  погружения  в  ртут¬
ную  ванну  (полированная  и  окисленная  поверхность  не  должна
быть  в  ванне).
 Необходимо  иметь  в  виду,  что  нагрев  образца  для  получения
ловерхностного  окисления  может  привести  к  структурным  изме¬
нениям.  Однако  опыт  показывает,  что  в  большинстве  случаев
такие  изменения  почти  не  заметны  из-за  относительно  низкой
температуры  нагрева  (от  250  до  300°  С  для  простых  углеродистых
-сталей)  и  весьма  короткого  времени,  требуемого  для  образова¬
ния  окисной  пленки  (несколько  минут).
 Помимо  выявления  тех  характеристик  структуры,  которые
■обнаруживаются  обычными  металлографическими  методами,
цветная  металлография  дает  возможность  дифференцировать
зерна  по  их  цвету.  При  прочих  равных  условиях  зерна,  имеющие
■одинаковый  цвет,  аналогично  ориентированы  относительно  ис¬
следуемой  поверхности.  Различия  в  цвете  в  пределах  данной
фазы  могут  быть  результатом  химической  неоднородности.
Иногда  наблюдаются  другие  изменения  цвета,  например,  в  зер¬
нах  феррита;  их  интерпретация  до  сих  пор  является  спорной.
 Цементит,  по-видимому,  окисляется  труднее,  чем  феррит.
Феррит  последовательно  окрашивается  в  различные  цвета,
цементит  не  изменяет  исходной  окраски.
 Стэдит  обычно  приобретает  пурпурно-синий  цвет,  он  отчет¬
ливо  виден  на  фоне  перлитной  матрицы.
 В  белых  чугунах  первичный  цементит  окрашивается  в  ярко-
красный  цвет.
 Цветная  металлография  является  простым  методом,  который
дает  возможность  наблюдать  как  общую  структурную  картину,
выявляемую  обычной  металлографией,  так  и  некоторые  допол¬
нительные  характеристики,  которые  при  обычном  металлогра¬
фическом  исследовании  не  обнаруживаются.
 5. 	ОСАЖДЕННЫЕ  ИЗ  ПАРА
ИНТЕРФЕРЕНЦИОННЫЕ  ПЛЕНКИ
КАК  СРЕДСТВО  ВЫЯВЛЕНИЯ
МИКРОСТРУКТУР  (ф.  114)
 Чтобы  структура  металлического  образца  стала  видимой
в  оптическом  микроскопе  при  отраженном  свете,  необходимо
специальное  препарирование.  Только  в  редких  случаях  разница
в  отражательной  способности  отдельных  кристаллитов  оказы¬
вается  достаточной  для  получения  четкого  контрастного  изобра¬
жения.  В  обычных  металлографических  методах  применяют  тра¬
вящие  реактивы.  Используя  различную  реакцию  фаз  различного
химического  состава  и  кристаллографии  с  травителем,  можно
выявить  структуру.
 Небольшое  различие  в  интенсивности  отражений  от  различ¬
ных  структурных  составляющих,  которые  составляют  обычно
.несколько  процентов,  т.  е.  ниже  предела  чувствительности  при
микроскопическом  наблюдении  (около  10%),  и  небольшие  раз¬
личия  в  сдвиге  фаз,  могут  быть  усилены  с  помощью  повторного
■отражения  света  от  поверхности  образца.  Благодаря  повторным
отражениям  зерно,  обладающее  более  высокой  отражательной
способностью  по  сравнению  с  другими  зернами,  будет  выделяться
•более  отчетливо.  Этот  метод  выявления  структуры  без  помощи
химического  травления  можно  осуществить  путем  осаждения
из  пара  на  полированную  поверхность  образца  тонкой  пленки,
благодаря  которой  в  световом  пучке  происходит  интерферен¬
ция.  Волна,  ослабляемая  вследствие  интерференции,  претерпе¬
вает  несколько  последовательных  отражений  на  границе  между
■осажденной  пленкой  и  металлом,  что  вызывает  увеличение
контраста,  которое  зависит  не  только  от  амплитуд  отраженных
волн,  но  и  от  сдвига  фаз  волн,  отраженных  различными  струк¬
турными  составляющими.
 Рис.  34  схематически  иллюстрирует  влияние  интерферен¬
ционной  пленки  и  условия,  которым  она  должна  удовлетворять.
Поверхность  металлографического  образца,  покрытая  интер¬
ференционной  пленкой,  освещается  монохроматическим  свето¬
вым  пучком  длиной  волны  X.  Волны,  отраженные  от  верхней
и  нижней  поверхностей  пленки,  интерферируют,  образуя  пучок  R.
Часть  первичных  волн,  падающих  на  образец  под  углом  <р,
 отражается  поверхностью  раздела  воздух—пленка  (А).  Другие
волны  (их  доля  х)  преломляется  при  прохождении  интерферен¬
ционной  пленки  и  затем  отражаются  поверхностью  раздела
пленка—металл  (В).  На  поверхности  раздела  пленка—воздух
последний  пучок  еще  раз  частично  отражается  (С)  и  частично
преломляется,  при  этом  отраженный  пучок  накладывается  на
пучок,  который  был  вначале  отражен  этой  поверхностью  раз¬
дела  (А).  Последовательные  отражения  бесконечно  повторяются
между  поверхностями  интерференционной  пленки,  где  свет
задерживается  до  его  полного  гашения  из-за  потерь  на  поглоще¬
ние  и  при  последовательных  отражениях.  Контраст  увеличивается
тем  больше,  чем  сильнее  ослаблена  интенсивность  отраженного
света  из-за  интерференции:  максимальный  контраст  между  двумя
различными  кристаллами  образца  получается,  когда  свет,  отра¬
женный  одним  из  них,  полностью  подавляется  интерференцией.
Для  достижения  этого  интерференционная  пленка,  коэффициент
поглощения  которой  мал,  должна  удовлетворять  двум  условиям:
 1) 	сдвиг  фаз,  при  котором  происходит  интерференция  волн,
отраженных  от  поверхностей  раздела  воздух—пленка  и  пленка—
металл,  должен  быть  равен  половине  длины  волны,  т.  е.  180°;
 R 	£
 2) 	амплитуды  волн,  отраженных  от  поверхностей  раздела
воздух—пленка  и  пленка—металл,  должны  быть  равны.  Фазовое
условие  выполняется  для  пленок  следующих  толщин  (ds):
ds  =  XI4ns  +  6/-/2  —  интерференция  нулевого  порядка;
ds  =  3X/4ns  +  6г/2  —  интерференция  первого  порядка;
ds  =  5V4п3  +  5г/2  —"интерференция  второго  порядка  и  т.  д.,
где  ns  —  показатель  преломления  слоя;
 6Г  —  сдвиг  фаз,  вызванный  отражением  от  поверхности
раздела  пленка—металл,  который  действует  в  том  же
направлении,  что  и  увеличение  толщины  слоя.
 Для  выполнения  амплитудного  условия  элементы  структуры
металла  должны  иметь  очень  высокие  показатели  преломления;
это  условие  трудно  выполнить.
 Максимальное  различие  в  яркости  изображений  двух  струк¬
турных  составляющих  достигается  путем  осаждения  из  пара
селенида  цинка  (я?  >3,0),  который  является  слабым  поглоти¬
телем,  а  также  окиси  титана  (ns  «  2,6).  Сульфид  цинка  (ns  =
=  2,4)  совершенно  прозрачен  и  его  показатель  преломления
достаточно  высок,  чтобы  удовлетворить  амплитудному  условию
неметаллических  включений  (окислов,  сульфидов,  нитридов
и  т.  д.).  Осаждение  из  пара  селенида  цинка  обычно  обеспечивает
достаточный  контраст  между  металлическими  фазами,  встреча¬
ющимися,  например,  в  железных  сплавах.
 Высокий  показатель  преломления  осажденного  из  пара  слоя
увеличивает  не  только  разницу  в  яркости,  но  также  сдвиги  фаз
волн,  отраженных  различными  структурными  составляющими.
Так  как  увеличение  сдвига  фаз  на  поверхности  раздела  пленка—
металл  действует  в  том  же  направлении,  что  и  увеличение  тол¬
щины  слоя,  разность  фаз  волн  от  двух  компонентов  структуры
будет  вызывать  смещение  в  спектре  интерференционных  мини¬
мумов,  а  интерференционный  минимум  для  компонентов,  которые
обеспечивают  наибольший  сдвиг  фаз,  будет  перемещаться  к  мень¬
шим  длинам  волн.  Следовательно,  различия  в  сдвиге  фаз  вызы¬
вают  различие  цветов  компонентов  структуры.
 Фазовоконтрастная  микроскопия  требует  сдвига  фаз  по  край¬
ней  мере  от  6  до  7°.  Так  как  человеческий  глаз  может  наблюдать
различия  в  цветах  больше,  чем  изменение  длины  волны  10—
20  А  (1—2  нм),  использование  интерференционных  пленок  позво¬
ляет  обнаружить  разницу  в  фазовых  углах  около  1°,  если  исхо¬
дить  из  соотношения  1°  =  Х550оА/2л 	15  А  (1,5  нм).  Следова¬
 тельно,  метод,  основанный  на  осаждении  интерференционной
пленки  из  пара,  имеет  преимущество  перед  обычным  фазово¬
контрастным  методом.  Другое  преимущество  метода  пленок  за¬
ключается  в  том,  что  небольшой  рельеф  на  металлической  поверх¬
ности  не  является  обязательным;  однако  он  отнюдь  не  мешает
наблюдению,  кроме  того,  он  позволяет  получить  обычное  фазово¬
контрастное  изображение.
 45

Полированная  поверхности  образца  покрывается  в  вакууме
10"4—10~6  мм  pm.  cm.  (10~2—10-3  н/м2)  осажденной  из  пара
пленкой,  интерференционный  минимум  которой  лежит  в  зеленой
области  спектра;  при  освещении  белым  светом  поверхность  будет
выглядеть  темно-красной.  Так  как  заранее  не  известны  условия,
при  которых  будет  проведено  исследование  (требуемое  увеличе¬
ние,  степень  контраста  между  различными  компонентами  и  т.  д.),
лучше  всего  получить  клиновидную  пленку  осаждением  под
косым  углом;  среди  интерференционных  цветов  будет  присутст¬
вовать  и  тот  цвет,  который  обеспечивает  максимальный  кон¬
траст  по  яркости  и  цвету  между  различными  компонентами
образца.
 По  сравнению  с  методами  травления,  метод  интерференцион¬
ных  пленок  имеет  большое  преимущество;  он  позволяет  выявлять
все  структурные  компоненты  одновременно  в  их  первоначальном
виде,  не  искажая  их  исходных  размеров.
 6. 	ТРАВЛЕНИЕ  ИОННОЙ  БОМБАРДИРОВКОЙ
 Электрический  разряд  между  двумя  электродами  в  вакуум¬
ной  трубке  обычно  сопровождается  потерей  массы  катода.  Это
«катодное  распыление»  является  результатом  бомбардировки
катода  положительными  ионами  ионизированного  газа,  или
плазмы.  Распыленный  металл  конденсируется  на  соседних  поверх¬
ностях  или  вновь  осаждается  (полностью  или  частично)  на  ка¬
тоде.  На  результаты  ионной  бомбардировки  влияет  несколько
факторов:
 1. 	Природа  ионов:  количество  атомов,  выбиваемых  из  ка¬
тода  в  единицу  времени,  увеличивается  с  возрастанием  атомного
номера  бомбардирующих  ионов,  однако  оно  не  пропорционально
атомному  номеру.
 2. 	Энергия  и  плотность  пучка:  скорость  травления  зависит
от  ускоряющего  напряжения;  она  увеличивается  с  увеличением
напряжения  до  10  кв,  затем  наступает  насыщение.  Высокие  уровни
энергии  могут  привести  к  внедрению  ионов  в  кристаллическую
решетку  и  к  появлению  характерных  дефектов.
 3. 	Вакуум,  в  котором  осуществляется  бомбардировка:  орга¬
нические  молекулы,  присутствующие  в  камере,  разлагаются  при
столкновении  с  ионами  пучка.
 4. 	Природа  образца,  от  которой  зависят  явления  рекристал¬
лизации,  эпитаксиального  роста  и  повторного  осаждения,  а  также
удаление  загрязняющих  пленок.
 5. 	Состояние  поверхности  образца  —  оно  обусловливает
в  значительной  степени  характер  поверхности  после  травления.
 6. 	Взаимное  расположение  пушки  и  образца  —  оно  влияет
на  повторное  осаждение,  являющееся  результатом  столкновения
частиц,  удаленных  из  объекта,  со  стенками  камеры.  Этот  эффект
является  значительным,  если  длина  свободного  пробега  удален¬
ных  частиц  больше,  чем  расстояние  между  образцом  и  стенками.
 Вообще  говоря,  если  энергия  ниже  5  кв,  т.  е.  если  ионы
проникают  на  глубину  менее  10—20  А  (1—2  нм),  действие  ионной
бомбардировки  ограничивается  поверхностью  —  удаляются  при¬
меси,  слабо  сцепленные  с  поверхностью,  например,  загрязня¬
ющие  пленки,  жир,  окисные  слои  и  др.
 Удаление  вещества  ионной  бомбардировкой  дает  возможность
готовить  из  образцов  толщиной  в  несколько  микрон  тонкие  фольги
для  непосредственного  наблюдения  в  электронном  микроскопе
(ср.  гл.  13).
 В  металлографии  ионную  бомбардировку  применяют  для
избирательного  травления,  приводящего  к  образованию  рельефа.
Так  выявляются,  например,  границы  зерен,  дислокации,  линии
скольжения  и  т.  д.
 В  некоторых  случаях  ионная  бомбардировка,  если  пучок
ионов  имеет  достаточную  энергию  (5  кв  и  более),  изменяет  струк¬
туру  поверхности  образца.  Ионы  проникают  в  более  глубокие
слои  кристаллической  решетки,  нарушают  ее,  способствуют  обра¬
зованию  новых  дефектов,  например,  волокнистых  структур
вследствие  ориентированной  рекристаллизации  и  т.  д.  Все  это
может  привести  к  ошибочной  интерпретации  структуры.
 Ионная  бомбардировка  может  вызвать  и  химические  реакции,
например,  окисление,  азотирование  и  пассивацию,  когда  бомбар¬
дируемый  материал  склонен  реагировать  с  используемыми
ионами.
 Этот  метод  начали  применять  около  15  лет  тому  назад  и  он
дал  хорошие  результаты  при  обработке  образцов,  которые  плохо
поддаются  травлению  химическими  реактивами.
 Ионное  травление  применяют  главным  образом  при  изучении
металлов,  используемых  в  ядерной  энергетике,  а  так  же  как  метод
препарирования  в  электронной  микроскопии,  благодаря  тому,
что  оно  позволяет  относительно  легко  регулировать  степень
травления.  Метод  ионной  бомбардировки  мог  бы  дать  интересные
результаты  в  оптической  микроскопии.
 46
 Глава  12
 ПРИГОТОВЛЕНИЕ  ОБРАЗЦОВ
ДЛЯ  ЭЛЕКТРОННОЙ  микроскопии
И  ПРИНЦИПЫ  ОБРАЗОВАНИЯ
ИЗОБРАЖЕНИЙ
 В  гл.  3,  где  описывался  электронный  микроскоп,  особое
внимание  было  уделено  разрешающей  способности,  зависящей
от  длины  волны  используемого  излучения,  и  почти  ничего  не
было  сказано  об  объектах  исследования  —  непрозрачных  телах.
 Оптическая  металлография,  созданная  такими  учеными,  как
Осмонд,  Троост,  Мартенс  и  Сорби1,  стала  практическим  методом
лишь  после  того  как  Ле  Шателье  разработал  отражательный
оптический  микроскоп,  позволяющий  исследовать  непрозрач¬
ные  тела.
 Также  не  были  предназначены  для  исследования  непрозрач¬
ных  материалов  новые  виды  микроскопов,  основанные  на  приме¬
нении  ультрафиолетовых  и  рентгеновских  лучей  или  электронов.
Кроме  того,  проведение  исследований  на  этих  микроскопах
оказалось  весьма  сложным  и  трудным,  а  разрешения  не  столь  уж
высокими,  за  исключением  разрешений,  получаемых  в  просве¬
чивающей  электронной  микроскопии.
 Несмотря  на  то,  что  в  просвечивающем  электронном  микро¬
скопе  можно  наблюдать  прозрачные  для  электронов  препараты
и  поэтому  он  непригоден  для  исследования  массивных  металли¬
ческих  образцов  2,  обеспечиваемое  им  высокое  разрешение  за¬
ставило  металлургов  изобрести  методы,  которые  позволили  ис¬
пользовать  микроскоп  для  металлографических  наблюдений.
 Поскольку  невозможно  исследовать  саму  металлическую
поверхность,  были  сделаны  попытки  скопировать  ее  с  помощью
«реплик»  или  «отпечатков»,  которые  являются  тонкими  слепками,
прозрачными  для  электронов.
 Основной  задачей  при  разработке  этого  метода  было  получе¬
ние  точных  и  чувствительных  реплик:  точных  в  том  смысле,  что
реплики  должны  без  ошибок  копировать  топографию  исследуемой
поверхности,  и  чувствительных,  т.  е.  способных  обеспечить  при
наблюдении  достаточное  разрешение  и  необходимую  степень
контраста.
 Однако  этот  метод,  точность  и  чувствительность  которого
нельзя  совершенствовать  беспредельно,  обладает  разрешающей
способностью  значительно  ниже  теоретической.  В  противополож¬
ность  оптической  микроскопии  здесь  лимитирующим  является
не  разрешение  прибора,  а  разрешение  реплики.
 Следовательно,  приготовление  реплик  должно  быть  рас¬
смотрено  с  двух  точек  зрения:  методов  приготовления  и  их  влия¬
ния  на  разрешение  изображения  и  интерпретацию  результатов.
 В  этой  связи  следует  помнить,  что  металлографическое  ис¬
следование  требует  большого  количества  образцов.  Поэтому
приготовление  реплик  не  должно  отнимать  много  времени,
а  микрофотографии  их  должны  легко  интерпретироваться.
Эти  условия  следует  соблюдать  даже  в  том  случае,  если  их  вы¬
полнение  повлечет  за  собой  некоторую  потерю  разрешения.
 1. 	ПОЛИРОВКА
 Этот  вопрос  уже  был  подробно  рассмотрен  в  гл.  10  и  здесь
больше  не  будет  обсуждаться.  Следует  лишь  отметить,  что  об¬
разцы,  предназначенные  для  электронномикроскопического  ис¬
следования,  должны  полироваться  тщательнее,  чем  для  опти¬
ческой  микроскопии;  это  связано  с  необходимостью  получения
высокого  разрешения.
 2. 	ТРАВЛЕНИЕ
 Травление  образцов  перед  их  металлографическим  исследо¬
ванием  рассмотрено  в  гл.  11.
 Как  правило,  травление  образцов  для  электронномикроско¬
пического  исследования  должно  быть  не  таким  глубоким,  как  для
оптического  микроскопа.  Для  этого  имеется  несколько  причин:
 1. 	Слабое  травление  дает  возможность  наблюдать  более-
мелкие  детали;  это  особенно  ценно  в  электронной  микроскопии,
 1 	П.  П.  Аносовым  за  50  лет  до  них  впервые  применен  микроскоп
для  изучения  микроструктуры  стали  (Прим.  ред).
 2 	Пучок  электронов,  ускоренный  разностью  потенциалов  100  /се.
почти  полностью  поглощается  железом  толщиной  0,1  мкм.  Тонкие  метал¬
лические  фольги,  используемые  для  прямого  наблюдения  в  просвечи¬
вающем  электронном  микроскопе,  должны  иметь  толщину  порядка
 —500  А  (0,05  мкм).  Эта  толщина  зависит  от  атомного  номера  металла  и.
ускоряющего  напряжения.  В  новых  электронных  микроскопах  с  уско¬
ряющим  напряжением  500—1000  кв  можно  просвечивать  фольги  алю¬
миния  толщиной  порядка  микронов  (Прим.  ред.).

так  как  прибор  позволяет  разрешать  эти  детали.  В  то  же  время
глубина  травления  должна  обеспечить  достаточный  контраст.
 2. 	Чем  интенсивнее  травление,  тем  резче  рельеф  и  глубже
ямки  травления,  поэтому  реплика  будет  сильно  сцеплена  с  по¬
верхностью  образца,  и  ее  будет  очень  трудно  удалить,  не  повредив.
Для  того  чтобы  травление  было  мягким,  следует  выбирать  или
менее  активные,  или  более  разбавленные  растворы.  Вторые
являются  предпочтительными,  так  как  понижение  концентрации
уменьшает  скорость  травления,  и  в  этом  случае  легче  контроли¬
ровать  интенсивность  травления,  оставляя  неизменным  его  ка¬
чественный  эффект.  В  результате  этого  становится  возможным
непосредственное  сравнение  данных  электронной  микроскопии
и  оптической  металлографии.
 Когда  же  требуется  извлечь  из  металлических  образцов
карбиды,  включения  и  т.  д.  (экстракционные  реплики),  образцы
следует  травить  достаточно  интенсивно,  чтобы  освободить  эти
частицы.  При  этом  жидкая  пластмасса,  из  которой  приготовляется
реплика,  обволакивает  изолированные  частицы,  и,  высыхая,
прочно  сцепляется  с  ними.  При  снятии  реплики  эти  частицы
(если  размеры  их  не  очень  велики)  отделяются  от  металла  и
остаются  в  реплике.
 3. 	РЕПЛИКИ
 Чтобы  упрочнить  реплику  и  облегчить  ее  отделение  от  поверх¬
ности  образца,  можно  использовать  липкий  пластырь,  который
накладывают  на  реплику,  на  которую  предварительно  помещают
несколько  сеток.  Это  лучший  способ  снятия  пленки  (естественно,
эта  операция  не  проводится  под  водой).  Перед  отделением  реп¬
лики  необходимо  обрезать  по  окружности  сеток.
 Реплики  можно  также  усилить  осаждением  на  них  толстого
слоя  другой  пластмассы.  После  отделения  реплики  этот  слой
растворяют.  Например,  мовиталевую  реплику  после  сушки  упроч¬
няют  толстым  слоем  коллодия  в  растворе  амилацетата,  и  тща¬
тельно  высушивают  в  эксикаторе.  Затем  реплику  отделяют  от
поверхности  образца  и  разрезают  на  небольшие  квадраты,  соот¬
ветствующие  размерам  сеток,  которые  помещают  в  амилацетат
для  растворения  упрочняющего  слоя.
 Одна  из  поверхностей  пластической  реплики  соответствует
топографии  поверхности  образца,  а  другая  практически  плоская.
 Принципы  метода  и  некоторые  типы  реплик  были  разрабо¬
таны  X.  Малем  еще  в  30-х  годах;  возможны  различные  принципы
их  классификации.
 Реплики  можно  разделить  на  одноступенчатые,  или  нега¬
тивные,  которые  получают,  заливая  пластмассой  поверхность
объекта,  и  двухступенчатые,  или  позитивные,  для  получения
которых  приготавливают  сначала  негативную  реплику  поверх¬
ности,  а  затем  —  позитивную  реплику  с  нее.
 Их  можно  подразделять  также  на  молекулярные  реплики,
которые  легко  приготовить,  но  которые  не  выявляют  мелких
деталей  структуры,  и  получаемые  методом  испарения  в  вакууме
атомные  реплики,  которые  позволяют  выявить  очень  мелкие
детали.  Используемые  для  изготовления  реплик  вещества  не
могут  выявить  детали,  которые  были  бы  меньше  наименьшего
элемента  их  молекулярной  структуры,  поэтому  применимость
этих  веществ  наряду  с  другими  факторами  ограничивается  раз¬
мерами  их  молекул.
 4. 	ОДНОСТУПЕНЧАТЫЕ,  ПРЯМЫЕ,
 ИЛИ  НЕГАТИВНЫЕ  РЕПЛИКИ
 Пластические  негативные  реплики
 Приготовление  таких  реплик  является  наиболее  легким.
Они  называются  негативными,  так  как  их  выступы  и  углубле¬
ния  ориентированы  противоположно  по  отношению  к  выступам
и  углублениям  исходной  поверхности.  Процесс  включает  сле¬
дующие  основные  операции:
 1) 	заливку  полированной  и  протравленной  поверхности  рас¬
твором  пластмассы  (обычно  формвара,  коллодия,  парлодиона  и
мовиталя,  растворенных  в  диоксане,  амилацетате  или  хлоро¬
форме);
 2) 	отделение  высохшей  пленки  с  поверхности;
 3) 	оттенение,  если  это  необходимо,  полученной  таким  обра¬
зом  реплики  для  увеличения  контраста.
 Осуществление  этих  операций  особенно  отделение  реплики
от  металлической  поверхности  наталкивается  на  ряд  затрудне¬
ний.  Для  отделения  реплики  без  повреждения  ее  было  пред¬
ложено  несколько  методов.
 Самый  простой  из  них  состоит  в  непосредственном  «сдирании»
пластической  пленки  с  металлической  поверхности  в  определен¬
ной  среде  (воздух,  газ,  пары  воды,  дистиллированная  вода  или
другая  жидкость).  Эта  среда,  например  вода,  проникая  в  про¬
странство  между  репликой  и  поверхностью  образца,  облегчает
отделение.  Кроме  того,  довольно  большое  поверхностное  натяже¬
ние  жидкости  заставляет  реплику  сразу  же  после  отделения
восстанавливать  свою  первоначальную  форму.  Для  отделения
реплики  образец  погружают  в  воду.  Затем  булавкой  приподни¬
мают  угол  пленки  и  реплику  осторожно  оттягивают  лаборатор¬
ным  пинцетом  с  плоскими  захватами.  После  этого  реплику  пере¬
ворачивают  и  извлекают  на  поверхность  воды;  здесь  она  авто¬
матически  восстанавливает  свою  первоначальную  форму.  Затем
под  нее  подкладывают  стеклянную  пластинку,  на  которой  рас¬
положено  несколько  сеток  для  образцов.  Плоская  поверхность
реплики  остается  на  сетке,  так  что  всегда  возможно  последующее
оттенение  деталей  реплики.  Описанная  выше  процедура,  к  сожа¬
лению,  может  повредить  тонкие  реплики,  в  то  же  время  излиш¬
няя  толщина  ухудшает  разрешение  реплик.
 I
 У
 Рис.  35:
 1  —  оттенение;  2  —  реплика;
3  —  без  диафрагмы;  4  —  диа¬
фрагма
 Контраст  изображения,  который  является  результатом  локаль¬
ных  изменений  в  толщине  реплики,  зависит  только  от  различий
в  уровне  рельефа  (рис.  35).
 Толщина  реплики  зависит  от  начальной  концентрации  рас-
тг  >ра,  поэтому  ее  можно  регулировать  изменением  концентрации
или  наклоном  поверхности  образца,  которая  заливается  раство¬
ром  пластмассы.  Эта  толщина  в  значительной  степени  влияет  на
разрешение  изображения,  получаемого  в  электронном  микро¬
скопе.  Контраст  в  просвечивающей  электронной  микроскопии,
являясь  результатом  различий  в  поглощении  электронов  в  раз¬
личных  точках  объекта  (так  же  как  в  оптической  микроскопии),
определяется  прежде  всего  рассеянием  электронов.  Рассеяние
электронов  в  определенных  местах  уменьшает  интенсивность
падающего  пучка,  количество  рассеянных  электронов  зависит
от  материала  реплики  и  ее  толщины  в  данной  точке1.  Кроме
того,  рассеянные  электроны  вызывают  появление  заметного
непрерывного  фона,  который  влияет  на  общий  контраст  изобра¬
жения,  так  как  уменьшаются  изменения  интенсивности  (см.
рис.  35).  По  этой  причине  детали  изображения  на  электронно¬
микроскопическом  снимке  будут  видны  только  в  том  случае,
когда  локальные  изменения  толщины  равны  примерно  одной
десятой  средней  толщины  реплики.  Поэтому  чем  тоньше  реплика,
тем  более  мелкие  детали  удается  различить.
 Одноступенчатые  пластические  реплики  часто  делают  отно¬
сительно  толстыми  —  порядка  2000  А  (200  нм)  (чтобы  избежать
их  повреждения  при  снятии  с  поверхности  металла),  поэтому
они  дают  ощутимый  контраст  только  для  деталей,  которым  соот¬
ветствует  разница  в  уровне  около  200  А  (20  нм).
 Упрочнением  реплик  до  их  снятия  с  поверхности  могут  быть
получены  более  тонкие  пленки  и,  следовательно,  достигнуты
более  высокие  разрешения  и  контраст.  К  сожалению,  очень
тонкие  пленки  легко  повреждаются  и  весьма  не  стойки  под  элек-
 1  Относительная  интенсивность  в  данной  точке  изображения  опре¬
деляется  долей  падающих  эсктронов,  рассеянных  через  объективную
апертуру  и  соответствующих  точке  объекта.  Для  данной  точки  х  она
дается  соотношением:
 где  ifi9  —  относительная  интенсивность,  связанная  с  точкой  объекта;
О  —  фактор  атомного  рассеяния  для  простого  рассеяния  через
углы,  большие,  чем  физическая  апертура  объектива;
 N  —  число  атомов  в  I  см9.
 47

тронным  пучком.  Для  формваровых  пленок  допускается  наимень¬
шая  толщина  порядка  800  А  (80  нм),  т.  е.  разница  в  уровне  для
получения  заметного  контраста  составляет  около  80  А  (8  нм).
 Прямые  угольные  реплики
 Угольные  реплики  позволяют  просто  и  быстро  копировать
поверхность.  Этот  метод  позволяет  выявлять  мелкие  детали  и
дает  высококонтрастные  изображения  металлических  структур,
но  после  отделения  реплики  поверхность  образца  требует  повтор¬
ной  полировки  и  травления.  Реплики  получаются  путем  непо¬
средственного  осаждения  испаренного  углерода  в  вакууме  на
поверхность  образца.  Источником  углерода  являются  чистые
угольные  электроды,  применяемые  в  спектрографии.  Для  полу¬
чения  пленок  удовлетворительного  качества  требуется  строгое
соблюдение  некоторых  условий:  напряжение  на  выводах  электро¬
дов  20  в  дает  удовлетворительные  пленки,  но  при  напряжениях
меньше  15  в  получаются  хрупкие  пленки,  которые  раскраши¬
ваются  на  небольшие,  почти  непригодные  к  употреблению
осколки.  Угольные  реплики  снимают  электролитически  в  тех  же
растворах,  в  которых  производится  электролитическая  поли¬
ровка,  при  этом  в  процессе  отделения  не  должны  образовываться
газы  и  нерастворимые  частицы.
 Чтобы  покрыть  поверхность  образца  сплошной  пленкой,
иногда  испаряют  углерод  из  двух  источников,  удаленных  друг
от  друга  на  некоторое  расстояние.  Однако  эта  дополнительная
мера  предосторожности  обычно  бывает  излишней.  Кроме  того,
интерпретировать  полученную  реплику  не  всегда  легко,  так  как
осаждение  углерода  равносильно  оттенению,  так  что  на  фотогра¬
фии  получаются  две  собственные  и  две  внешние  тени.  Более  того,
углерод,  как  и  моноокись  кремния,  подвержен  течению  по  по¬
верхности  металла,  поэтому  получается  сплошная  пленка  с  пол¬
ностью  затененными,  покрытыми  тонким  слоем  углерода.
 5. 	ДВУХСТУПЕНЧАТЫЕ,
 ИЛИ  ПОЗИТИВНЫЕ  РЕПЛИКИ  (ф.  115)
 Двухступенчатые  реплики  называют  позитивными,  так  как
их  выступы  и  углубления  точно  соответствуют  выступам  и  углуб¬
лениям  исходной  поверхности.  Для  их  получения  сначала  при¬
готовляют  негативный  отпечаток  с  полированной  и  протравленной
поверхности,  с  которого  затем  делают  вторую,  или  позитивную
реплику.  Удовлетворять  условиям  электронномикроскопиче¬
ского  наблюдения  должна  только  конечная  позитивная  реплика.
 Двухступенчатые  реплики  приготовить  труднее,  чем  одно¬
ступенчатые,  и  опасность  появления  в  них  ложных  структур
больше.  Однако  в  некоторых  случаях  они  полезны,  например,
когда  нужно  сохранить  неповрежденной  поверхность  образца,
чтобы  проводить  параллельные  наблюдения,  или  когда  необхо¬
димо  приготовить  с  одного  и  того  же  участка  несколько  реплик.
 При  двухступенчатом  копировании  первичный  отпечаток
может  быть  относительно  толстым,  что  облегчает  его  отделение.
Обычно  негативный  отпечаток  приготовляют  из  пластмасс  или
металлов,  которые  должны  удовлетворять  следующим  условиям:
 а) 	материал  реплики  должен  полностью  растворяться  в  ре¬
активе,  который  не  разрушает  вторую  реплику;
 б) 	он  должен  обладать  очень  тонкой  собственной  структурой,
чтобы  не  ухудшилось  разрешение  конечной  реплики.
 Большинство  металлов  удовлетворяют  первому  из  этих  тре¬
бований,  но  второму  не  всегда.  Металлические  пленки  с  очень
тонким  строением  получаются  вакуумным  испарением  (при  давле¬
нии  не  выше  5-10“6  мм  pm.  cm.,  5-10“3  н/м2)  или  химическим
или  электролитическим  осаждением.  В  настоящее  время  наи¬
более  часто  применяют  для  этой  цели  серебро,  алюминий  и  медь.
 Что  касается  пластических  реплик,  то  существует  четыре
различных  метода  их  получения:
 1. 	Поверхность  образца  покрывают  толстым  слоем  раствора
пластмассы.  После  испарения  растворителя  отпечаток  снимают
пинцетом  или  при  помощи  лейкопластыря.  Таким  образом  в  на¬
стоящее  время  получают  коллодиевые  и  формваровые  реплики.
 2. 	На  поверхность  образца  наливают  каплю  растворителя,
после  чего  к  поверхности  прижимают  пластинку  из  пластической
смолы.  После  высыхания  отпечаток  снимается  легко.  Примером
могут  служить  реплики  из  триафол  с  ацетоном.
 3. 	Тонкий  лист  термопласта  прижимают  к  поверхности
образца  и  все  вместе  нагревают  в  небольшой  электрической  печи.
Например,  к  образцу  можно  приложить  лист  полистирола  под
давлением  в  несколько  атмосфер  и  нагревать  до  160°  С.  После
•охлаждения  реплика  легко  отделяется.  Чтобы  между  образцом
и  листом  пластмассы  не  образовывались  пузырьки  воздуха,
нагрев  следует  вести  в  вакууме.
 48
 4. 	Образец  покрывают  частично  полимеризованной  пласт¬
массой  и  оставляют  ее  до  полной  полимеризации.  Чаще  всего
этот  метод  применяют  для  приготовления  реплик  из  мономера
метилметакрилата,  дестабилизированного  после  того,  как  он
претерпел  некоторую  начальную  полимеризацию.
 Приготовление  первичных  реплик  из  пластмасс  значительно
проще,  чем  из  металлов,  особенно  когда  используются  пластмас¬
совые  пластинки.  Однако  пластмассы  набухают  при  растворении,
и  это  может  повредить  конечную  реплику.  Более  того,  разрешение
пластмассовых  реплик  ограничено  из-за  их  молекулярного
строения  и  оказывается  не  лучше  150  А  (15  нм).
 Позитивная  реплика  получается  после  второй  операции
копирования,  которая  заключается  в  том,  что  на  первичную
реплику  прямым  испарением  в  вакууме  осаждается  углерод  или
моноокись  кремния.  Первичную  реплику,  чтобы  облегчить  мани¬
пулирование,  устанавливают  на  стеклянной  пластинке.  После
осаждения  обе  реплики,  все  еще  сцепленные  одна  с  другой,  раз¬
резаются  на  небольшие  квадраты,  соответствующие  размеру
держателей  образцов.  Затем  первичную  реплику  полностью
растворяют.  После  промывки  в  воде  позитивные  реплики  поме¬
щают  в  держатели  образцов.
 Разрешение  реплик  из  углерода  или  моноокиси  кремния
выше,  чем  разрешение  первичных  пластмассовых  или  металли¬
ческих  реплик.  Следовательно,  разрешение,  достигаемое  при
помощи  двухступенчатого  копирования,  ограничивается  разреше¬
нием  первичных  отпечатков.
 Как  уже  отмечалось,  изображение,  полученное  с  помощью
реплик  из  углерода  или  моноокиси  кремния,  не  всегда  легко
интерпретировать.
 В  первом  приближении  можно  предположить,  что  углеродный
слой  имеет  постоянную  толщину.  Следовательно,  из-за  того,
что  склоны  выступов  и  углублений  в  реплике  имеют  разные  на¬
клоны,  путь  электронов  через  реплику  и,  следовательно,  степень
поглощения  и  рассеяния  электронов  будет  меняться,  т.  е.  воз¬
никнет  контраст  изображения.
 Изображение  конечной  реплики  в  электронном  микроскопе
можно  сравнить  непосредственно  с  изображением  образца,
полученного  в  отражательном  оптическом  микроскопе.
 Однако  контраст  изображения  реплики  не  всегда  удовлетво¬
рителен  и  его  можно  увеличить  оттенением.  Имеются  два  способа
оттенения  двухступенчатых  реплик:  оттеняется  первичная  реп¬
лика  до  осаждения  вторичной  реплики  (предварительное  оттене-
ние),  или  оттеняется  конечная  реплика  после  растворения  пер¬
вичного  отпечатка  (последующее  оттенение).  Оба  метода  дают
приблизительно  одинаковый  контраст.
 Так  как  оттенение  проводится  под  углом  к  поверхности  реп¬
лики,  на  сторонах  деталей  поверхности,  которые  образуют
большие  углы  (максимум  90°)  с  направлением  оттенения,  оса¬
ждаются  более  толстые  слои,  чем  на  сторонах,  которые  образуют
с  этим  направлением  небольшие  углы.  Эти  изменения  в  толщине
осажденного  металла  увеличивают  эффект  контраста.
 Изображение  оттененной  реплики  можно  сравнить  с  изобра¬
жением  металлографического  образца,  исследованного  в  опти¬
ческом  микроскопе  при  косом  освещении.
 Платина,  часто  применяемая  для  оттенения  одноступенчатых
реплик,  испаряется  только  при  очень  высокой  температуре.
Поэтому  применять  этот  металл  для  оттенения  пластмассовых
реплик  не  рекомендуется.
 Недостатком  метода  последующего  оттенения  является  то,
что  оттеняются  и,  следовательно,  усиливаются  все  дефекты  ко¬
нечной  реплики.  Поэтому  обычно  предпочитают  предварительное
оттенение.
 Вообще  говоря,  выбор  метода,  материала  отпечатка,  отте¬
няющего  металла  и  угла  оттенения  при  приготовлении  как  одно¬
ступенчатых,  так  и  двухступенчатых  реплик  зависит  главным
образом  от  природы  и  структуры  исследуемого  образца.
 6. 	ЭКСТРАКЦИОННЫЕ  РЕПЛИКИ
 Даже  самые  совершенные  реплики  могут  передать  только
топографию  металлической  поверхности,  но  не  внутреннюю
структуру.  Иногда  это  составляет  единственную  цель  работы,
однако  основной  задачей  металлографии  является  исследование
внутренней  структуры  металлов.  При  использовании  любого
из  описанных  методов  приготовления  реплик  особенно  сложным
является  предварительное  травление,  в  результате  которого
локальные  изменения  химического  или  кристаллографического
характера  должны  преобразоваться  в  изменения  топографии.
Поэтому  нетрудно  понять  тот  большой  интерес,  который  прояв¬
ляется  к  экстракционным  репликам.  В  отличие  от  реплики,
являющейся  просто  отпечатком  поверхности,  в  случае  экстрак¬
ционных  реплик,  извлеченные  репликой  выделения  сохраняют

свою  индивидуальность,  ориентацию  и  внутреннюю  структуру,
поэтому  их  можно  исследовать  с  помощью  электронной  ди¬
фракции.
 Неметаллические  составляющие  такие,  как  включения,
карбиды,  могут  быть  изолированы  химическим  или  электролити¬
ческим  растворением  матрицы.  Экстрагированные  таким  образом
осадки  собирают  и  после  соответствующего  диспергирования
исследуют  под  электронным  микроскопом  или  с  помощью  элек¬
тронной  дифракции.
 Однако  больший  интерес  представляет  экстрагирование
выделений  из  металлической  поверхности  в  реплику  или  экстра¬
гирование  in  situ  \  так  как  оно  позволяет  получить  информацию
 скопа  для  данного  увеличения.  Следовательно,  выполняются
условия,  необходимые  для  исследования  поверхностей  изломов,
т.  е.  для  «микрофрактографии»,  при  этом  имеется  дополнительное
преимущество  —  высокая  разрешающая  способность.
 Реплики  для  микрофрактографического  исследования  при¬
готовляются  следующим  образом.  На  исследуемую  поверхность
прессуется  электролитически  отполированный  алюминий  высокой
чистоты.  Таким  образом,  получается  отпечаток,  с  которого  при¬
готовляют  оксидную  реплику  путем  анодного  окисления  и  по¬
следующего  растворения  алюминия  в  хлористой  ртути.  Однако
снятые  с  поверхности  пленки  окиси  алюминия,  имеющие  резко
выраженный  рельеф,  трудно  очистить  и  получить  тонкие  сплош-
 Рис.  36
 о  морфологии  выделения.  Первая  стадия  в  этом  методе  идентична
первой  стадии  приготовления  негативных  пластических  реплик
за  исключением  того,  что  поверхность  образца  должна  быть  про¬
травлена  глубже,  чтобы  освободились  карбиды  и  другие  неметал¬
лические  частицы.  При  заливке  поверхности  пластмасса  обвола¬
кивает  эти  частицы  и  при  высыхании  блокирует  их.  При  отделе¬
нии  реплики  от  поверхности  частицы,  если  только  они  не  очень
велики,  остаются  внедренными  в  нее  и  могут  быть  исследованы
под  электронным  микроскопом  непосредственно  и,  что  еще
более  важно,  в  тех  участках  структуры,  где  они  находятся  в  дей¬
ствительности.
 7.  МИКРОФРАКТОГРАФИЯ  (ф.  116)
 Трудность  исследования  под  оптическим  микроскопом  по¬
верхностей  изломов  металлических  образцов,  являющихся
весьма  неровными  в  микроскопическом  масштабе,  связана  с  очень
малой  глубиной  фокуса  и  небольшим  рабочим  фокусным  расстоя¬
нием  объектива  в  этом  приборе.  Поэтому  «фрактография»,  или
наблюдение  плоскостей  излома  разрушенных  металлических
образцов  под  оптическим  микроскопом  не  может  получить  широ¬
кого  распространения.
 В  электронном  микроскопе,  наоборот,  рабочее  фокусное
расстояние  объектива  достаточно,  а  глубина  фокуса  приблизи¬
тельно  в  1000  раз  больше,  чем  глубина  фокуса  оптического  микро-
 1  В  месте  нахождения  (лат.).  (Прим,  переч  ).
7  Металлография  железа,  том  I
 ные  реплики  достаточного  размера.  Кроме  того,  появляется
большое  количество  ложных  структур.
 К  исследованию  поверхностей  изломов  непосредственно  при¬
меним  метод  негативных  угольных  реплик  —  проводят  испаре¬
ние  углерода  из  двух  удаленных  один  от  другого  источников,
при  этом  поверхность  оказывается  покрытой  сплошной  пленкой;
затем  реплику  отделяют  обычными  способами.
 Интерпретация  микрофрактографических  снимков  не  всегда
проста  и  часто  целесообразно  получать  угольные  реплики  со¬
вместно  с  репликами  из  окиси  алюминия,  несмотря  на  недостатки
последних.
 При  интерпретации  угольных  реплик  необходимо  учитывать
следующее:  испарение  углерода  равносильно  оттеиению,  поэтому
на  фотографии  имеются  две  естественные  и  две  внешние  тени.
 8.  ОТТЕНЕНИЕ
 Недостаток  контраста  часто  уменьшает  практическую  цен¬
ность  реплики,  для  его  усиления  было  предложено  несколько
способов.
 Первый  состоит  в  отсекании  большинства  рассеянных  элек¬
тронов,  что  может  быть  достигнуто  помещением  в  объективную
линзу  диафрагмы1  (см.  рис  35).  При  этом  уничтожается  боль¬
шая  часть  сплошного  фона  и  легче  достигаются  требуемые  изме¬
нения  интенсивности.  Однако  такое  решение  не  приемлемо,  когда
 1  Эту  диафрагму  называют  также  «диафрагмой  контраста».
 49

нужны  и  достаточный  контраст,  и  высокое  разрешение.  На  прак¬
тике  невозможно  одновременно  достигнуть  того  и  другого,  так
как  диафрагма,  загрязняясь,  вызывает  потерю  разрешения  (или
появление  астигматизма).
 Другой  способ  состоит  в  осаждении  тяжелого  металла  на
реплику  путем  испарения  в  вакууме.  Д.  Хиллер  и  Е.  Г.  Рамберг
показали,  что  этот  метод  оттенения  больше,  чем  другие  улучшает
контраст,  так  как  металл  осаждается  преимущественно  на  опре¬
деленных  частях  структуры,  тем  самым  выявляя  их.
 Методика  такого  оттенения  чрезвычайно  проста:  металлы
испаряются  в  вакуумной  камере  от  нагретой  спирали  и  оса¬
ждаются  на  образцы  или  реплику,  помещенные  на  таком  расстоя¬
нии,  что  на  поверхность  падает  приблизительно  параллельный
пучок  атомов  испаренного  металла.
 Качество  оттенения  определяется  несколькими  факторами,
к  ним  относятся,  в  частности  природа  металла,  скорость  испа¬
рения  и  количество  испаренного  металла  (или  расстояние  от
источника  до  реплики),  а  также  угол  испарения.  Номограмма
для  оттенения  (по  3.  Огорелеку),  показанная  на  рис.  36,  яв¬
ляется  графическим  вариантом  соотношения:
 4  4  nR2Xd
 М  =  -5- 	5—10  5,
 3  sin  О
 где  М  —  масса  испаряемого  вещества,  мг;
 R  —  расстояние  между  образцом  и  источником,  см;
 X—  толщина  слоя,  А;
 d  —  плотность  испаряемого  вещества,  г/см3;
 0  —  угол  между  линией,  соединяющей  образец  и  источник
оттенения,  и  горизонталью,  град.;
 4/3  —  поправочный  коэффициент.
 Зная  массу  М  или  толщину  слоя  X,  по  номограмме  можно
непосредственно  определить  значения  других  параметров.
 Приведенный  пример  поясняет  применение  номограммы:  на
образце  с  R  =  15  см  и  0  =  30°  требуется  слой  палладия  в  20  А
(2  нм);  конец  пунктирной  линии  показывает  массу  требуемого
палладия.
 Что  касается  природы  металла,  то  его  зернистость  не  должна
быть  того  же  порядка  величины,  что  и  детали  структуры  иссле¬
дуемой  поверхности,  и  металл  не  должен  мигрировать  по  поверх¬
ности.  Так  как  необходимо  достигнуть  максимального  контраста
при  минимальной  толщине  осажденного  металла  (чтобы  скрыть
по  возможности  меньше  деталей),  имеет  значение  как  плотность,
так  и  способность  оттеняющего  металла  рассеивать  электроны.
Успешно  применялись  тяжелые  металлы,  такие  как  золото,
платина,  палладий,  хром,  марганец,  германий,  никель  или  их
сплавы,  а  также  уран.  Одним  из  первых  был  использован  хром,  его
применяют  и  до  сих  пор.  Хром  легко  испаряется,  но  из-за  его
относительно  низкой  плотности  необходимо  осаждать  довольно
толстые  слои.  Никель  дает  очень  тонкие  слои  —  толщиной
менее  20  А  (2  нм),  но  он  сплавляется  с  вольфрамовой  спиралью,
и  поэтому  плохо  испаряется.  Золото  имеет  тенденцию  спекаться
под  действием  электронного  пучка.  Этого  недостатка  лишены
платина,  палладий  и  даже  уран  —  их  можно  рекомендовать  для
осаждения  очень  тонких  слоев  (10  А  (1  нм)\.  Марганец,  как  и
хром,  осаждают  в  виде  более  толстых  слоев;  это,  вероятно,
может  привести  к  смазыванию  мелких  деталей.  Кроме  того,  мар¬
ганец  может  окисляться  на  воздухе.  Довольно  успешным  было
использование  сплавов  платины  с  палладием  и  золота  с  марган¬
цем  (манганин).  Последний  сплав  сохраняет  оттеняющую  способ¬
ность  золота  и  в  то  же  время  менее  подвержен  спеканию.
 Имеет  значение  также  расстояние  от  источника  испаряемого
металла  до  реплики,  так  как  от  него  в  значительной  степени  за¬
висит  температура  пленки.  И,  наконец,  для  получения  более
резких  теней  необходимы  высокие  скорости  испарения,  которые
целесообразно  получать  только  при  работе  в  вакууме
10'4  мм  pm.  cm.  (10“2  н/м2).
 Оттенение  иногда  вызывает  появление  ложных  структур.
На  очень  тонких  репликах  дополнительный  контраст  изображе¬
ния  может  быть  обусловлен  структурой  осажденного  металла  и
неровностями  реплики,  вызванными  напряжениями  на  свободной
поверхности  пластмассовой  пленки.  Кроме  того,  иногда  мелкие
детали  изображения  отражают  строение  материала  реплики,
а  не  собственную  структуру  образца.  Необходимо  также  иметь
в  виду,  что  металлический  слой  загрязняется,  например,  окислами
вольфрама  из  нагревательной  спирали  и  что  эти  окислы  в  неко¬
торых  случаях  влияют  на  оттененные  слои.
 Чтобы  избежать  этих  трудностей,  Р.  С.  Вилльямс  предложил
метод  предварительного  оттенения  органических  материалов.
При  этом  методе  непосредственно  на  образец  испаряется  металл
и  затем  образец  полностью  покрывается  пластмассовым  слоем.
При  снятии  реплики  металл  удаляется  вместе  с  ней  и  представ-
 50
 ляет  собой  очень  точный  негатив  исследуемой  поверхности  (атом¬
ная  реплика).  Такая  реплика  дает  высокие  разрешения.  К  сожа¬
лению,  метод  трудно  применить  для  металлических  образцов,
так  как  испаренный  металл  прочно  сцепляется  с  их  поверхностью.
 Глава  1^
 ТОНКИЕ  ФОЛЬГИ  МЕТАЛЛОВ
(ф.  117  и  118)
 1. 	ПРИГОТОВЛЕНИЕ  тонких  ФОЛЬГ
 В  многочисленных  исследованиях  было  успешно  проведено
прямое  наблюдение  тонких  металлических  фольг  при  помощи
просвечивающей  электронной  микроскопии.  Для  приготовления
образцов  тонкого  сечения  существуют  различные  методы.  Здесь
будет  рассмотрен  только  один  —  метод  утонения  путем  электро¬
литического  растворения  металла;  этот  метод  оказался  пригод¬
ным  для  многих  металлов  и  сплавов.
 Образец  толщиной  0,1—0,2  мм  покрывают  лаком,  оставляя
на  каждой  стороне  образца  свободное  окно  площадью  около
300  мм2.  В  качестве  лака  может  служить,  например,  раствор
полистирольной  смолы  в  трихлорэтилене,  который  не  взрывоопа¬
сен  в  ванне  с  раствором  хлорной  кислоты.
 Затем  образец,  присоединенный  посредством  зажима  к  поло¬
жительному  полюсу  потенциометра,  вертикально  погружают
в  ванну  с  электролитом  на  расстоянии  примерно  20  мм  от  катода
из  нержавеющей  стали,  расположенного  параллельно  образцу.
Нет  необходимости  держать  образец  неподвижно.  Наоборот,
слегка  покачивая  его,  можно  способствовать  получению  одно¬
родно  отполированной  поверхности.  Быстрое  удаление  образца
из  раствора  после  окончания  полировки  предотвращает  травле¬
ние  его  электролитом.
 Следует  работать  при  напряжениях,  соответствующих  концу
горизонтальной  части  кривой  электролитической  полировки.
Это  значение  легко  определить  для  каждого  образца;  полировка
при  этих  условиях  дает  минимальные  неровности.  Продолжи¬
тельность  полировки  зависит  от  исходной  толщины  образца  и
плотности  тока.  Полировку  прекращают  после  того,  как  разру¬
шится  половина  окна.  Было  замечено,  что  образцы,  имеющие
однородное  утонение  на  больших  площадях  поверхности,  получа¬
лись  при  быстром  выключении  тока  1.  В  таких  случаях  полиро¬
ванные  части  образца  имеют  края  с  большим  количеством  отвер¬
стий,  что  облегчает  вырезание  небольших  фрагментов,  пригодных
для  электронномикроскопического  исследования.
 Как  только  выключается  ток,  образец  быстро  извлекают  из
электролита  и  погружают  в  метиловый  спирт,  чтобы  удалить
полирующий  слой  и  предотвратить  травление  поверхности.
 Затем  образец  помещают  между  двумя  листами  папиросной
бумаги  и  из  него  вырезают  фрагменты  подходящей  формы  с  пло¬
щадью  около  1  мм2  (эти  фрагменты  легко  извлекаются  из  за¬
зубренных  краев  окна,  утоненных  в  большей  степени).  И  наконец,
фрагменты  кладут  на  сетки  2.
 Боллманн  рекомендует  следующую  методику  утонения
нержавеющих  сталей  в  электролитах  высокой  вязкости  (напри¬
мер,  60%  ортофосфорной  кислоты  и  40%  серной  кислоты).
Образец  (круглый  диск  диаметром  2  см  к  толщиной  0,2  мм),
покрытый  по  краям  лаком  и  соединенный  с  положительным
полюсом,  помещается  между  двумя  остроконечными  катодами,
полностью  изолированными  за  исключением  их  концов.  Эти
катоды  сперва  устанавливают  на  расстоянии  около  2  мм  от
образца,  пока  в  центре  его  не  образуется  отверстие.  Затем  ка¬
тоды  раздвигают  на  расстояние  1  см,  так  чтобы  участок  образца,
который  сильнее  растворяется,  находился  около  края.  Полировку
прекращают  в  момент  сближения  обоих  отверстий.  В  области
между  ними  имеются  большие  участки,  пригодные  для  наблюде¬
ния  в  просвечивающем  электронном  микроскопе.
 Образцы  для  прямого  наблюдения  не  должны  иметь  толщину
более  нескольких  сотых  микрона  3.  Для  просвечивания  даже
таких  тонких  образцов  применяют  высокое  напряжение
(—100  кв).
 Контраст  изображения,  создаваемый  проходящими  через
тонкие  фольги  электронами,  зависит  не  только  от  поглощения
 1 	Такого  же  результата  можно  добиться  быстрым  включением  и
выключением  тока.  См.  например,  Томас  Г.  Электронная  микроско¬
пия  металлов.  Изд-во  «Металлургия»,  1964.  (Прим.  ред.).
 2 	В  настоящее  время  принято  помещать  фольгу  непосредственно
в  патрончик  держателя  образца,  укладывая  ее  на  заплечики.  (Прим.  ред.\
 2  См.  примеч.  к  стр.  7.

и  упругого  и  неупругого  некогерентного  рассеяния,  но  также  от
дифракционных  эффектов.  Следовательно,  при  применении  тон¬
ких  фольг  возможно  прямое  наблюдение  дефектов  решетки,
например,  дефектов  упаковки,  дислокаций,  линий  скольжения
и  т.  д.  При  этом  необходимо  иметь  возможность  поворачивать
и  наклонять  образец  на  несколько  градусов  в  микроскопе,  чтобы
выбрать  угол,  обеспечивающий  наиболее  благоприятные  условия
наблюдения  этих  дефектов.
 2.  ВОЗНИКНОВЕНИЕ  КОНТРАСТА
В  ПРОСВЕЧИВАЮЩЕЙ  ЭЛЕКТРОННОЙ
МИКРОСКОПИИ  И  ФОРМИРОВАНИЕ
ИЗОБРАЖЕНИЙ  ТОНКИХ  ФОЛЬГ
 Применение  просвечивающих  электронных  микроскопов
для  изучения  тонких  фольг  металлических  образцов  дало  воз¬
можность  выявить  посредством  прямого  наблюдения  новые  де¬
тали  микроструктуры  и,  в  частности,  дефекты  решетки.  Это  зна¬
чительно  расширило  знания  о  внутренней  структуре  металлов.
Этот  новый  метод  позволил  более  тщательно  исследовать  связь
между  свойствами  металла  и  строением  его  кристаллической
решетки.
 Стало  более  очевидным,  что  субмикроскопические  дефекты
в  решетке  металла,  которые  вызывают  нарушение  правильного
строения  решетки  или  распределения  электрических  зарядов,
влияют  на  большинство  свойств  металлов.
 3. 	ДЕФЕКТЫ  В  КРИСТАЛЛАХ
 Френкель  предложил  простой  способ  расчета  теоретического
сопротивления  сдвигу  совершенного  кристалла  в  зависимости
от  межатомного  расстояния,  модуля  сдвига  и  постоянной  решетки
в  направлении  сдвига.  На  основании  полученного  им  соотноше¬
ния  он  заключил,  что  критическое  напряжение  сдвига  должно
составлять  около  Ve  модуля  упругости.  Однако  в  действительно¬
сти  экспериментальные  значения  предела  упругости  значительно
ниже.  Как  показал  Маккензи,  соответствие  между  расчетными
действительными  значениями  прочности  может  быть  несколько
улучшено,  если  учесть  реальную  природу  межатомных  сил  и
принять  во  внимание  стабильные  равновесные  конфигурации,
которые  может  принимать  кристалл  под  напряжением.
 Однако  ясно,  что  эта  кажущаяся  аномалия  не  может  быть
целиком  объяснена  путем  распространения  теории  упругости  на
случаи  больших  деформаций;  она  вызвана  наличием  дефектов,
которые  являются  причиной  пониженной  механической  прочно¬
сти  реальных  кристаллов.  Известно,  что  дефекты  существуют
почти  во  всех  кристаллах  и  они  являются  причиной  того,  что
скольжение  возможно  даже  при  очень  низких  напряжениях.
 Дислокации
 Низкие  экспериментальные  значения  критического  напряже¬
ния  сдвига  могут  быть  объяснены  движением  через  решетку
особого  типа  дефекта,  известного  как  «дислокация».
 Были  обнаружены  различные  типы  дислокаций.
 Краевая  дислокация  является  линейным  де¬
фектом,  линия  которого  совпадает  с  краем  вертикальной  полу¬
плоскости  атомов,  вставленных  в  верхнюю  половину  кристалла,
как  показано  на  рис.  37.
 Вблизи  дислокации  в  кристалле  существуют  высокие  на¬
пряжения.  Простая  краевая  дислокация  про¬
стирается  бесконечно  в  плоскости  сколь¬
жения  перпендикулярно  к  направлению
скольжения;  она  называется  положительной  или  отрица¬
тельной  в  соответствии  с  тем,  вставлена  ли  дополнительная
плоскость  выше  или  ниже  плоскости  скольжения.
 Винтовая  дислокация.  Вторым  простым  типом
дислокации  является  винтовая.  Понятие  о  винтовой  дислокации
можно  получить,  если  представить  себе,  что  кристалл  частично
разрезается  и  одна  плоскость  разреза  сдвигается  относительно
другой.  Винтовая  дислокация,  параллельная  грани  элементар¬
ной  ячейки  в  простом  кубическом  кристалле,  показана  на  рис.  38;
ячейки  представлены  деформированными  кубами.  Из  рисунка
видно,  что  плоскости,  через  которые  проходит  линия  дислокации
этого  типа,  образуют  геликоидальную  поверхность,  поэтому
дислокация  называется  винтовой.  Бюргере  наглядно  показал,
что  дислокация  характеризуется  вектором,  который  в  настоя¬
щее  время  называют  вектором  Бюргерса  и  обозначают  символом  Ь.
Это  понятие  играет  важную  роль  при  изучении  дислокации  с  по¬
мощью  электронной  микроскопии.
 7*
 Вектор  Бюргерса  замыкает  особый  контур,  называемый
контуром  Бюргерса.  Он  соединяет  соседние  атомы  в  хорошем
(т.  е.  свободном  от  дефектов)  металле,  который  окружает  несо-
 ->
 вершенство  и  равен  вектору  решетки  t  *.
 Контур  определяется  следующими  двумя  условиями:
 1)  он  должен  полностью  находиться  в  хорошем  металле,
но  может  содержать  внутри  себя  деформированную  область;
 С
 А
 • 	н
 о
 о
 о
 о
 !  н
 ООО
 о
 о
 о
 о
 о
 о
 1
 А  о  о
 о
 о
 о
 О
 О
 о
 1
 <j>  о  о
 о
 о
 о
 о
 о'
 о
 6воП  о
 о
 о
 о
 о
 о  а
 о
 £  о  S  о
 о
 о
 о
 о
 о
 о
 о  о
 о
 о
 о
 о
 о
 о
 о  о
 о
 о
 о
 о
 о
 о
 О
 о
 О
 о
 Рис.  37
 2)  при  равном  количестве  и  одинаковой  последовательности
переходов  от  одного  атома  к  другому  в  совершенном  кристалле
должна  образоваться  замкнутая  петля.
 В  реальном  кристалле  контуры  Бюргерса  не  всегда  замкнуты.
 Невязка  контура  Бюргерса  и  называется  вектором  Бюргерса  Ь.
 Можно  показать,  что  эта  невязка  соответствует  вектору  t
трансляции  решетки.
 Теперь  можно  дать  общее  определение  дислокаций:  ли¬
нейный  дефект  является  дислокацией,
когда  контур  Бюргерса,  описанный  вокруг
него,  не  замкнут.
 Вектор  Бюргерса  Ъ  краевой  дислокации  перпендикулярен
линии  дислокации,  как  это  можно  легко  видеть  на  рис.  37;
•>
 вектор  Бюргерса  Ь  винтовой  дислокации  параллелен  линии  ди
слокации,  как  показано  на  рис.  38.
 Дефекты  упаковки
 В  течение  последних  нескольких  лет  был  обнаружен  более
сложный  тип  дефекта  —  дефект  упаковки,  который  является
плоским  дефектом.  Его  влияние  на  механические  свойства  ме¬
таллов  также  велико.  Он  может  быть  определен  как  нарушение
последовательности  атомных  слоев.
 В  гранецентрированных  кубических  кристаллах  дефекты
упаковки  могут  возникнуть  по  крайней  мере  по  двум  причинам:
 1) 	в  результате  прохождения  частичной  дислокации  (воз¬
никшей  при  расщеплении  совершенной  дислокации  на  две  ча¬
стичные  дислокации  типа  дислокаций  Шокли)  на  плоскостях
скольжения  (III);
 2) 	в  результате  введения  или  удалением  атомной  плоскости
(111)  в  некоторую  область  кристалла.  Частичные  дислокации
будут  рассмотрены  позже.
 *  В  случае  полной  дислокации  {Прим.  ред.).
 51

4. 	ПРИНЦИПЫ  ФОРМИРОВАНИЯ  ИЗОБРАЖЕНИЯ
В  ПРОСВЕЧИВАЮЩЕЙ  ЭЛЕКТРОННОЙ  МИКРОСКОПИИ
 В  последнее  время  просвечивающую  электронную  микроско¬
пию  все  чаще  используют  для  исследования  дефектов  кристаллов,
таких  как  дислокации  и  дефекты  упаковки.
 Для  наблюдения  дефектов  решетки  было  предложено  три
основных  метода.  В  первом,  разработанном  Ментером,  плоскости
кристалла  становятся  видимыми,  если  прямые  и  дифрагирован¬
ные  пучки  проходят  через  апертуру  объективной  линзы  микро¬
скопа.  Когда  расстояние  между  атомными  плоскостями  очень
мало  и  оно  не  разрешается  существующими  электронными
микроскопами,  применяют  второй  метод  муаровых  картин1;
их  получают  путем  наложения  кристаллов  и  они  являются  уве¬
личенными  изображениями  кристаллической  решетки.
 Описанные  выше  два  метода  выявляют  природу  искажения
кристаллических  плоскостей,  но  их  эффективность  зависит  от
возможности  получения  высокого  разрешения  и  соблюдения
строгих  требований  в  отношении  образцов,  которые  должны  быть,
например,  относительно  тонкими,  чтобы  избежать  хроматической
аберрации,  вызванной  рассеянием  энергии.
 В  третьем  методе,  который  впервые  независимо  друг  от  друга
применили  Боллман  и  Хирш,  контраст  изображения  образуется
локальными  изменениями  интенсивностей  дифрагированных
пучков.  Этот  дифракционный  контраст  зависит  от  изменений
ориентации  и  толщины  и  от  смещений  атомов  с  их  нормальных
положений,  вызванных  напряжениями  в  решетке.  В  совершенном
кристалле  этот  тип'контраста  является  причиной  экстинкционных
контуров,  которые  соответствуют  участкам  постоянной  толщины
или  ориентации.  На  изображении  несовершенного  кристалла
дислокации  выявляются  в  виде  линий,  что  обусловлено  смещением
положений  атомов  около  дислокаций;  дефекты  упаковки  дают
характерную  полосчатость.  Этот  метод  получения  контраста
имеет  то  преимущество,  что  не  требует  разрешения  атомных
плоскостей,  поэтому  разрешающая  сила  не  является  лимити¬
рующим  фактором  и  условия,  которым  должен  удовлетворять
образец,  не  так  строги.  Метод  дифракционного  контраста  в  основ¬
ном  применяют  для  исследования  распределения  и  поведения
дефектов,  например,  после  нагрева  или  деформации  образца;
первые  два  метода  весьма  пригодны  для  наблюдения  атомных
смещений  около  дефектов.
 Динамическая  теория  рассеяния,  учитывающая  равновесие,
хоторое  существует  между  электронными  волнами  в  дефектном
кристалле,  дает  полное  описание  эффектов  вследствие  дифрак¬
ционного  контраста.  Однако  результаты  динамической  теории
приблизительно  соответствуют  результатам  более  простой  кине¬
матической  теории  дифракции,  если  отклонения  по  сравнению
с  углом  Брегга  велики  или  кристаллы  достаточно  тонкие.
 При  этих  условиях  кинематическая  теория  дает  правильные
значения  интенсивности  дифрагированного  пучка  на  бесконечном
расстоянии  от  кристалла.  Интерференция  дифрагированных
волн  протекает  в  основном  внутри  кристалла  и  можно  предпо¬
ложить,  что  волны,  достигшие  нижней  грани  кристалла,  яв¬
ляются  плоскими.  В  этом  случае  можно  считать,  что  дифраги¬
рованный  пучок,  исходящий  из  единичной  площадки  нижней
грани  создается  колонкой  материала,  вырезанной  параллельно
дифрагированному  пучку.  Кинематическая  теория  дает  уравне¬
ние  для  амплитуды  этого  пучка  как  в  случае  совершенного,
так  и  в  случае  дефектного  кристалла,  у  которого  атомы  в  колонке
смещены  относительно  равновесных  положений.  Как  показал
Сузуки,  использование  этого  метода  в  случае  кристалла,  со¬
держащего  дислокации,  оправдывается  тем,  что  дифрагирован¬
ные  волны,  достигшие  нижней  грани  такого  кристалла,  можно
приближенно  считать  плоскими.  Расчет  интенсивности  пучка,
дифрагированного  колонкой,  в  зависимости  от  ее  расположения
в  кристалле,  позволяет  описать  изображение  этого  кристалла.
 Применение  динамической  теории,  в  частности,  для  случая
совершенного  кристалла,  дало  результаты,  которые  находятся
в  хорошем  согласии  с  результатами,  полученными  с  помощью
более  простой  кинематической  теории.
 Дифракция  электронов  совершенным  кристаллом
 Общая  теория.  Тонкий  кристалл,  не  содержащий
никаких  дефектов,  называется  совершенным.  Предположим,
что  такой  кристалл  помещен  на  пути  электронного  пучка.
 1  Если  накладываются  две  оптические  решетки  со  слегка  различ¬
ной  периодичностью,  то  появляется  интерференционное  изображение,
периодичность  которого  значительно  больше,  чем  периодичность  каж¬
дой  из  решеток.  Когда  периодичность  обеих  решеток  может  быть  раз¬
решена.  интерференционные  эффекты  видны  непосредственно.  Явле¬
ние  интерференции  проявляется  в  виде  эффекта  «муара».
 52
 Кинематическая  теория  рассматривает  только  дифракцию
электронов  падающего  пучка.  Предполагается,  что  рассеяние
этих  электронов  происходит  только  один  раз  и  в  одном  направле¬
нии,  таким  образом,  теория  пренебрегает  динамическими  взаимо¬
действиями  между  прошедшими  и  дифрагированными  пучками.
 Согласно  кинематической  теории  при  этих  условиях  интен¬
сивность  каждого  дифрагированного  пучка  изменяется  сину¬
соидально  в  зависимости  от  произведения  ds,  где  d  —  толщина
образца,  a  s  —  вектор,  соответствующий  расстоянию  между  узлом
обратной  решетки,  который  отвечает  рассматриваемому  брэггов¬
скому  отражению,  и  сферой  отражения:  s  называют  дифракцион¬
ной  ошибкой.
 Некоторое  количество  электронов  должно  дифрагировать
в  направлении,  несколько  отличающемся  от  направления,  пред-
 Рис.  39
 I  —  образец;  2  —  объек¬
тивная  линза;  3  —  диа¬
фрагма
 сказанного  законом  Брегга,  поскольку  в  обратном  пространстве,
соответствующем  тонкой  фольге,  узлы  больше  не  являются
математическими  точками,  а  представляют  собой  штрихи,  кото¬
рые  направлены  перпендикулярно  образцу.  Эти  узлы  соответ¬
ствуют  максимумам  интенсивности  дифрагированных  электрон¬
ных  волн.
 С  ветл  опо  льное  и  темнопольное  изо¬
бражения.  Дифрагированные  пучки,  исходящие  из  образца,
как  показано  на  рис.  39,  и  их  семейства  пересекаются  друг  с  дру¬
гом  в  задней  фокальной  плоскости  АВ  объективной  линзы.  Это
соответствует  образованию  дифракционной  картины,  которую
можно  сфотографировать,  если  сфокусировать  ее  с  помощью
последующих  линз  микроскопа.  Кроме  дифракционной  картины
в  плоскости  АВ,  объективная  линза  формирует  изображение
нижней  грани  кристалла  в  плоскости  CD.  Другие  линзы  прибора
могут  быть  сфокусированы  на  эту  плоскость,  что  позволяет
получить  увеличенное  изображение  кристалла.
 В  наиболее  часто  применяемых  методах  просвечивающей
электронной  микроскопии  только  один  пучок  формирует  конеч¬
ное  изображение.  Это  достигается  путем  введения  в  объективную
линзу  диафрагмы  с  достаточно  малой  апертурой,  пропускающей
пучок,  который  соответствует  только  одному  рефлексу  дифрак¬
ционной  картины  в  плоскости  АВ  (см.  рис.  39).  Изображение,
образованное  проходящим  пучком,  называется  светлопольным,
тогда  как  изображение,  образованное  каждым  из  дифрагирован¬
ных  пучков,  называется  темнопольным.
 Дифракция  электронов
несовершенным  кристаллом
 Общая  теория.  Применение  кинематической  теории
к  расчету  амплитуды,  дифрагированной  колонкой  п  несовершен¬
ном  кристалле,  дает  выражение  того  же  вида,  что  и  для  совершен¬
ного  кристалла.  Единственное  различие  заключается  в  наличии
дополнительного  фазового  члена:
 а  =  2ng-  R,
 который  зависит  как  от  действую  него  отражения  через,  вектор  g*,
 так  и  от  смещения  R  атомов  от  их  равновесных  положений  в  ре¬
зультате  введения  дефекта.
 Следовательно,  контраст  на  несовершенствах  возникает  по
механизму  фазового  контраста,  при  этом  сдвиг  фаз  обусловли¬
вается  атомными  смещениями.  Это  позволяет  получать  изображе¬
ние  дефектов  в  просвечивающем  электронном  микроскопе.
 *  g  является  вектором  обратной  решетки,  соответствующей  рас¬
сматриваемому  брсгговскому  отражению;  его  значение  связано  с  рас¬
стоянием  d  между  отражающими  плоскостями:  |  g  |  =  \/d.

Рассмотрим  темнопольное  изображение  совершенного  кри¬
сталла;  затем  предположим,  что  в  результате  некоторой  дефор¬
мации  на  одной  из  атомных  плоскостей,  соответствующей  рас¬
сматриваемому  дифрагированному  пучку,  возникает  дефект.
В  выражении  для  амплитуды  дифрагированного  пучка  должен
появиться  дополнительный  член,  что  обусловит  локальное  изме¬
нение  интенсивности  по  сравнению  с  совершенным  кристаллом.
 Аналогично  изменение  интенсивности  дифрагированного
пучка  вызовет  изменение  интенсивности  проходящего  пучка.
Следовательно,  дефект  будет  также  видим  на  светлопольном
изображении.
 Контраст  на  дислокациях.  Рассмотрим,  как
можно  приложить  изложенные  соображения  к  случаю  дислока¬
ции.  Для  объяснения  основных  особенностей  контраста  на  дисло¬
кациях  можно  использовать  следующее  качественное  описание.
 Возвращаясь  к  рис.  37,  предположим,  что  ориентация  атом¬
ных  плоскостей,  искажаемых  в  присутствии  дислокации,  вна¬
чале1  приблизительно  подчиняется  закону  Брегга.  Так  как
объектом  является  тонкая  фольга,  интенсивность  дифракции
 зависит  от  вектора  s.  В  результате  введения  дислокации  атомы,
расположенные  над  плоскостью  скольжения,  перемещаются  на
некоторое  расстояние  относительно  атомов,  расположенных
ниже  дислокации.  Если  рассматриваемая  в  кинематической
теории  колонка  проходит  через  центр  дислокации,  то  создается
резкое  изменение  фазы.  В  других  положениях,  не  содержащих
центра  дислокации,  деформация  колонки  непрерывна,  так  что
 изменение  фазы  a-2ngR  является  непрерывной  функцией  поло¬
жения  колонки.  Теперь  контраст  может  быть  легко  объяснен.
 Одна  особенность  контраста  на  дислокациях  может  быть  вы¬
ведена  непосредственно  из  того  факта,  что  атомы  на  каждой  сто¬
роне  дислокации  перемещаются  в  противоположных  направле¬
ниях  (см.  рис.  37).
 Это  значит,  что  изменения  фаз  а  на  каждую  сторону  от
дислокации  имеют  противоположные  знаки,  т.  е.  по  одну  сторону
от  дислокации  кристалл  ближе  к  положению  отражения  (про¬
шедшая  интенсивность  уменьшается),  тогда  как  по  другую  сто¬
рону  —  справедливо  обратное.  Следовательно,  изображение  ди¬
слокации  слегка  смещено  в  одну  или  другую  сторону  от  дислока¬
ции  в  соответствии  с  ориентацией  кристалла  относительно  поло¬
жения  отражения.  Это  можно  также  интерпретировать  как  ло¬
кальный  поворот  атомных  плоскостей.  Выводы  относительно
знака  изменения  фазы,  поворота  атомных  плоскостей  на  проти¬
воположных  сторонах  дислокации  и  наличия  контраста  только
по  одну  сторону  от  дислокации  применимы  ко  всем  типам  дисло¬
каций.
 Случай  винтовой  дислокации.  Наиболее
простым  для  рассмотрения  является  случай  винтовой  дислока¬
ции,  параллельной  поверхности  образца
 Используемую  систему  координат  и  характер  перемещений
иллюстрирует  рис.  40;  колонка  кристалла  CD  деформируется
и  принимает  форму  EF  после  введения  винтовой  дислокации  АВ.
 Этот  рисунок  показывает  также,  что  вектор  смещения  /?,
вызванного  дефектом,  параллелен  и  пропорционален  вектору
 Бюргерса  b  дислокации.  Следовательно,  изменение  фазы  а  про¬
порционально  скалярному  произведению:
 n=~g.b.
 Так  как  g  является  вектором  обратной  решетки,  а  b  —  меж¬
атомным  вектором,  то  п  является  целым  числом,  которое  может
быть  положительным  или  отрицательным,  или  равно  нулю.
Величина  пп  соответствует  разности  фаз  для  волн,  рассеянных
непосредственно  выше  и  ниже  дислокации.  Так  как  фактор  атом¬
ного  рассеяния  быстро  уменьшается  с  увеличением  угла  рассея¬
ния,  контраст  создается  в  основном  дифрагированными  пучками,
 соответствующими  малым  значениям  g.  Когда  gab  перпенди¬
кулярны  друг  к  другу,  п  =  0,  т.  е.  а  =  0.  Это  случай,  при  кото¬
ром  дислокации  не  видны,  он  будет  рассмотрен  позже.  Так  как  g
перпендикулярно  отражающим  плоскостям,  это  условие  озна¬
чает,  что  смещения,  параллельные  отражающим  плоскостям,
не  дают  контраста.  В  частности,  так  как  брегговские  углы  малы,
перемещения,  параллельные  падающему  пучку,  т.  е.  приблизи¬
тельно  перпендикулярные  поверхности  тонкой  фольги,  не  спо¬
собствуют  контрасту.
 Детальный  математический  анализ  амплитуды  дифрагиро¬
ванных  волн  с  учетом  фазового  множителя,  определяемого
 приведенным  выше  уравнением,  дал  результаты,  которые  были
проверены  экспериментально.
 Теория  предсказывает,  что  на  светлопольнсй  микрофотогра¬
фии  дислокации  будут  проявляться  в  виде  темных  линий,  а  в  слу¬
чае  темнопольного  изображения  этот  контраст  будет  обратным.
Более  того,  как  было  качественно  объяснено,  максимальный
контраст  не  будет  иметь  места  в  центре  дислокации.  Сдвиг  изобра¬
жения  имеет  тот  же  порядок  величины,  что  и  ширина  дислокации,
и  зависит  от  направления  вектора  Бюргерса  и  его  ориентации
■>  ->
относительно  g  и  от  направления  вектора  s.
 Экспериментальные  данные  вполне  соответствуют  предска¬
заниям  теории.  При  четком  изображении  дислокации  можно
наблюдать  расщепление  ее  на  две  частичные  дислокации  Шокли
или  образование  узлов  частичных  дислокаций  и  т.  д.
 Можно  показать,  что  изображение  винтовой  дислокации
имеет  большую  ширину  и  меньшую  интенсивность,  когда  дисло¬
кация  наклонена  к  поверхности  образца,  чем  когда  она  парал¬
лельна  ей.
 Другим  возможным  эффектом,  предсказанным  теорией  для
винтовой  дислокации,  наклоненной  к  поверхности  образца,
является  периодическое  изменение  амплитуды  дифрагированного
пучка  вдоль  дислокации.  Этот  эффект  приводит  к  пунктирному
изображению,  тем  более  четкому,  чем  ближе  дислокация  к  по¬
верхности  образца.
 Случай  краевой  дислокации.  Можно  объяс¬
нить,  как  получается  изображение  краевой  дислокации,  если
использовать  результаты,  полученные  при  анализе  винтовой
дислокации.
 Смещение  R  является  более  сложным,  чем  для  винтовой
дислокации.  Оно  имеет  три  составляющие  вдоль  трех  взаимно
 перпендикулярных  осей:  Rlt  которая  параллельна  вектору
Бюргерса,  R2,  которая  перпендикулярна  плоскости  скольжения,
 и  R3,  которая  параллельна  направлению  дислокации  и  равна
■>  ->
 нулю.  Кроме  того,  как  Rlt  так  и  R2  пропорциональны  модулю
вектора  Бюргерса.
 Пусть  плоскость  скольжения  параллельна  поверхности  тон¬
кой  фольги.  В  случае  винтовой  дислокации  на  контраст  влияет
 только  одна  компонента  смещения  Ri,  поэтому  изображение
краевой  дислокации  с  указанной  ориентацией  оказывается
шире,  чем  изображение  винтовой  дислокации.
 Если  вектор  Бюргерса  перпендикулярен  тонкой  фольге,
то  можно  показать,  что  в  образовании  изображения  дислокации
 участвует  единственная  компонента  смещения  Rz.  Хотя  в  этом
случае  и  не  было  проведено  детального  математического  анализа,
можно  сделать  вывод  о  том,  что  изображение  будет  симметрич¬
ным  относительно  дислокации  и  его  линии  будут  очень  тонкими.
 Случай  частичных  дислокаций.  Как  было
показано  ранее,  частичные  дислокации  одной  своей  стороной
граничат  с  дефектом  упаковки.  Дифрагированная  амплитуда  и,
следовательно,  контраст  выводится  как  и  ранее,  однако,  учиты-
 вается,  что  произведение  gb  больше  не  является  целым  числом,
-*  ->
так  как  b  больше  не  соответствует  вектору  t  решетки.
 Анализ  интенсивности,  дифрагированной  частичной  дислока¬
цией,  показывает,  что  в  этом  случае  условие  погасания  изобра¬
жения
 Когда  кристалл  не  содержит  дислокации  (Прим.  ред.).
 П  —  gb  —  0
 53

является  достаточным,  но  не  необходимым,  как  это  было  в  случае
винтовой  дислокации.  Так,  можно  показать,  что  при  п=  ±V3,
интенсивность,  дифрагированная  частичной  дислокацией,  очень
слаба,  т.  е.  дислокация  не  видна.
 Приведенные  выводы  относительно  контраста  подтвер¬
ждаются  наблюдением  узлов  расщепленных  дислокаций.  Можно
показать,  что  если  в  месте  узла  не  видно,  ни  одной  частичной  ди¬
слокации,  то  вектор  Бюргерса  нерасщепленной  дислокации  дол¬
жен  находиться  в  отражающей  плоскости.
 Контраст  на  дефектах  упаковки
 Как  было  показано,  дефект  упаковки  является  несовершен*
ством,  расположенным  в  атомной  плоскости.  По  одну  сторону
от  этой  плоскости  кристалл  является  совершенным,  тогда  как
 между  отражающими  плоскостями.  Так  как  |g|  =  l/dt  то  основ¬
ным  условием  того,  чтобы  дефект  упаковки  не  был  видим,  будет
 g-R  =  n,
 где  п  —  целое  число.
 Как  в  плотноупакованной  гексагональной,  так  и  в  гране¬
центрированной  кубической  решетках  R  расположен  в  плоскости
 дефекта.  Возможными  нецелыми  значениями  произведения  g.  R
являются  ±V3.  Следовательно,  в  этих  решетках  дефект  упаковки
будет  невидим,  когда
 -+  ->
 g-R=  п,
 где  п  —  целое  число  и  будет  видим,  когда
 по  другую  в  нем  произошел  сдвиг  на  постоянный  вектор  R,
 который  обычно  находится  в  плоскости  дефекта.  Вектор  R  не
равен  вектору  решетки.  На  рис.  41  показано  влияние  дефекта
 упаковки  (R  находится  в  плоскости  дефекта)  на  положение  от¬
ражающих  плоскостей  в  двух  различных  случаях:  на  рис.  41,  а
отражающие  плоскости  параллельны  дефекту  (и  поэтому  содер-
■> 	—>
 жат  вектор  R);  на  рис.  41,  б  вектор  R  не  лежит  в  отражающих
плоскостях.
 в 	В
 Таким  образом,  в  первом  случае  дефект  упаковки  вызывает
просто  смещение  плоскостей  в  направлении,  параллельном
самим  себе,  которое  происходит  в  каждом  семействе  отражающих
 плоскостей,  содержащих  вектор  R.  Следовательно,  в  этом  случае
 дефекту  не  будет  соответствовать  никакого  контраста.  Так  как  g
перпендикулярно  отражающим  плоскостям,  то  условием  нахо-
->
 ждения  R  в  отражающей  плоскости  и,  следовательно,  условием
невидимости  дефекта  упаковки  будет:
 ->  -+
 g-R  =  0.
 Если  R  не  находится  в  отражающей  плоскости,  то  плоскости
смещаются  относительно  плоскости  дефекта  и  интерференция
электронных  волн,  отраженных  плоскостями  выше  и  ниже  де¬
фекта,  дает  на  изображении  полосчатую  структуру.  Эти  каче¬
ственные  выводы  могут  быть  подтверждены  математически.
Более  того,  можно  показать,  что  полосы,  из  которых  состоит  изо¬
бражение  дефекта,  параллельны  пересечению  поверхности  тон¬
кой  фольги  с  плоскостью,  которая  содержит  дефект  упаковки.
Дефект  может  остаться  невидимым,  даже  когда  произведе-
 ние  gR  отличается  от  нуля.  Так  обстоит  дело,  когда  плоскости
смещаются  перпендикулярно  себе  на  расстояние,  равное  меж¬
плоскостному:  в  этом  случае  плоскости  по  каждую  сторону
дефекта  оказываются  как  бы  не  смещенными.  Это  возможно,  если
 составляющая  R  в  направлении  g  равна  или  кратна  расстоянию  d
 gR  =  ±Va-
 Невидимые  дислокации  и  определение
вектора  Бюргерса
 Случай  винтовой  дислокации,  для  которой  п  =  0,  т.  е.
а  =  0,  соответствует  взаимной  перпендикулярности  векторов  g
 и  Ь.  Перемещения  атомов  параллельны  отражающим  плоскостям
и  не  создают  контраста  —  дислокации  не  видны.
 Следовательно,  в  принципе  можно  определить  вектор  Бюр¬
герса  дислокации  путем  исследования  контраста,  создаваемого
каждым  отражением  на  соответствующем  светлопольном  изобра¬
жении  и  выявления  тех  отражений,  для  которых  контраст  на
дислокации  исчезает.  Однако  возможность  изменения  ориен¬
тации  образцов  в  микроскопе  ограничена,  так  что  не  всегда
удается  найти  два  различных  семейства  отражающих  плоскостей,
которые  вызывают  погасание.  Следовательно,  остается  неопре¬
деленным  направление  вектора  Бюргерса.  Тем  не  менее,  в  неко¬
торых  случаях  можно  определить  плоскость,  в  которой  может
находиться  этот  вектор.
 Определение  вектора  Бюргерса  частичных  дислокаций  пред¬
ставляет  особый  интерес,  так  как  квадрат  модуля  вектора  Бюр¬
герса  непосредственно  связан  с  энергией  дефекта  упаковки,
ограниченного  частичными  дислокациями.
 Кинематическая  теория  контраста  на  дефектах  дает  объяс¬
нение  большинству  особенностей  получаемых  изображений:
например,  изменение  контраста  в  зависимости  от  угла  наклона
дислокации  к  поверхности  образца;  обратный  контраст  при  пере¬
ходе  от  светлопольного  к  темнопольному  освещению;  тот  факт,
что'дислокации  видны  на  светлопольных  изображениях  в  виде
темных  линий;  положение  и  ширина  изображений  дислокаций;
наличие  пунктирных  изображений  дислокаций;  и  наконец,  то,
что  некоторые  дислокации  остаются  невидимыми.  Основной
идеей  в  этой  теории  является  то,  что  контраст  по  существу  яв¬
ляется  фазовым,  при  этом  фазовые  изменения  вызываются  пере¬
мещениями  атомов  около  дислокаций.
 В  приведенном  обзоре  рассмотрены  только  основные  эффекты
контраста  на  несовершенствах.
 В  то  же  время  кинематическая  теория  часто  не  может  объяс¬
нить  все  детали  изображения,  в  этих  случаях  требуется  более
тщательный  анализ  с  помощью  динамической  теории,  в  которой
учитывается  как  поглощение,  так  и  взаимодействия  между  про¬
шедшим  пучком  и  дифрагированными  пучками.
 Тем  не  менее  выводы  кинематической  теории  оказались  пра¬
вильными  в  случае  очень  тонких  образцов  и  приблизительно
выполняются  в  случае  более  толстых  образцов.
 И  наконец,  эта  упрощенная  теория  удобна  с  практической
точки  зрения,  в  основном  ее  применяют  для  определения  векторов
Бюргерса  дислокаций.

III. 	КРИСТАЛЛИЗАЦИЯ
 Кристаллизация  слитка  или  отливки  подчиняется  очень
сложным  законам.  В  этом  разделе  описывается  механизм  за¬
твердевания;  сначала  будет  рассмотрено  образование  кристаллов,
а  затем  затвердевание  промышленных  сталей.  Подробно  эти
вопросы  будут  освещены  в  третьей  части  книги.
 Глава  14
 ОБРАЗОВАНИЕ  КРИСТАЛЛОВ
(ф.  121/1—4)
 В  атомном  масштабе  затвердевание  является  одним  из  про¬
цессов,  который  превращает  беспорядочное  состояние  в  упорядо¬
ченное.  Жидкость  является  совокупностью  атомов,  каждый  из
которых  окружен  некоторым  числом  постоянно  меняющихся
беспорядочно  расположенных  соседей  и  обладает  средней  дли¬
ной  свободного  пробега.  Твердое  тело  характеризуется  плотно-
упакованным  расположением  атомов,  которое  повторяется  на
протяжении  большого  расстояния.  Поэтому  атом  в  твердом  ме¬
талле  меняет  соседей  редко  и  только  в  случае  воздействия  сил
значительно  больших,  чем  силы,  обусловленные  тепловым  коле¬
банием.
 При  сосуществовании  твердого  тела  и  жидкости  атомы  на  их
поверхности  раздела  переходят  из  одного  состояния  в  другое;
предполагается,  что  при  температуре  плавления  количество  ато¬
мов,  которое  мигрирует  из  твердого  тела  в  жидкость,  равно  коли¬
честву  атомов,  которое  мигрирует  из  жидкости  в  твердое  тело.
Для  того  чтобы  реакция
 жидкость  твердое  тело  ±  Q  кал
 протекала  в  одном  или  другом  направлении,  тепло  должно  либо
подводиться,  либо  удаляться  из  системы.  На  практике  для  на¬
чала  затвердевания  необходима  разность  температур  или  пере¬
охлаждение.  При  затвердевании  сначала  происходит  образова¬
ние  зародышей,  а  затем  рост  кристаллов.
 1. 	ОБРАЗОВАНИЕ  ЗАРОДЫШЕЙ
 Зародыши  могут  иметь  либо  ту  же  природу,  что  и  кристалли¬
зующееся  твердое  тело  (самопроизвольное  или  гомогенное  об¬
разование  зародышей),  либо  другую  (искусственное  или  него¬
могенное  образование  зародышей).
 Гомогенное  образование  зародышей
 Затвердевание  сопровождается  уменьшением  внутренней
энергии,  которое  заключается  в  выделении  скрытой  теплоты.
Изменение  свободной  энергии  AG  при  образовании  твердого
зародыша  радиусом  г  обычно  представляется  в  виде  суммы  двух
членов:
 AG  =  AGs  -{-  AGv  =  4лг2у  —  L  ^г-  •  —-  яг3,
 IЕ  d
 где  у  —  поверхностная  энергия;
 L  —  скрытая  теплота  плавления;
 А  Т  —  переохлаждение;
 Те  —  температура  затвердевания.
 Первый  член  является  функцией  квадрата  радиуса,  тогда
как  второй  член  пропорционален  кубу  радиуса.  Изменение  сво¬
бодной  энергии  AG  в  зависимости  от  радиуса  твердого  зародыша  г
представлено  кривой  на  рис.  42,  максимум  которой  соответствует
критическому  радиусу  гс.  Если  г<гс,  то  зародыш  неустойчив
и  исчезает.  Если  же  r>  rct  то  зародыш  растет  и  начинается  за¬
твердевание.
 Это  явление  можно  интерпретировать  физически.  Атомы  на
поверхности  трехмерного  зародыша,  находясь  в  тепловом  дви¬
жении,  сталкиваются  с  атомами  жидкости.  Энергия  их  связи
 с  затвердевшим  объемом  увеличивается  с  ростом  числа  связей
их  с  твердым  телом,  т.  е.  с  ростом  числа  ближайших  соседей.
 Атом,  расположенный  у  выступа  на  твердом  теле,  имеет
небольшую  вероятность  остаться  там.  Атом  же,  расположенный
внутри  затвердевшего  объема  с  плотной  упаковкой  атомов,  имеет
двенадцать  ближайших  соседей  и  является  устойчивым.  Для
его  удаления  требуется  энергия,  равная  в  среднем  скрытой  теп¬
лоте  плавления.  Атом,  расположенный  на  поверхности  раздела
плотноупакованного  твердого  тела,  имеет  шесть  ближайших  со¬
седей  в  плоскости  поверхности  раздела  и  три  ближайших  соседа
внутри  твердого  тела.  Таким  образом,  поверхностный  атом  имеет
на  три  ближайших  соседа  меньше,  чем  атом,  расположенный
внутри  твердого  тела,  и  свободная  энергия  единицы  поверхности
 раздела  приблизительно  равна  трем  четвертям  скрытой  теплоты
плавления,  если  предположить,  что  существует  линейная  зави¬
симость  между  свободной  энергией  единицы  поверхности  раздела
и  числом  недостающих  ближайших  соседей.
 Если  атом  расположен  на  выпуклой  поверхности  раздела,
а  твердое  тело  представляет  сферу  с  радиусом  г,  то  число  его
ближайших  соседей  уменьшается  с  уменьшением  значения  г.
Ниже  определенного  радиуса  зародыш  становится  не  устойчи¬
вым  и  растворяется.
 Некоторые  исследователи  считают,  что  количество  атомов,
содержащихся  в  зародыше  критического  радиуса,  равно  прибли¬
зительно  300,  а  Чалмерс  дал  схематическое  изображение  такого
зародыша,  который  по  форме  является  почти  сферическим.
Для  кристаллических  твердых  тел  Чалмерс  допустил,  что  заро¬
дыши  имеют  поверхности,  состоящие  из  плотноупакованных
плоскостей,  например  {111)  и  {100)  -  Рост,  по-видимому,  проте¬
кает  путем  добавления  атомных  слоев  к  каждой  из  этих  граней.
 Измерить  самопроизвольное  зарождение  очень  трудно.  Чтобы
инородный  зародыш  не  мешал  процессу  зарождения,  жидкость
диспергируют  в  виде  небольших  капель  —  это  предупреждает
преждевременное  образование  зародышей  и  затвердевание
жидкости  в  целом  при  кристаллизации  какого-либо  малого
объема.  Таким  путем  было  определено  переохлаждение  для
железа,  равное  АТ  &  0,16ГПЛ  =  295°  С.
 Барденхойер  и  Блекманн  применили  для  исследования
армко-железа  тигель  со  стеклянной  оболочкой,  которая  предо¬
хранила  расплав  от  зарождения  зародышей  у  стенок  тигля,
и  получили  переохлаждение  менее  200°  С.
 Кон,  используя  последовательные  термические  циклы  пере¬
грева,  обнаружил,  что  эффекты  переохлаждения  чистого  железа
и  некоторых  конвертерных  сталей,  изменяются  в  интервале  от
нескольких  градусов  и  кончая  150°  С.  Такие  легирующие  эле¬
менты,  как  углерод,  алюминий  и  кремний  из-за  побочных  про¬
цессов  предотвращают  сильное  переохлаждение.
 Эти  результаты  показывают,  насколько  трудно  избежать
влияния  чужеродных  зародышей  при  исследовании  промышлен¬
ных  сталей.
 Вообще  говоря,  стали  содержат  большое  количество  таких
зародышей,  которые  заметно  уменьшают  переохлаждение.
 55

Гетерогенное  образование  зародышей
 Зародыши,  содержащиеся  в  сталях,  более  или  менее  эф¬
фективно  уменьшают  степень  переохлаждения.  Иногда  зародыши
добавляют  умышленно  и  тогда  говорят,  что  сталь  модифици¬
рована.
 Вообще  говоря,  образование  зародыша  облегчается,  если
присутствуют  частицы,  имеющие  параметр  решетки,  сходный
с  параметром  решетки  затвердевающего  металла.  В  таком  случае
атомы  металла  в  контакте  с  этой  частицей  образуют  связи,  ко¬
торые  позволяют  им  противостоять  столкновениям  с  атомами
жидкости.
 Образование  твердого  тела  происходит  на  подложке  при  вы¬
полнении  определенного  ориентационного  соотношения  (рис.  43).
Зародыш  может  образоваться,  когда  угол  0  достаточно  мал.
 Логично  предположить,  что  чем  больше  сходство  кристалли¬
ческой  решетки  модификатора  с  кристаллической  решеткой  за¬
родыша,  тем  больше  устойчивость  атомов  зародыша.  Это  объяс¬
няет  наблюдаемые  в  некоторых  случаях  эпитаксиальные  соот¬
ношения.  Модифицирование  чугунов  проводится  путем  добав¬
ления  таких  элементов  (магний,  церий),  элементарная  ячейка
которых  аналогична  элементарной  ячейке  графита,  который  же¬
лательно  получить  в  виде  сфероидов.
 Различные  возможности  модифицирования  сталей  будут  рас¬
смотрены  в  третьей  части  настоящей  книги.
 В  общем  можно  сказать,  что  все  твердые  частицы,  на  ко¬
торых  нет  адсорбированных  слоев,  препятствующих  зарождению,
могут  служить  в  качестве  затравок.  В  случае  сталей  это  отно¬
сится  к  некоторым  включениям  и  тигельным  или  формовочным
материалам.
 Эффективность  зародышей  уменьшается  с  увеличением  сте¬
пени  перегрева  металла  до  разливки.  Это  может  быть  обусловлено
либо  изменением  химического  состава  зародышей,  либо  их  исчез¬
новением  из-за  расплавления,  либо  в  свою  очередь  изменением
их  формы  (см.  третью  часть).  В  этих  случаях  будет  протекать
зарождение  смешанного  типа.
 И  наконец,  зарождение  может  быть  ускорено  путем  вибра¬
ции.
 2. 	РОСТ  КРИСТАЛЛОВ
 Металлический  зародыш,  образовавшийся  в  соответствии
с  описанными  выше  процессами,  во  время  затвердевания  стре¬
мится  к  росту  в  определенных  направлениях,  пока  вся  жидкость
не  затвердеет  в  массу  соприкасающихся  зерен.
 Рост  кристаллов
 в  изотропном  температурном  поле
 Предположим  сначала,  что  скорость  охлаждения  во  всех
направлениях  одинакова.  Если  имеется  только  один  зародыш,
то  должен  образоваться  монокристалл,  повторяющий  форму
тигля.  Это  один  из  методов  получения  монокристаллов.  Если  же,
как  обычно  и  бывает,  в  жидкости  имеется  несколько  зародышей,
то  они  будут  расти  и  расходовать  имеющуюся  около  них  жидко¬
сть.  В  результате  образуется  поликристаллическое  твердое  тело,
зерна  которого  примыкают  друг  к  другу.  Границы  зерен  будут
прямолинейными,  если  зародыши  образовались  одновременно
и  росли  с  одинаковой  скоростью.  Если  зародыши  образовались
неодновременно,  то  границы  будут  гиперболическими.
 Форма  кристаллов
 До  соприкосновения  друг  с  другом  зерна,  образовавшиеся
на  зародышах,  принимают  внешнюю  форму,  которая  зависит
от  их  состава,  окружающей  среды  (твердое  тело,  жидкость,  газ,
раствор)  и  внешних  условий.  Свободные  кристаллы  могут  быть
полиэдрическими,  выпуклыми  или  дендритными.
 56
 Форма  кристалла  изменяется  по  мере  того,  как  протекает
затвердевание  и  после  его  окончания  она  больше  не  существует
как  внешняя  форма.  Форму  кристалла  можно  зафиксировать
только  путем  удаления  кристалла  из  незатвердевшего  остаточ¬
ного  расплава.  При  этом  получаются  либо  массивные  кристаллы
с  плоскими  гранями,  либо  дендриты  различных  форм.
 Причины  появления  кристалла  данной  формы  еще  не  сов¬
сем  понятны.  На  эти  сложные  явления  влияют  такие  факторы,
как  свободная  энергия  единицы  поверхности  раздела,  адсорб¬
ция  и  диффузия,  которыми  обычно  пренебрегают  при  исследова¬
нии  фазовых  превращений.  При  очень  медленном  охлаждении
чистые  металлы  часто  образуют  полиэдры  с  плоскими  гранями.
Таким  путем  получаются  металлические  самородки.  То  же  от¬
носится  к  тугоплавким  окислам,  выпадающим  из  жидкостей,
в  которых  растворимость  окислов  низка:  алюминаты  и  карбо-
нитриды  титана  в  сталях,  сульфиды  марганца  в  чугунах.  Этот
случай  будет  рассмотрен  в  главе  о  включениях  (ср.  гл.  16).
 Появление  металлических  кристаллов  данной  формы  за¬
висит  от  температурного  градиента  в  жидкости  и  природы  при¬
сутствующих  примесей.  Температурный  градиент  может  быть
либо  положительным  (тепло  в  таком  случае  отводится  через  твер¬
дое  тело,  например,  когда  затвердевание  протекает  от  холодных
стенок  изложницы),  либо  отрицательным  (например,  внутри
металлической  массы  во  время  затвердевания).
 Положительный  температурный  градиент
в  жидкости  —  уменьшение  переохлаждения
с  увеличением  расстояния  от  границы
раздела  фаз
 Рассмотрим  сначала  чистый  металл.  Поверхности  раздела
твердое  тело—жидкость  соответствует  некоторая,  иногда  очень
небольшая,  степень  переохлаждения.  Это  переохлаждение  яв¬
ляется  существенным  для  протекания  затвердевания;  оно  умень¬
шается  и,  в  конце  концов,  внутри  жидкой  фазы  становится  рав¬
ным  нулю.  Макроскопическая  форма  поверхности  раздела  яв¬
ляется  обязательно  плоской  или,  по  крайней  мере,  гладкой,
так  как  любая  случайная  выпуклость  на  твердом  теле  про¬
никла  бы  в  более  горячую  зону  и  ее  рост  тем  самым  замедлился  бы.
Однако  в  микроскопическом  масштабе  рост  кристалла  может
протекать  путем  образования  ступенек  или  наложения  слоев,
которые  дают  полосчатость  микронных  масштабов.  И  наконец,
в  атомном  масштабе  могут  ускорить  рост  дефекты  решетки  пу¬
тем  добавления  новых  кристаллических  слоев.
 Увеличение  переохлаждения
с  увеличением  расстояния  от  границы
раздела  фаз
 Отрицательный  температурннй  градиент  может  возникнуть
по  двум  причинам:
 1. 	Жидкость  имеет  температуру,  более  низкую,  чем  темпера¬
тура  плавления.  Любая  выпуклость  на  поверхности  кристалла
проникает  в  область  с  более  низкой  температурой  и  поэтому  стре¬
мится  к  росту.  Кристалл  разветвляется.  Это  явление  известно
как  дендритная  кристаллизация;  оно  наблюдается  как  в  чистых
металлах,  так  и  в  сплавах.
 2. 	Происходит  структурное  переохлаждение,  которое  воз¬
никает  в  результате  изменения  химического  состава.  В  таком
случае  поверхность  раздела  имеет  большое  количество  выпук¬
лостей  и  в  результате  получаются  дендриты.  Это  явление  на¬
блюдается  только  в  сплавах,  так  как  основной  металл  должен
содержать  растворенное  вещество.
 Структурное  переохлаждение
 Сплавы  состоят  из  основного  металла  Me  и  растворенного
вещества  S,  которое  может  повысить  или  понизить  температуру
ликвидуса  в  соответствии  с  его  растворимостью  в  той  или  другой
фазе.  Если  растворенный  элемент  повышает  температуру  плав¬
ления  (рис.  44,  а),  то  первые  кристаллы  будут  обогащены  раство¬
ренным  элементом  (рис.  44,  б).  В  то  же  время,  если  растворен¬
ное  вещество  понижает  температуру  плавления  (рис.  45,  а),
то  первые  кристаллы  будут  обеднены  растворенным  элементом
(С0);  растворенное  вещество  таким  образом  оттесняется  в  сто¬
рону  жидкости  (рис.  45,  б)  и  температура  ликвидуса  понижается
(рис.  45,  в).

Последний  случай  является  наиболее  частым  на  практике
и  ниже  мы  рассмотрим,  как  протекает  затвердевание  при  этих
условиях.  Если  действительную  линию  ликвидуса  (см.  рис.  45,  в)
наложить  на  кривую,  показывающую  распределение  темпера¬
 туры  в  пределах  жидкости,  то
показанная  на  рис.  46.
 Т°
 получится  общая  диаграмма,
 7*  Поверхность
 При  пересечении  двух  кривых  —  ликвидуса  и  температур¬
ного  градиента  (рис.  47)  —  переохлаждение  имеется  перед  по¬
верхностью  раздела  (заштрихованная  область);  оно  обусловлено
химической  неоднородностью.
 Следовательно,  рост  дендритов  внутрь  жидкости  в  направле¬
нии  повышения  температуры  может  протекать  только  в  случае
структурного  переохлаждения.  Кинетика  роста  контролируется
относительным  расположением  двух  ранее  упомянутых  кривых.
 Этот  вопрос  будет  рассмотрен  более  подробно  в  третьей  части.
Однако  уже  ясно,  что  если  температурный  градиент  слишком
велик  или  если  исчезает  обогащенный  растворенным  веществом
слой,  то  переохлаждения  больше  нет  и  поверхность  раздела
остается  макроскопически  гладкой.  Расчеты  показали,  что  до¬
статочно  0,01%  растворенного  вещества,  чтобы  вызвать  структур¬
ное  переохлаждение.
 Дендритные  ветви
 При  отрицательном  температурном  градиенте  в  чистых
металлах  дендритные  оси  стремятся  образовать  правильно  рас¬
положенные  ветви.  В  действительности  на  каждой  стадии  за¬
твердевания  выделяется  определенное  количество  тепла,  кото¬
рое  уменьшает  переохлаждение  и  задерживает  кристаллизацию
между  ветвями,  поэтому  ветвь  может  расти  только  на  неко¬
тором  расстоянии  от  своих  соседей.
 Для  сплава  имеется  дополнительная  причина  образования
правильно  расположенных  ветвей,  а  именно,  образование  обо¬
гащенного  растворенным  веществом  слоя  между  параллель¬
ными  ветвями  и  последующее  понижение  температуры  ликвидуса,
которое  тем  самым  моментально  предотвращает  затвердевание
между  ветвями.  Таким  образом,  получаются  дендритные  струк¬
туры  с  равностоящими  ветвями  (ф.  121/1—3),  величина  кото¬
рых  зависит  от  скорости  охлаждения,  природы  растворенного
вещества  и  конвекционных  потоков  в  жидкости.  Примером
большого  дендрита  может  служить  знаменитый  кристалл  Чернова.
 Влияние  направленного  температурного
градиента
 Если  жидкость  находится  в  контакте  с  холодной  поверх¬
ностью,  то  температурный  градиент  положителен.  Так  как  по¬
ток  тепла  перпендикулярен  изотермам,  отвод  тепла  проис¬
ходит  в  одном  направлении.  Если  температурный  градиент  до-
 Поверхносто
 статочен,  то  зародыши,  образовавшиеся  около  стенки,  растут
свободно,  пока  не  столкнутся  с  другими  зародышами.  В  то  же
время  рост  кристаллов  параллельно  стенке  затруднен  из-за
взаимного  столкновения  кристаллов.  Полученная  таким  образом
структура  состоит  из  соприкасающихся  вытянутых  зерен;  обра¬
зуется  так  называемая  зона  столбчатых  кристаллов.  Все  зерна
имеют  общее  кристаллографическое  напра¬
вление  и  это  указывает  на  существование
механизма  роста,  связанного  с  анизотро¬
пией  кристаллов.
 Анизотропия  роста  кристаллов  обус¬
ловлена  различной  плотностью  атомов
на  различных  кристаллографических  пло¬
скостях.  Чалмерс  предположил,  что  тем¬
пература  затвердевания  каждой  из  этих
плоскостей  различна.  Для  объемноцентри-
рованных  и  гранецентрированных  куби¬
ческих  металлов  направление  <100>  пер¬
пендикулярно  к  изотермическим  поверх- 	Рис.  49
 н  остям.
 Таким  образом,  существует  преимущественное  направление
роста.  Если  ориентация  кристалла  не  является  благоприятной,
то  рост  ограничен  по  сравнению  с  более  благоприятно  ориенти¬
рованными  соседями.  Эта  дискриминация  иллюстрируется  рис.  48.
который  показывает,  что  любое  зерно,  в  котором  направление
<100>  не  перпендикулярно  к  изотермам,  может  вырасти  только
до  ограниченных  размеров.
 В  атомном  масштабе  анизотропия  проявляется  как  рост
кристаллов  в  виде  последовательных  ступенек  или  слоев,  ко¬
торые  можно  наблюдать  при  быстром  удалении  жидкости.  При
этих  условиях  затвердевшая  поверхность  имеет  параллельные
бороздки  толщиной  в  несколько  элементарных  ячеек.  Они  имеют
сходство  с  термически  испаренными  металлическими  поверх¬
ностями.
 Это  же  явление  может  вызвать  спиральный  рост  на  дефекте,
возникшем  во  время  затвердевания.  Такие  дефекты  могут  благо¬
приятствовать  росту  (рис.  49),  если  допускается,  что  при  обра¬
зовании  новых  слоев  добавляется  по  одному  атому  за  один  раз
 8  Металлография  железа,  том  I
 57

я  присутствии  жидкости,  которая  местами  может  быть  частично
упорядоченной.  Чтобы  объяснить  образование  дефектов  в  атом¬
ном  масштабе,  по-видимому,  легче  предположить,  что  группы
частично  упорядоченных  атомов  в  полужидком  состоянии  осаж¬
даются  на  твердой  поверхности  раздела,  в  максимальном  соот¬
ветствии  с  порядком,  существующим  на  поверхности  твердого
тела.  Локальные  несовершенства  типа  дислокаций  или  вакан¬
сий,  а  также  угловые  разориентации  могут  появиться  на  короткое
или  длительное  время  и  обусловить  образование  субзерен  и
искажений  решетки.  Эти  дефекты  удаляются  только  при  рекри¬
сталлизации.
 3. 	РАЗМЕР  ЗЕРНА
 После  зарождения  и  роста  кристаллов  жидкость  исчезает
и  появляется  структура  в  виде  скопления  примыкающих  друг
к  другу  зерен  различных  размеров.
 Мейл  схематически  представил  четыре  последовательные
ступени  затвердевания  металла  (рис.  50).  Его  схема  показывает
явления  произвольного  образования  зародышей  и  роста  свобод¬
ных  кристаллов,  внешняя  форма  которых  меняется  при  столкно¬
вении  с  другими  кристаллами  (ф.  121/4).  В  частности,  первые
два  зародыша  имеют  прямолинейные  границы,  тогда  как  у  заро¬
дышей,  образовавшихся  в  другие  моменты  границы  —  гипербо¬
лические.  Если  скорость  роста  первых  зародышей  велика,  то
 другие  зародыши  не  успеют  образоваться  и  число  затвердевших
зерен  будет  небольшим.  Скорости  образования  зародышей  и  роста
зерен  могут  меняться  в  зависимости  от  времени.
 Следовательно,  конечный  размер  зерна  зависит  от  кинетики
образования  зародышей  и  их  роста.
 Эти  явления  еще  более  усложняются  при  неизотермическом
затвердевании.
 Тамманн  исследовал  кинетику  затвердевания  органических
веществ,  в  которых  изменения  протекают  очень  медленно.  Из¬
мерения,  которые  он  провел  при  к  ваз  и  изотермических  условиях,
привели  к  известным  тамманновским  кривым,  представленным
на  рис.  51.
 1. 	Кривая  скорости  образования  зародышей  N:  увеличение
количества  зародышей  соответствует  уменьшению  устойчивости
системы.  Эта  кривая  показывает  влияние  температуры  на  вероят¬
ность  образования  зародышей.  Уменьшение  количества  зароды¬
шей  соответствует  уменьшению  подвижности  атомов,  которые
должны  упорядочиться  для  образования  зародыша.
 2. 	Кривая  скорости  роста  С:  вероятно,  при  температуре
плавления  скорость  роста  велика,  но  так  как  затвердевание  вле¬
чет  за  собой  выделение  тепла,  это  препятствует  или  даже  оста¬
навливает  процесс  затвердевания.  Рост  возобновляется  после  от¬
вода  этого  тепла.
 Относительное  положение  этих  кривых  позволяет  объяснить
некоторые  явления  и  предсказать  размер  зерна  к  концу  за¬
твердевания.
 1. 	Образование  зародышей  может  происходить  при  низких
температурах,  при  которых  не  происходит  рост  зерен  (рис.  52).
Жидкость  не  кристаллизуется,  но  затвердевает  в  виде  стеклооб¬
разной  массы  (например,  металлургические  шлаки).  Эта  стекло¬
видная  масса  будет  кристаллизоваться  только  после  длительной
выдержки  при  температуре  образования  зародышей  с  последую¬
щим  повторным  нагревом  в  области,  где  может  протекать  рост.
Такое  явление  можно  наблюдать,  если  в  стали  содержатся  стекло¬
видные  включения.
 2. 	Образование  зародышей  невозможно  при  температуре
плавления  и  поэтому  имеется  инкубационный  период  зарожде¬
ния,  во  время  которого  скорость  роста  не  равна  нулю,  а  зародыши
не  образуются.  Образование  зародышей  может  начаться  либо
при  понижении  температуры,  либо  при  введении  чужеродной
затравки  (модифицирование).
 58
 3. 	Если  во  время  затвердевания  в  течение  короткого  вре¬
мени  образуется  большое  количество  зародышей,  то  в  процессе
роста  зерна  быстро  смыкаются  и  в  результате  получается  мелко¬
зернистая  структура.
 Глава  15
 СТРУКТУРЫ  ЗАТВЕРДЕВШЕГО
МЕТАЛЛА  (ф.  121—123)
 Образование  характерных  структур  отливок  и  слитков  ме¬
таллов  и  сплавов  можно  объяснить  при  помощи  кривых,  полу¬
ченных  Тамманном.
 В  той  части  жидкости,  которая  находится  в  контакте  с  хо¬
лодными  стенками  изложницы,  скорость  охлаждения,  переохлаж¬
дение  и  число  зародышей  велики.  Это  ведет  к  образованию  на
поверхности  отливки  и  слитка  весьма  мелкозернистой  структуры.
Так  как  температурный  градиент  уменьшается  с  увеличением
расстояния  от  стенки  изложницы,  зерна  стремятся  удлиниться
и  образовать  описанную  ранее  зону  столбчатых  кристаллов.
В  центре  изложницы,  где  температурный  градиент  достаточно
мал,  образуется  область  равноосных,  беспорядочно  ориенти¬
рованных  зерен  (микрофотография  121/5).  Однако  в  случае  не¬
больших  поперечных  сечений  (быстрое  охлаждение)  и  чистых
металлов  зона  столбчатых  кристаллов  может  простираться  вплоть
до  центра  слитка.
 На  самом  деле  эти  явления  являются  более  сложными.  Они
будут  описаны  более  подробно  в  третьей  части.
 Помимо  зародышей,  образующихся  при  переохлаждении
металла,  могут  присутствовать  зародыши,  которые  не  раствори¬
лись  во  время  нагревания.  Они  могут  исчезнуть  во  время  пере¬
гревания  жидкости.  В  частности,  наиболее  мелкие  зерна  будут
получаться  при  растворении  зародышей,  когда  применяется
большой  перегрев  и  при  быстром  охлаждении.
 Аллотропическое  превращение  Me  а—>Мф  протекает  путем
образования  зародышей  и  роста  Мф-фазы  в  твердом  состоянии,
начиная  с  наименее  устойчивых  областей  в  Меа-фазе,  в  част¬
ности,  границ  зерен.  Новые  кристаллы  Мф-фазы  замещают
кристаллы  /Wea-фазы,  которые  полностью  исчезают.
 Это  наблюдается,  например,  в  случае  чистого  железа,  ко¬
торое  имеет  две  температуры  превращения:  образование  6-же¬
леза  во  время  затвердевания  приблизительно  при  1534°  С,  пре¬
вращение  в  у-железо  приблизительно  при  1390°  С  и  превращение
в  a-железо  приблизительно  при  910°  С.  Аналогичный  эффект
наблюдается  в  корке  слитков  кипящей  стали.
 В  слитках  сплавов  можно  наблюдать  следы  последователь¬
ных  стадий  затвердевания  (ф.  121/6—8).  В  действительности,
если  имеется  достаточно  высокая  концентрация  растворенного
вещества,  то  во  время  затвердевания  его  может  возникнуть  лик¬
вация  либо  в  микромасштабе  (дендритная  ликвация),  либо  в  боль¬
шем  масштабе,  таком  как  масштаб  отливки  или  слитка.
 1. 	микроликвация
 На  рис.  53,  а  схематически  изображена  бинарная  диаграмма
состояния  металла,  содержащего  растворенное  вещество,  ко¬
торое  понижает  его  температуру  плавления.
 Если  диффузия  растворенного  вещества  в  твердом  теле  пол¬
ная,  то  затвердевание  сплава  протекает  по  законам  бинарных
диаграмм  состояния.  Первые  зародыши  с  содержанием  раство¬
ренного  вещества  Х0  показаны  схематически  на  рис.  53,  б.
Во  время  роста  из  них  образуются  кристаллы,  обогащенные  раство¬
ренным  веществом.  Так  как  растворенное  вещество  быстро  диф¬
фундирует  по  всему  твердому  телу,  кристаллы  всегда  химически
однородны  и  содержание  в  них  растворенного  вещества  дается
кривой  солидуса  5.
 Если  же  диффузия  растворенного  вещества  в  твердом  теле
не  происходит  (рис.  54,  а),  а  также  предполагается,  что  диффу¬
зия  в  жидкости  полная,  то  зародыши  с  содержанием  растворен¬
ного  вещества  Х0  растут  путем  прибавления  концентрических
слоев,  которые  все  более  обогащаются  растворенным  веществом
на  поверхности  раздела  (рис.  54,  б).  При  температуре  Т  жидкость
находится  в  равновесии  с  твердым  телом  S.  Таким  образом,
концентрация  внутри  твердого  тела  меняется  от  Х0  до  X,  а  ее
среднее  значение  равно  X'.
 Относительные  количества  двух  фаз  даются  следующим  со¬
отношением
 Тв,  %  __  TL  ^  TL
Ж,%  ~TSf<  TS*

которое  показывает,  что  при  данной  температуре  жидкость  мо¬
жет  существовать  в  большем  количестве,  чем  при  полной  диффу¬
зии  в  твердом  теле.
 Затвердевание  заканчивается  позже,  при 	которая
 является  точкой  на  кривой  5',  соответствующей  содержанию
растворенного  вещества  в  исходном  состоянии  X.
 6
 Рис.  53
 /  —  зародыш;  2  —  кристаллы;  3  —  зерна
 Если  твердое  тело  является  неполностью  однородным  (не¬
полная  диффузия  растворенного  вещества  в  твердом  теле,
рис.  55),  то  образовавшийся  первым  кристалл  с  содержанием
растворенного  вещества  Х0  постепенно  обогащается  растворен¬
ным  веществом  в  соответствии  с  кривой  S0,  градиент  концентра-
 б
 Рие.  54
 ции  соответствует  разности  Х*0  —  Хзатв.  Рис.  55  будет  рассмо¬
трен  в  дальнейшем  в  связи  с  гомогенизационными  обработками,
описанными  в  третьей  части.
 Если  диффузия  в  жидкости  ограничена,  то  кинетика  кри¬
сталлизации  слегка  отличается  от  описанной.
 Фактически  концентрация  в  жидкости  не  является  совер¬
шенно  однородной;  в  частности,  на  поверхности  раздела  нахо¬
дится  обогащенный  растворенным  веществом  слой.  Этот  слой
может  расти,  если  температурный  градиент  положителен.
 После  окончательного  затвердевания  дендритные  оси  мо¬
гут  быть  выявлены  на  фоне  менее  чистого  металла  либо  путём
■избирательного  химического  травления  (ф.  122),  либо  авто¬
радиографией  (микрофотографии  108/1—3).  Так  как  скорости
диффузии  легирующих  элементов  в  стали  неодинаковы,  то  не-
 8*
 которые  элементы  ликвируют  в  бо  лыией  степени,  чем  другие,
особенно  в  присутствии  углерода.
 .Эксперименты  показали,  что  металлические  примесные..
элементйГликвируют  больше,  когда  их  сродство  к  углероду  выше,
т.  е.  тем  больше,  чем  больше  понижает  углерод  их  активность.
 Элементы  в  соответствии  с  их  уменьшающейся  склонностью
к  ликвации  образуют  последовательность:  Р,  Mo,  Сг.  Мп,  Si.  NL
Влияние  пластической  деформации  и  термической  обработки
на  ликвацию  будет  описано  п  третьей  части.  Если  диффузия  рас¬
творенного  вещества  в  твердом  теле  затруднена  во  время  за¬
твердевания,  то  она  практически  будет  равна  нулю  при  более
низких  температурах,  особенно  при  температурах  термической
 обработки  (ф.  122/5—8).  Поэтому  ^закалка,  отжиг  и  горячая
или  холодная  деформация  практически  не  влияют  на  ликвацию
(ф.  123/3,4),  которая  часто  определяет  конечную  металлографи¬
ческую  структуру.  Для  некоторых  скоростей  охлаждения  в  горя-
чедеформированных  изделиях  она  является  причиной  образова¬
ния  весьма  заметной  полосчатой  структуры  (123/1).  Полосча¬
тую  структуру  можно  замаскировать  быстрым  охлаждением
(ф.  123/2),  hq  после  отжига  она  выявляется  вновь.
 2. 	МАКРОЛИКВАЦИЯ
 Отливки,  слитки  и  все  изделия,  получаемые  из  них  прокат¬
кой  или  ковкой,  неоднородны.  Например,  слитки  обычно  обо¬
гащаются  легирующими  элементами  по  направлению  к  голов¬
ной  части.
 Эта  макроликвация  более  заметна,  когда  охлаждение  мед¬
ленное,  затвердевающая  масса  велика  и  растворенное  вещество
заметно  уменьшает  плотность  жидкого  металла.
 Следовательно,  большие  локальные  неоднородности  сле¬
дует  ожидать  во  всех  крупных  легированных  отливках  (ф.  123/5—
8),  что  необходимо  учитывать  при  конструировании  металли¬
ческих  деталей.  Другими  словами,  результаты,  полученные  на
небольших  сечениях,  не  следует  экстраполировать  на  большие.
 И  наконец,  следует  обратить  внимание  на  более  низкую
плотность  жидкой  стали  по  сравнению  с  затвердевшей  сталью,
что  обусловливает  усадку  во  время  затвердевания.  Если  эта
усадка  локализована,  то  она  создает  разрывы,  известные  как
усадочная  раковина  или  микропористость.  Охлаждение  до  ком¬
натной  температуры  вызывает  также  возникновение  напряжений,
а  они  могут  обусловить  образование  трещин  в  горячем  или  холод¬
ном  состоянии.
 В  то  же  время,  при  затвердевании  может  произойти  увеличе¬
ние  объема  металла,  например,  из-за  выделения  газов;  это  создает
газовые  пузыри.  Более  подробно  эти  явления  будут  рассмотрены
в  третьей  части  настоящей  книги.
 Глава  16
 НЕМЕТАЛЛИЧЕСКИЕ  ВКЛЮЧЕНИЯ
(ф.  124—128)
 Неметаллическими  включениями  обычно  называют  частицы
примесей  в  стали,  образующихся  либо  в  результате  механических
процессов,  либо  во  время  затвердевания,  либо  при  последующих
реакциях  в  затвердевшем  металле  1.
 1  A.  S.  Т.  М.  Standards.  Part  3.  published  by  the  American  Society
for  Testing  materials.  1916,  Race  St.,  Philadelphia  3,  Pa.
 59

Во  время  плавления,  рафинирования,  разливки  в  ковш,
а  затем  в  изложницы  жидкая  сталь  практически  всегда  нахо¬
дится  в  контакте  с  огнеупорными  материалами  или  шлаками.
Частицы,  отделившиеся  от  шлака  или  огнеупорной  кирпичной
кладки,  могут  попасть  в  струю  расплавленной  стали  и  остаться
в  слитке  или  отливке.  Химический  состав  этих  частиц  вследствие
реакции  с  жидкой  сталью  меняется;  тем  не  менее,  они  образуют
неметаллические  включения  независимо  от  того,  являются  ли
они  результатом  чисто  механического  процесса  или  гетероген¬
ной  реакции.  Такие  примеси  называются  экзогенными,  в  противо¬
положность  другим,  которые  непосредственно  связаны  с  метал¬
лом  1.
 Если  растворимость  элемента  в  жидкой  фазе  очень  мала,
то  даже  находясь  в  небольших  количествах,  во  время  затверде¬
вания  он  будет  выделяться  в  виде  отдельной  составляющей.
Так  происходит  с  кислородом  и  серой,  которые  выделяются
почти  полностью  в  виде  окислов,  сульфидов,  силикатов  и  т.  д.
Эти  соединения  обычно  называются  эндогенными  включениями  2.
 1. 	ОБРАЗОВАНИЕ
И  МОРФОЛОГИЯ  ВКЛЮЧЕНИЙ
 Экзогенные  включения
 Экзогенные  включения  возникают  либо  из  огнеупоров
и  шлаков,  либо  из  смеси  этих  веществ  с  продуктами  раскисле¬
ния.  Эти  включения  трудно  исследовать,  так  как  условия  их
образования  очень  разнообразны.  Однако  их  легко  можно  от¬
личить  от  большинства  эндогенных  включений  обычно  благодаря
большому  размеру,  спорадическому  виду,  преимущественному
распределению  в  слитке  или  отливке,  неправильной  форме  и
сложной  структуре.
 Эндогенные  включения
 Эндогенные  включения  образуются  в  металле  во  время  его
производства.  Они  выделяются  в  результате  гомогенных  реак¬
ций.  Наиболее  часто  источниками  неметаллических  включений
в  железе  и  железных  сплавах  являются  кислород  и  сера.  Азот
и  фосфор  образуют  соединения  с  металлами,  свойства  которых,
подобно  свойствам  карбидов,  близки  к  свойствам  металлов,  так
что  эти  соединения  за  исключением  некоторых  специальных  ни¬
тридов,  обычно  считают  структурными  составляющими  сплавов.
Реакции,  в  результате  которых  образуются  окислы  и  сульфиды,
вызываются  добавками,  вводимыми  в  сталь,  или  происходят
просто  при  изменении  растворимости  во  время  охлаждения  и  за¬
твердевания  металла.
 Способ  и  время  образования  эндогенных  включений  обус¬
ловливают  их  склонность  к  весьма  однородному  распределению;
такое  однородное  распределение  характерно  для  них.
 Окислы
 В  настоящее  время  считают,  что  основным  источником  эндо¬
генных  окислов  являются  раскислители  добавляемые  в  конце
процесса  плавления.
 Во  время  окислительного  периода  при  выплавке  стали  такие
элементы,  как  углерод,  марганец,  кремний,  хром,  алюминий  и
другие,  удаляются  в  значительной  степени  в  результате  окисле¬
ния,  так  же,  как  и  фосфор,  при  наличии  основного  шлака.  Боль¬
шая  часть  образовавшихся  таким  образом  окислов  поднимается
в  шлак,  а  также,  по-видимому,  не  менее  95%  окислов,  образо¬
вавшихся  во  время  раскисления,  удаляются  до  разливки  в  из¬
ложницы  3.
 Если  дело  действительно  обстоит  так,  то  до  разливки  в  стали
не  должно  быть  эндогенных  включений,  они  должны  образоваться
после  разливки  путем  выделения.
 Окислы  железа.  Растворимость  кислорода  в  расплав¬
ленном  железе  равна  0,18%  (по  массе)  при  температуре  плавле¬
ния,  достигает  0,23%  при  1600°  С  и  0,30—0,33%  при  1700°  С4.
Данные  растворимости  кислорода  в  твердом  железе  довольно
 1 	Поверхность  расплавленной  стали,  кроме  того,  реагирует  с  воз¬
духом,  в  результате  чего  образуется  окисная  пленка;  продукты  этой
реакции  также  могут  попасть  в  изложницу.
 2 	Некоторые  нитриды  и  карбиды  также  выделяются  во  время
затвердевания.  Их  считают  принадлежащими  структуре  металла,  хотя
они  обладают  свойствами  неметаллов.
 •  Koch  W.,  Wentrup  Н.  und  R  е  i  f  О.  Die  chemischen
und  physiko-chemischer  Grundlagen  der  Desoxydation  mit  Mangan,
Silizium  und  Aluminium.  Archiv  fur  das  Eisen  huttenwesen,  22  (1951),
Ni  1/2,  15-30.
 4  Chlpman  J.  Physical  Chemistry  of  Liquid  Steel,  Basic  Open-
Hearth  Steelmaking,  A1ME,  1951,  621-690.
 60
 сомнительны  и  противоречивы;  однако  при  комнатной  темпера¬
туре  эта  растворимость,  по-видимому,  должна  быть  практически
равна  нулю  (установлено,  что  растворимость  при  1345°  С  ±
±  20°  равна  0,003  ±  0,003%)  К
 Следовательно,  при  затвердевании  расплавленной  стали  кис¬
лород  должен  выделиться  в  основном  в  виде  вюстита  или  FeO
с  несколько  отличным  от  стехиометрического  составом.  Эти
окислы  имеют  вид  диспергированных  круглых  частиц  коричне¬
вато-серого  цвета;  их  размер  меняется  в  зависимости  от  скорости
затвердевания.
 При  низкой  температуре  вюстит  неустойчив  или,  по  крайней
мере,  метастабилен  и  часто  содержит  магнетит  Fe304,  образовав¬
шийся  в  результате  распада  вюстита  ниже  560°  С.
 Сложные  окислы.  При  добавлении  в  расплавлен¬
ную  сталь  даже  небольших  количеств  раскислителей,  таких  как
марганец,  кремний,  хром,  алюминий  и  цирконий,  растворимость
кислорода  резко  падает  и  его  избыток  сверх  новой  равновесной
концентрации  должен  выделиться.  Следовательно,  в  зависимости
от  основного  состава  и  применяемых  раскислителей  сталь  может
содержать  включения  Si02  или  силикаты  железа  и  железо-
марганца  Si02-  FeO  и  Si02-  FeO-Мп02  наряду  со  смешиваю¬
щимися  растворами  FeO.  МпО,  при  этом  содержание  МпО  уве¬
личивается  с  увеличением  содержания  марганца  (при  содержа¬
нии  выше  1%  Мп  наблюдается  почти  чистый  МпО,  ф.  124/1—11).
 Хотя  хром  практически  не  применяется  в  качестве  раскис-
лителя,  он  связывает  кислород,  находящийся  в  железе,  образуя
окислы  хрома.  При  очень  низких  содержаниях  хрома  этот  оки¬
сел  является  смесью  вюстита  и  хромита  (шпинелью  Fe0.Cr203).
Хромиты  встречаются  при  более  высоких  содержаниях  хрома,
вплоть  до  3%.  При  содержаниях  хрома  от  3  до  9%  присутствует
искаженная  шпинель,  тогда  как  Сг304  является  единственной
формой,  которая  встречается  в  виде  основного  окисла  при  со¬
держаниях  хрома  выше  9%.  В  высокохромистых  сталях  часто
присутствует  окись  хрома  Сг203;  она  образуется  при  распаде
окисла  Сг304  (ф.  127/8,9).
 Алюминий  и  цирконий  являются  наиболее  сильными  рас-
кислителями.  В  простых  углеродистых  сталях,  если  добавка
алюминия  достаточна  для  раскисления  металла,  единствен¬
ным  окислом,  образующимся  даже  в  присутствии  марганца;
практически  всегда  является  окись  алюминия  А1203.  Если  до¬
бавка  алюминия  очень  мала  для  раскисления  расплава,  то  по¬
мимо  вюстита  FeO  и  включений  (Fe,  Мп)  О,  будет  в  основ¬
ном  образовываться  железо-алюминатная  шпинель  FeO—А1203
(ф.  126/12).  При  небольших  добавках  цирконий  ведет  себя  ана¬
логично  алюминию,  тогда  как  большие  количества  его  обога¬
щают  сталь  тугоплавкими  окислами  (ф.  127/1—7).
 Сульфиды
 Растворимость  серы  в  жидкой  стали  высока,  в  то  же  время
ее  растворимость  в  твердом  металле,  особенно  при  комнатной
температуре,  низка.  Следовательно,  во  время  затвердевания  стали
сера  будет  выделяться  в  виде  сульфидов;  кроме  того,  так  как
диаграмма  состояния  системы  Fe—S  *  имеет  эвтектическое  пре¬
вращение  при  988°  С,  сера  будет  концентрироваться  в  жидком
металле  до  достижения  эвтектического  состава,  прежде  чем
образуется  первое  сульфидное  выделение.  Сульфиды  встречаются
в  тех  участках  металла,  которые  затвердели  в  последнюю  оче¬
редь,  т.  е.  по  границам  первичных  зерен  и  между  дендритами.
 О  влиянии  различных  легирующих  элементов  и  раскисли¬
телей  на  растворимость  серы  в  железе  имеется  мало  количествен¬
ных  данных,  но  опубликованные  сведения  указывают  на  то,
что  это  влияние  велико.  На  мартеновских  печах  в  течение  про¬
должительного  времени  использовали  добавки  марганца  для
ограничения  содержания  серы  в  жидком  чугуне.
 Область  жидкой  фазы  в  тройной  системе  Fe—Мп—S**nepe-
секается  большим  интервалом  несмешиваемости  который  начи¬
нается  на  границе  Мп—S  и  простирается  непосредственно  до
границы  Fe—S.  Таким  образом,  даже  в  присутствии  небольших
добавок  марганца  содержащее  серу  железо  разделяется  путем
ликвации  на  две  жидкие  фазы,  одна  из  которых  обогащена  се¬
рой,  тогда  как  в  другой  содержание  серы  незначительно.
 Известно,  что  редкоземельные  элементы,  добавленные  в  виде
мишметалла,  ограничивают  растворимость  серы  в  стали.  Обычно
они  отделяют  часть  серы,  которая  всплывает  на  поверхность
расплава.
 1  Annual  Report  of  Council,  The  British  Iron  and  Steel  Research
Association,  London.  1951.
 *  Rosenqvist  T.  and  Dunick  B.  L.  Solid  Solubility
of  Sulphur  in  Iron.  Journal  of  Metals,  4  (1925),  jVs  6.  604  —  608.
 **  Wentrup  H.  Die  Bildung  von  Einschliissen  im  Stahl.  Tech-
nische  Mitteilungen  Krupp,  5  (1937),  131  —  152.

Образование  сульфидов  указывает  на  то,  что  во  время  за¬
твердевания  жидкой  стали  происходила  ликвация  серы.  Жид¬
кость  насыщается  серой  в  результате  как  увеличения  в  ней  со¬
держания  серы,  так  и  уменьшения  в  ней  растворимости  этого
элемента;  температура  насыщения  меняется  в  зависимости  от
состава  стали.
 В  зависимости  от  состава  стали  сульфиды  выделяются  либо
в  виде  больших  глобулей  (1  тип  сульфидов,  ф.  128/1),  достаточно
удаленных  один  от  другого,  в  небольшом  количестве,  либо  в  ка¬
честве  второго  компонента  эвтектики  в  результате  эвтектической
реакции  с  металлической  матрицей  (II  тип  сульфидов,  ф.  128/2).
 Какой  бы  ни  была  их  форма,  считается  (хотя  имеются  разно¬
гласия)  х,  что  большинство  сульфидов  концентрируется  на  гра¬
ницах  первичных  зерен  и  между  дендритами.
 Оксисульфиды
 Роль  кислорода  и  других  элементов  (раскислители  и  леги¬
рующие),  содержащихся  в  сталях,  столь  многообразна,  что
бывает  трудно  объяснить  наблюдаемые  явления.  Однако  они
несомненно  оказывают  значительное  влияние  на  форму  сульфи¬
дов.
 Сульфиды  1  типа,  которые  имеют  ярко  выраженную  глобу¬
лярную  форму,  не  могут  представлять  собой  чистый  MnS,  так
как  температура  затвердевания  MnS  (1600°  С)  выше,  чем  тем¬
пература  ликвидуса  стали.  Почти  все  окислы  и  сульфиды,  встре¬
чающиеся  в  сталях,  растворяются  в  жидком  металле  в  затвер¬
девают  в  соответствии  с  эвтектическим  процессом.  Кроме  того,
система  FeS—MnS  при  температуре  1180°  С  имеет  эвтектику.
Сульфиды  I  типа  являются  сложными  сульфидами  марганца,
содержащими  окислы  (FeO,  MnO,  Si02)  и  FeS,  которые  делают
температуру  затвердевания  сульфидов  ниже  температуры  соли-
дуса  стали.  Сульфидное  включение  может  быть  даже  эвтектикой.
 Если  раскисление  стали  проведено  достаточно  энергично
(из-за  добавок  таких  сильных  раскислителей,  как  алюминий,
титан,  цирконий,  мишметалл  или  магний),  то  вид  сульфидов
полностью  изменяется.  Сульфиды  1  типа  заменяются  сульфидами
 II 	типа,  которые  затвердевают  при  эвтектической  кристалли¬
зации.
 В  присутствии  избыточного  алюминия  образуются  сульфиды
 III 	типа;  они  являются  идиоморфными  кристаллическими  ча¬
стицами  и  поэтому  должны  затвердевать  прежде,  чем  металли¬
ческая  матрица.  По-видимому,  они  состоят  практически  из  чи¬
стого  MnS,  температура  затвердевания  которого  выше,  чем  тем¬
пература  ликвидуса  стали.  Как  и  в  случае  алюминия,  считают,
что  добавка  незначительного  избытка  циркония  вызывает  пере¬
ход  от  II  к  III  типу  сульфидов  (микрофотография  128/3).  В  то  же
время  избыток  титана  будет  связывать  основную  долю  серы
в  TiS,  выделяющийся  в  виде  эвтектики,  так  как  TiS  является
гораздо  более  устойчивым,  чем  MnS.  И  наконец,  избыток  миш¬
металла  будет  связывать  практически  всю  серу  в  сульфиды
редкоземельных  металлов,  которые  встречаются  в  виде  туго¬
плавких  сульфидов.
 Эндогенные  включения  других  типов
 Помимо  описанных  выше  основных  включений,  встречается
большое  количество  других  включений  простого  или  сложного
состава.
 Например,  в  присутствии  титана  могут  наблюдаться  вклю¬
чения  ТЮ2,  ТЮ2—FeO  ТЮ2—А1203,  Ti203,  TiS  и  т.  д.;  ти¬
тан  также  соединяется  с  азотом,  содержащимся  в  стали,  и  обра¬
зует  нитридные  включения.  Эти  нитриды  обычно  рассматривают
как  неметаллические  включения  несмотря  на  то,  что  они  обра¬
зуют  непрерывный  ряд  твердых  растворов  с  соответствующими
карбидами.  Различают  нитрид  титана  TiN  и  цианонитрид  ти¬
тана  Ti  (С,  N);  последний  содержит  в  растворе  неопределенное
количество  углерода.  Цирконий  и  ванадий,  как  и  титан,  прояв¬
ляют  значительное  сродство  к  азоту,  который  они  связывают
в  виде  нитридов  (ф.  128/5—10).
 2.  ИДЕНТИФИКАЦИЯ
НЕМЕТАЛЛИЧЕСКИХ  ВКЛЮЧЕНИЙ
 Было  показано,  что  существует  большое  количество  раз¬
личных  неметаллических  включений,  и  приведенный  выше  пере¬
чень  далеко  не  является  исчерпывающим.  Неметаллические
включения  влияют  на  свойства  стали  и  поэтому  интересуют
 1  Бутаков  Д.  К.  Физика  металлов  и  металловедение.  5  (1957),
№  1,  154—160.
 металлургов,  которые  не  жалели  усилий,  чтобы  устранить  их
или,  по  крайней  мере,  контролировать  их  содержание.
 Информацию  о  неметаллических  включениях  могут  дать
многие  методы  исследования.  Однако  часто  бывает  необходимо
определить  способ  образования  и  структуру  включений  на  об¬
разцах  деформированного  металла,  предыстория  которого  точно
не  известна.  Горячая  и  холодная  обработка  давлением  деформи¬
рует  и  раздробляет  включения,  видоизменяя  их  первоначаль¬
ную  форму  и  распределение.  Термическая  обработка,  сопут¬
ствующая  обработке  давлением,  также  может  изменить  неко¬
торые  характеристики  структуры  металла  (ф.  126/9,  10;  128/4,9).
 Тем  не  менее,  здесь  будут  кратко  рассмотрены  физические
и  химические  методы,  которые  можно  использовать  для  иденти¬
фикации  неметаллических  включений.
 Испытания  без  разрушения  образца
 При  использовании  большинства  методов  необходимо  раз¬
рушение  изучаемого  материала;  однако  некоторые  физические
способы,  например,  ультразвуковой  контроль,  рентгеновская
дефектоскопия,  магнитные  исследования  и  применение  радио¬
активных  изотопов,  позволяют  проводить  предварительное
исследование  метериала  без  его  разрушения.  Благодаря  этим
методам  можно  узнать,  каковы  распределения  и  размеры  вклю¬
чений,  но  они  не  дают  никакой  информации  об  их  составе  ^строе¬
нии.  Ультразвуковой  контроль  помогает  определить  и  локали¬
зовать  включения  размером  больше,  чем  используемая  длина
волны,  а  также  скопления  включений  меньших  размеров.
 О  наличии  и  локализации  достаточно  больших  включений
и  их  скоплений  можно  узнать  также  при  помощи  рентгеновской
дефектоскопии,  так  как  поглощение  рентгеновских  лучей  вклю¬
чением  значительно  отличается  от  поглощения  матрицей.  Од¬
нако  как  этот  метод,  так  и  ультразвуковой  контроль  не  всегда
позволяют  отличить  включения  от  разрывов,  т.  е.  трещин,
пор  и  др.
 В  настоящее  время  для  выявления  включений  вблизи  по¬
верхности  деталей,  изготовленных  из  ферромагнитных  материа¬
лов,  применяют  испытания  с  использованием  суспензии  магнит¬
ных  частиц.
 Введение  радиоактивных  изотопов  в  образец  позволяет
обнаружить  включения  при  помощи  сцинтилляционных  счет¬
чиков  или  авторадиографии.  Этим  методом  можно  определить
также  происхождение  включений.
 Испытания  с  разрушением  образца
 Физические  методы.  Наиболее  широко  для  изу¬
чения  неметаллических  включений  применяют  металлографи¬
ческий  метод.  Этот  метод  позволяет  определять  число  и  распре¬
деление  включений  в  исследуемом  шлифе,  структуру  которого
часто  сравнивают  с  микрофотографиями  стандартных  структур.
 Исследование  в  оптическом  микроскопе  позволяет  также
идентифицировать  включения,  однако  такая  идентификация
часто  бывает  затруднительной,  так  как  многочисленные  факторы,
например,  тип  используемого  освещения,  качество  полирован¬
ной  поверхности,  размер  включений  могут  привести  к  ошибоч¬
ной  интерпретации  результатов  исследования.  Тем  не  менее,
металлографический  метод,  особенно  если  он  сочетается  с  рентге¬
нографическим  и  электроннографическим  или  рентгеноспектраль¬
ным  анализом,  представляет  собой  отличный  способ  исследо¬
вания.  Форма,  цвет,  твердость,  степень  прозрачности  или  отра¬
жательной  способности  включений  —  все  это  значительно  об¬
легчает  их  идентификацию.  Это  относится  также  к  их  свойствам
в  поляризованном  свете,  т.  е.  анизотропии,  плеохроизму,  экстинк-
ции  и  т.  д.
 Другим  ценным  источником  информации  является  изби¬
рательное  травление  для  выявления  включений.
 После  извлечения  включение  можно  также  исследовать
на  просвет  в  оптическом  микроскопе,  как  это  делается  в  петро¬
графии.  Применение  этого  метода  затрудняется  тем,  что  при
экстрагировании,  которое  обычно  проводится  химическим  или
электрохимическим  травлением,  сами  включения  могут  про-
травиться  или  загрязниться  другими  экстрагированными  фа¬
зами  или  даже  продуктами  распада  травителя  или  электролита.
Этот  метод  не  дает  информации  о  распределении  включений,
хотя  их  количество  может  быть  определено  взвешиванием.
 Физико-химические  и  химические  ме¬
тоды.  Кроме  обычных  аналитических  методов,  например,
спектрографического  анализа,  количественного  определения
газов  или  анализа  экстрагированных  осадков,  каждый  из  ко¬
торых  дает  количественный  анализ  включений,  но  которые  не
 61

будут  описаны  здесь  (так  как  они  не  относятся  к  металлографии),
имеется  несколько  других  методов  исследования  включений.
К  ним  относятся:  рентгеноструктурный  анализ,  электронная
микроскопия  и  недавно  созданный  метод  микрорентгеноспектраль-
ного  анализа  (микрозондирования).
 Включения  можно  исследовать  большиством  рентгенострук¬
турных  методов:  рентгенограмму  Дебая—Шерера  получают  на
экстрагированных  осадках,  метод  обратной  рентгеновской  диф¬
ракции  применяют  для  изолированной  частицы,  которая  экстра¬
гирована  или  находится  в  металической  матрице.
 Последовательный  микрорентгенографический  анализ  с  ис¬
пользованием  различных  излучений  обычно  позволяет  точно
установить  количество  и  распределение  включений.
 Включения  могут  быть  исследованы  также  при  помощи
электронного  микроскопа.  Для  этого  их  экстрагируют  и  дис¬
пергируют  в  пластической  смоле.  Включения  можно  наблюдать,
 применяя  метод  экстракционных  реплик  или  тонкие  фольги,
однако  применение  этих  методов  осложняется  тем,  что  экстра¬
гировать  включения  в  реплику  и  сохранить  их  в  тонкой  фольге
очень  трудно.
 Замечательным  прибором  для  анализа  включений  являете»
электронный  микрозонд.  Он  дает  как  качественный,  так  и  коли¬
чественный  анализ  различных  элементов,  из  которых  состоят
включения.  Одновременно  путем  сканирования  можно  выявить
топографическое  распределение  этих  элементов.  Возможности
этого  прибора  для  исследования  включений  еще  не  полностью
изучены,  но,  по-видимому,  являются  очень  большими.  Однако,
как  и  все  другие  приборы,  микрозонд  имеет  свои  ограничения.
В  частности,  пятно  микрозонда  равно  примерно  1  мкм3,  так  что
включения  меньше  этого  размера  нельзя  анализировать.  Более
того  при  помощи  микрозонда  невозможно  анализировать  эле¬
менты  с  атомным  номером  меньше  чем  12  (ф.  106;  126;  127).

IV. 	МИКРОСТРУКТУРЫ  ЖЕЛЕЗА,  СТАЛЕЙ  И  ЧУГУНОВ
 Глава  17
 ДИАГРАММА  СОСТОЯНИЯ
ЖЕЛЕЗО—УГЛЕРОД  И  КРИВЫЕ
ИЗОТЕРМИЧЕСКОГО  ПРЕВРАЩЕНИЯ
(С-ОБРАЗНЫЕ  КРИВЫЕ)
 1. 	ЖЕЛЕЗО
 Железо  является  двадцать  шестым  элементом  в  Периоди¬
ческой  системе  Менделеева  (табл.  9).  Оно  принадлежит  к  первой
переходной  группе.  При  атмосферном  давлении  железо  плавится
при  1534°  С  и  испаряется  при  2738°  С.  Его  плотность  равна
7,684  г/сл3,  а  атомная  масса  55,85.  Атом  железа  имеет  конфигура¬
цию  внешних  электронов  3de  4s2,  /(-оболочку  с  двумя  внутрен¬
ними  электронами,  L-оболочку  с  восьмью  внутренними  электро¬
нами  и  насыщенные  подгруппы  s  (с  двумя  электронами)  и  р
(с  шестью  электронами)  А1-оболочки.
 При  низких  температурах  чистое  железо  имеет  объемно-
центрированную  кубическую  структуру  (a-железо)  и  является
ферромагнитным  (табл.  10).  Ферромагнетизм  исчезает  при  768°  С
без  какого-либо  изменения  кристаллической  структуры.  Ис¬
чезновение  ферромагнетизма  является  не  фазовым  переходом,
а  процессом,  в  котором  при  повышении  температуры  от  абсо¬
лютного  нуля  ферромагнетизм  сначала  уменьшается  постепенно,
затем  быстрее,  пока  не  изчезнет  почти  полностью  в  относительно
узкой  температурной  области,  наивысшая  температура  которой
соответствует  точке  Кюри.  Переход  магнитного  a-железа  в  не¬
магнитное  часто  называют  критической  точкой  Л2*.  Объемно-
центрированное  кубическое  железо  часто  называют  ферритом.
Этот  термин  используется  также  для  первичных  твердых  раство¬
ров,  которые  образуют  многие  металлы  с  а-железом.
 Немагнитное  а-железо  устойчиво  приблизительно  до  910°  С.
При  этой  температуре  появляется  гранвцентрированная  куби¬
ческая  модификация  или  у-железо,  которое  устойчиво  между
910°  С  и  1390°  С.  Превращение  а'^.у  является  фазовым  перехо¬
дом  и  температура,  при  которой  оно  протекает,  называется  кри¬
тической  точкой  А3.  Вблизи  критической  температуры  А3  пре¬
вращение  идет  чрезвычайно  медленно.  Для  полного  превраще¬
ния  образца  a-железа,  нагретого  на  1  или  2  град  выше  крити-
 *  Критической  точкой  является  температура,  при  которой  фазы
металла  или  сплава  находятся  в  равновесии.
 ческой  температуры,  требуется  несколько  часов.  Превращение
имеет  температурный  гистерезис.  В  случае  железа  высокой  чи¬
стоты  температура  превращения  А3  во  время  медленного  на¬
грева  приблизительно  на  10  град  выше,  чем  во  время  медленного
охлаждения.  Эта  особенность  обнаруживается  во  всех  железных
сплавах.  Поэтому  для  того,  чтобы  различить  температуры,  при
которых  начинается  превращение,  используют  буквы  с  и  г  со¬
ответственно  при  нагреве  и  охлаждении  1.  Например,  при  ис¬
следовании  очень  чистого  железа  выражения  Ася  =  910°  С
и  Аг9  ---  900°  С  означают,  что  превращение  при  нагреве  начи¬
нается  при  910°  С,  а  при  охлаждении  —  при  900°  С.  Те  же  обо¬
значения  применяют  для  других  превращений  железа  и  его  спла¬
вов.  у-железо  способно  растворять  некоторые  металлы  и  неме¬
таллические  элементы.  Термин  «аустенит»  применяют  в  основ¬
ном  для  обозначения  гранецентрированного  кубического  железа,
содержащего  в  твердом  растворе  углерод  и  возможно  другие
элементы.
 у-железо  устойчиво  в  интервале  температур  910—1390°  С.
Выше  1390°  С  кристаллическая  структура  снова  становится  объем-
ноцентрированной  кубической,  она  устойчива  до  температуры
плавления  железа  (1534°  С).  Таким  образом,  высокотемператур¬
ная  модификация  железа,  обычно  называемая  6-железом,  имеет
ту  же  кристаллическую  структуру,  что  и  низкотемпературное
a-железо.  Превращение  у^б  является  также  фазовым  перехо¬
дом,  его  часто  называют  превращением  А4.  В  чистом  железе  оно
имеет  значительно  меньший  температурный  гистерезис,  чем
превращение  А3.
 Таким  образом,  в  чистом  железе  гранецентрированная
кубическая  структура  устойчива  приблизительно  в  температур¬
ном  интервале  500  град,  выше  и  ниже  которого  стабильной  яв¬
ляется  только  объемноцентрированная  кубическая  структура.
Это  двукратное  изменение  относительной  устойчивости  объемно-
центрированой  кубической  и  гранецентрированной  кубической
модификаций  с  повышением  температуры,  очевидно,  обусловлено
влиянием  энергетического  фактора,  связанного  с  электронной
удельной  теплоемкостью  каждой  из  структур.  Если  обозначить
А/>е  разницу  между  свободными  энергиями  у-  и  а-железа,
то  у-железо  будет  устойчивой  модификацией  железа,  когда
АЕре  отрицательно.  На  рис.  56,  который  заимствован  у  Зи-
 1  В  литературе  на  английском  языке  используется  также  символ
Ае,  если  температуры  превращения  близки  к  равновесным  вследствие
очень  медленного  нагрева  или  охлаждения.
 ТАБЛИЦА  10.  КРИСТАЛЛОГРАФИЧЕСКИЕ  ХАРАКТЕРИСТИКИ  РАЗЛИЧНЫХ  АЛЛОТРОПИЧЕСКИХ  ФОРМ  ЖЕЛЕЗА
 Характеристики
 а-желеэо
 у-железо
 б-железо
 Структура
 О.  Ц.  к.
 Г.  Ц.  К.
 О.  Ц.  К.
 Постоянные  решетки
 2,8605  при  20е  С
 3,6409  *  при  950°  С
 2,93  при  1425°  С
 Межатомное  расстояние
 2,4773
 2,580  при  950°  С
 —
 Атомный  диаметр  Гольдшмидта
 2,54
 —
 —
 Магнитные  свойства
 Магнитно  ниже  760°  С
 Немагнитно
 Немагнитно
 Примечание.  Приведенные  в  таблице  значения  выражены  в  единицах  kX-\  kX  =  1,00202  А.
 *  Данные  сомнительны.
 ЛИТЕРАТУРА
 a-железо:  Юм  Р  озер  и  В..  Рейнор  Г.  Структура  металлов  и  сплавов.  Металлургпздат,  1959.
у-железо:  Баррет  К.  С.  Структура  металлов.  Металлургпздат,  1948.
 ©-железо:  Handbook  of  Chemistry  and  Physics.  The  Chemical  Rubber  Publishing  Co.,  Ohio.
 63

Т  Л  Г,  л;и  U7A  9.  ПЕРИОДИЧЕСКАЯ  СИСТЕМА  ЭЛЕМЕНТОВ  МЕНДЕЛЕЕВА

нера*,  показано  изменение  APFe/RT  (где  Т  —  абсолютная
температура)  в  зависимости  от  температуры;  &FPe  выражено
в  дж/(г-  атом).
 О  0,02 	0,01* 	0,06 	0,08 	0,10 	0,12
 JSFFe//iT
 Рис.  56
 2. 	СТРОЕНИЕ  ЖЕЛЕЗНЫХ  СПЛАВОВ
 В  соответствии  с  правилом  фаз  превращения  А9  и  А4  в  чи¬
стом  железе  протекают  при  определенных  температурах.  Когда
образуется  сплав  со  вторым  элементом,  входящим  в  твердый  рас-
 Основным  критерием  при  выборе  элементов,  которые  в  со*
стоянии  образовать  с  железом  твердый  раствор  замещения  со
значительной  областью  гомогенности,  является  геометрический
фактор.  Атомные  диаметры  железа  в  а-  и  у-модификациях  равны
соответственно  2,48  и  2,52  кХ,  т.  е.  в  среднем  2,5  кХ.  Интервал
геометрического  соответствия  (геометрический  фактор  равен
15%)  составляет  0,38  кХ  и,  следовательно,  атомные  диаметры
элементов,  способных  образовать  с  железом  твердые  растворы,
должны  составлять  от  2,1  до  2,9  кХ  (рис.  57  и  табл.  11).
 Углерод  и  азот,  которые  имеют  неблагоприятные  значения
геометрического  фактора,  тем  не  менее  образуют  с  у-железом
широкие  области  твердых  растворов,  но  очень  ограниченно  рас¬
творимы  в  a-железе.  В  действительности  эти  элементы  с  малыми
атомными  диаметрами  (1,42  кХ  для  углерода)  образуют  твердые
растворы  внедрения,  при  этом  позиции  внедрения  в  гранецен¬
трированной  кубической  структуре  больше,  чем  в  объемноцеи-
трированной  кубической.
 Среди  элементов  первого  длинного  периода  титан  располо¬
жен  на  границе  области  благоприятного  геометрического  фак¬
тора  и  на  диаграмме  состояния  железо—титан  проявляется
ограниченная  растворимость  титана.  Другие  элементы  этого
периода  имеют  более  благоприятные  геометрические  факторы
и  по  этой  причине  могут  образовать  с  железом  широкие  области
твердых  растворов.  То  же  самое  относится  к  элементам  групп
от  VIB  до  VIПБ  во  втором  и  третьем  длинных  периодах.  Эле¬
менты  группы  IVB  (цирконий  и  гафний)  находятся  вне  области
благоприятного  геометрического  фактора,  тогда  как  элементы
группы  VB  находятся  на  ее  границе.  Диаграммы  состояния  ясно
отражают  влияние  геометрического  фактора.  Например,  молиб¬
ден  и  вольфрам  образуют  широкие  области  твердых  растворов
с  a-железом,  а  палладий  и  платина  —  неограниченные  твердые
растворы  с  у-железом  при  высоких  температурах.
 О 	10 	20 	30 	ЬО 	50 	70 	80 	90
 Атомный  номер
 Рис.  57.  Атомные  диаметры  элементов  с  благоприятным  геометрическим  фактором  для  железа.  Пунктирные
линии  показывают  пределы  области  благоприятного  геометрического  фактора  ±15%  DJFe.  Тип  образую¬
щихся  двойных  сплавов:
 /  —  нерастворим;  2  —  открытая  у-область;  3  —  расширенная  уобласть;  4  —  закрытая  у°бласть;  5—сужен¬
ная  уобласть
 твор  железа  2,  из  правила  фаз  следует,  что  превращения  при
равновесных  условиях  происходят  в  интервале  температур.
Подобно  тому  как  кривые  ликвидус  и  солидус  твердого  раствора
могут  повыситься  или  понизиться  в  соответствии  с  природой
растворенного  элемента,  так  и  температуры  превращения  А9
и  А4  в  железе  могут  повыситься  или  понизиться  в  зависимости
от  элемента,  который  входит  в  твердый  раствор.
 1  Zener  С.  Trans.  АШЕ,  167  (1946),  513.
 2  G  i  b  b  s  J.  W.  On  the  Equilibrium  of  Heterogeneous  Substances.
Trans.  Connecticut  Academy  of  Sciences.  1875  —  1878.  «Число  сте¬
пеней  свободы,  или  вариантность  гетерогенной  системы  равна  раз¬
ности  между  числом  составляющих  систему  компонентов,  увеличен¬
ным  на  два,  и  числом  фаз*.  Термин  «фаза*  происходит  от  греческого
«<раoio»,  означающего  «появление*.  Считают,  что  фаза  —  это  абсо¬
лютно  гомогенная  система  как  с  химической,  так  и  с  физической  точек
зрения.
 9  Металлография  железа,  том  I
 Поведение  некоторых  элементов,  например  золота  и  серебра,
атомные  диаметры  которых  соответствуют  границе  интервала
геометрического  соответствия,  не  подчиняется  общим  правилам,
отсюда  следует,  что  для  определения  их  способности  образовы¬
вать  твердые  растворы  с  железом  недостаточно  знать  только  цх
геометрические  факторы.
 До  сих  пор  рассматривалась  только  растворимость  элемен¬
тов  в  железе  и  не  проводилось  различия  между  относительными
растворимостями  в  различных  его  аллотропических  модифика¬
циях.  Так  как  у-железо  устойчиво  только  в  интервале  от  910
до  1390°  С,  добавление  второго  элемента,  который  понижает
температуру  А3  и  повышает  А4,  будет  расширять  у-область.
Повышение  температуры  превращения  А4  приведет  ее  в  конце
концов  в  область  равновесия  твердое  тело—жидкость  и  может
вызвать  перитектическую  реакцию:  6  -f-  жидкость^у.  Рис.  58,  р
 65

ТАБЛИЦА  11.  ХАРАКТЕРИСТИКИ  НЕКОТОРЫХ  ЭЛЕМЕНТОВ,  ОБРАЗУЮЩИХ 	Ы  >
 БОЛЕЕ  ИЛИ  МЕНЕЕ  ОБШИРНЫЕ  ТВЕРДЫЕ  РАСТВОРЫ  С  ЖЕЛЕЗОМ 	%
 Элемент
 Решетка
 Атомный
 диаметр,
 кХ
 Максимальная  растворимость,  %  (по  массе)
 Коэффициент  диффузии
 Литератур¬
ный  источ¬
ник
 в  а-железе
 в  у  железе
 температу¬
ра,  °С
 D,
 10“®  см*/сек
(10"1а  м*/сек)
 Г  рафит
 Гексаго-
 1,42
 —0,02  при  723°  С
 2,06  при  1147°  С
 1
 1000
 34-45
 ш
 нальная
 925
 15
 Азот
 —
 0,1  при  590°  С
 2,8  при  650°  С
 —
 —
 —
 Алюминий
 гцк
 2,8-2,85
 —35  при  1103°  С

 900
 0,38
 [2)
 1000
 2,0
 Кремний
 ГЦК
 2,67
 —15  при  1250°  С
 —
 960
 0,75
 [3]
 1150
 14,7
 Фосфор
 -
 2,8  при  1050°  С
 —
 —
 —
 -
 Сера
 —
 0,02  при  913°  С
 0,05  при  1365°  С
 —
 —
 —
 Титан
 ГПУ
 2,93
 ~7  при  —1340°  С
 —
 —
 —
 —
 Ванадий
 оцк
 2,71
 Неограниченная
 —
 а-хром
 оцк
 2,57
 »
 —
 1150
 0,068
 [4]
 1300
 2,2-5,3
 [5]
 1200
 0,28
 Марганец
 —
 —
 —
 Неограниченная
 960
 0,030
 [3]
 1400
 9,6
 [7]
 а-кобальт
 ГПУ
 2,50
 —
 »
 —
 —
 —
 Никель
 гцк
 2,49
 —
 »
 1200
 0,009
 [3]
 Медь
 гцк
 2,55
 3,5  при  —835°  С
 8,5  при  1094°  С
 —
 —
 —
 Молибден
 оцк
 2,80
 37,5  при  1450°  С
 —
 1200
 0,23-0,30
 [3]
 ЛИТЕРАТУРА
 1. 	Wells  С.  and  М  е  h  I  R.  F.  Rate  о!  Diffusion  of  Carbon  in  Auste¬
nite.  Trans.  Am.  Mining  and  Metal.  Eng.,  140  (1940),  279.
 2. 	Ageew  N.  W.  and  V  n  e  г  О.  I.  The  Diffusion  of  Aluminium  into
Iron.  Journ.  Inst.  Metals,  44  (1930),  83—96.
 3. 	F  г  у  A.  Die  Diffusion  der  Begleitelemente  des  technischen  Eisens
im  festen  Eisen.  Stahl  und  Eisen,  43  (1923),  32,  1039—1044.
 4. 	Bardenheuer  P.  und  M  fl  1  1  e  г  R.  Uber  die  metallische
Diffusion  in  Eisen  im  festen  Zustand  aus  aufgespritzten  Schichten.
 Mitteilungen  aus  dem  Kaiser-Wilhelm-Inst.  fflr  Eisenforschung,  14
(1932),  295—305.
 Hicks  L.  C.  An  X-ray  Study  of  the  Diffusion  of  Chromium  Into
Iron.  Trans.  Am.  Inst,  of  Mining  and  Metal.  Eng.,  113  (1934).  163  —
178.
 Owen  E.  A.  Primary  Binary  Solid  Solutions.  Journ.  of  Inst,  of
Metals.  73  (1947),  471—489.
 иллюстрирует  диаграмму  с  так  называемой  «открытой  у-обла-
стью».  Иногда  растворимость  в  у-фазе  более  ограничена.  На¬
пример,  может  происходить  эвтектическое  превращение,  при¬
чем  природа  второй  фазы  эвтектики  различна  в  различных  си¬
стемах.  В  этом  случае  растворимость  второго  элемента  в  у-же-
 щения  А3.  В  этих  системах  имеется  возможность  соединения
кривых  растворимостей  у  у  +  а  и  у  у  ~\-  6  (рис.  58,  в).
В  этих  случаях  говорят,  что  диаграммы  имеют  у-петлю  или  за¬
крытую  у-область.  Однако  повышение  А3  и  понижение  А4  мо¬
жет  сопровождаться  более  ограниченной  растворимостью  эле-
 Рис.  58.  Классификация  железных  сплавов  (по  Ф.  Веферу  —  К.  В.  Эндрюсу):
а  —  класс  1,  подкласс  А;  открытая  у-область;  б  —  класс  I,  подкласс  Б;  расширенная  уобласть;  в  —  класс  II,
подкласс  А;  закрытая  уобласть;  г  —  класс  II,  подкласс  Б;  суженная  уобласть
 лезе  обычно  уменьшается  с  понижением  температуры  ниже  эв¬
тектической  и  кривая  растворимости  в  конце  концов  может
пересечь  кривую  превращения  А3,  что  вызовет  эвтектоидный
распад  у-фазы  (аустенита)  на  феррит  и  вторую  твердую  фазу,
природа  которой  зависит  от  рассматриваемой  системы  (рис.  58,  б).
Это  тип  диаграммы  с  «расширенной  у-областью».
 Повышение  температуры  превращения  Л4  и  понижение  тем¬
пературы  превращения  А3,  вызванные  наличием  растворенного
элемента,  объясняет  происхождение  открытой  и  широкой  у-
областей.  В  то  же  время,  некоторые  элементы  понижают  тем¬
пературу  превращения  А4  и  повышают  температуру  превра-
 66
 ментов  и  привести  к  появлению  диаграммы,  показанной  на
рис.  58,  г:  здесь  изображена  так  называемая  суженная  у-об¬
ласть.
 В  диаграммах  состояния  с  открытой  или  расширенной  у-
областью  (см.  рис.  58,  а,  б)  элемент  растворяется  преимущест¬
венно  в  гранецентрированной  кубической  или  аустенитной  струк¬
туре,  тогда  как  в  диаграммах,  показанных  на  рис.  58,  виг,
он  растворяется,  как  правило,  в  ферритной  объемноцентрирован-
ной  кубической  структуре,  хотя  и  в  меньшей  степени.
 Элементы,  которые  образуют  твердые  растворы  замещения
с  открытыми  или  расширенными  у-областями,  расположены

вблизи  конца  каждой  переходной  группы.  В  этом  случае  ме¬
ханизм  расширения  у-области  совершенно  иной,  чем  механизм
в  случае  азота  и  углерода,  которые  образуют  с  железом  твердый
 а 	б
 Рис.  59.  Влияние  легирующего  элемента  на  а  Y-превращение  в  за¬
висимости  от  изменения  скрытой  теплоты  превращения  (по  К.  В.  Энд¬
рюсу):
 а  —  ИаН  —  (На  —  Ну)  >  0,  т.  е.  HQ  >  Ну\  предпочтительна  v-фаза;
б  —  ДН  <  0,  т.  е.  На  <  Ну;  предпочтительна  a-фаза.  Стрелки  ука¬
зывают  на  эффект,  увеличивающий  АН
 раствор  внедрения.  Для  двух  последних  элементов  расширение
у-области,  возможно,  вызвано  наличием  больших  позиций  вне¬
дрения  в  гранецентрированной  кубической  структуре.
 в  а-  и  у-железе,  выразить  соответственно  через  Иа  и  Ну,  то  АН
можно  определить  из  следующего  соотношения:
 АН  =  На  —  Ну'
 Если  АН  положительно,  то  термодинамически  выгодным
будет  существование  у-фазы  и  диаграмма  будет  иметь  открытую
или  расширенную  у-область;  в  этом  случае  две  ветви  кривых
растворимости  можно  рассматривать  как  части  сплошной  кривой
(рис.  59,  а).  Если  АН  отрицательно,  то  будет  существовать  а-
фаза;  у-петля  может  быть  экстраполирована  (рис.  59,  б).
 Исследование  сплавов  железа  с  рядом  элементов  Ti—V—Сг—
Мп—Со—Ni  (первый  длинный  период)  иллюстрирует  рассмо¬
тренные  выше  принципы  (рис.  60).
 Титан  расположен  на  границе  интервала  геометрического
соответствия.  Ванадий,  хотя  и  находится  в  пределах  этого  ин¬
тервала,  имеет  значительно  больший  диаметр  атома,  чем  железо,
в  то  время  как.другие  элементы  (хром,  марганец,  кобальт  и  ни¬
кель),  имеют  черзвычайно  благоприятные  геометрические  фак¬
торы.  Это  хорошо  видно  из  диаграмм  состояния  железа  с  этими
элементами.
 В  системе  железо—титан  область  твердого  раствора  титана
в  железе  уменьшается  из-за  образования  интерметаллидного  со¬
единения  Fe2Ti  непосредственно  из  жидкости  и  вслед  за  ним  вто¬
рого  соединения  FeTi.  В  системе  железо—ванадий  благоприят¬
ный  геометрический  фактор  приводит  к  полной  растворимости
при  высоких  температурах,  хотя  имеется  промежуточная  фаза
типа  о-фазы,  которая  устойчива  до  1200°  С.
 При  переходе  к  системе  железо—хром  с  особенно  благоприят¬
ным  геометрическим  фактором  эквиатомная  о-фаза  устойчива
приблизительно  до  800°  С.  Постепенное  уменьшение  устойчи¬
вости  промежуточных  фаз,  по  мере  того  как  геометрический  фак¬
тор  становится  более  благоприятным,  весьма  характерно.
 Расширение  или  сужение  у-области  зависит  также  от  того,
как  влияет  образование  твердого  раствора  на  скрытую  теплоту
превращения  гранецентрированной  кубической  решетки  в  объем-
ноцентрированную  кубическую.  Если  поглощенное  тепло,  при¬
ходящееся  на  единицу  концентрации  растворенного  элемента
 9*
 Диаграмма  железо—хром  интересна  еще  и  тем,  что  она
имеет  у-петлю  с  необычными  границами:  температура  пре-
 *  Хепег  С.  Trans.  A1MF,  167(1946),  5П.
 67

вращения  А9  при  первых  малых  добавках  хрома  не  повышается,
а  понижается.  На  основании  этого  можно  предположить,  что
должны  существовать  другие  системы,  в  которых  вместо  у-
нотли  будет  расширенная  или  открытая  у-область.  Это  действи¬
тельно  имеет  место  в  системах  железо—марганец,  железо—ко¬
бальт  и  железо—никель  (см.  рис.  60).
 3. 	ДИАГРАММА  СОСТОЯНИЯ
ЖЕЛЕЗО—УГЛЕРОД
 Характерные  свойства  сталей  определяются  диаграммой
состояния  железо—углерод  и,  в  частности,  тем,  что  углерод
образует  относительно  широкую  область  твердого  раствора
внедрения  с  у-железом  и  очень  ограниченную  область  твердого
раствора  внедрения  са-железом.В  промышленных  сталях,  кроме
углерода,  присутствуют  и  другие  элементы.  Некоторые  из  них
являются  случайными  примесями,  другие  вводятся  умышленно.
Наличие  примесных  элементов  изменяет  температуры  превра¬
щений  в  стали,  а  также  скорости  их  протекания.  Однако,  если
примесные  элементы  присутствуют  в  небольших  количествах
(несколько  сотых  процента),  структура  стали  аналогична  струк¬
туре  чистого  железоуглеродистого  сплава  и  описывают  ее  так  же,
как  и  простые  углеродистые  стали.  Легированными,  или  спе¬
циальными  сталями  называют  такие,  в  которых  содержание  ино¬
родных  элементов  велико  (табл.  12).
 ТАБЛИЦА  12.  ОСНОВНЫЕ  ЛЕГИРУЮЩИЕ  ЭЛЕМЕНТЫ
В  СТАЛЯХ  И  ИХ  ОБЫЧНОЕ  СОДЕРЖАНИЕ
 Содержание  легирующих,  %
 (по  массе)
 Легирующие
 элементы
 нелегирован¬
ные  или  простые
углеродистые
стали
 низколегиро¬
ванные  стали
 легированные,
или  специаль¬
ные  стали
 Кремний
 0,1-0,5
 1,3-2,0
 4,0-5,0
 Марганец
 0,4-0,8
 0,5-1,5
 >2,10
 Фосфор
 =$0,060
 —
 —
 Сера
 <$0,060
 —
 0,15—0,30
 Хром
 $:0,4
 1,0-2,0
 >2,0
 Никель
 $0,5
 1,0-2,0
 >2,0
 Молибден
 $0,20
 0,20—0,50
 >0,50
 Вольфрам
 —
 0,5
 >1,0
 Ванадий
 <0,05
 0,16—0,20
 —
 Алюминий
 <0,10
 —
 9,0—11,0
 Медь
 <0,3
 —
 0,4-1,0
 Азот
 <0,010
 —
 —
 Бор
 <0,003
 —
 —
 Сталями  называются  сплавы  железа  с  относительно  низ¬
ким  содержанием  углерода  —  до  2,06%  (по  массе).  Промышлен¬
ные  сплавы  с  высоким  содержанием  углерода  называют  чугу-
нами.  В  равновесном  состоянии  (после  медленного  охлаждения)
твердость  и  хрупкость  сталей  увеличивается  с  увеличением  со¬
держания  углерода.  Мягкой  сталью  называют  сталь  с  низким
содержанием  углерода,  а  твердой,  или  высокоуглеродистой
сталь  с  большим  содержанием  углерода  (табл.  13).  После  про¬
должительного  нагрева  при  высокой  температуре  простые  угле¬
родистые  стали  имеют  однофазную  аустенитную  (гранецентри¬
рованную  кубическую)  структуру.  Термическая  обработка,
приводящая  к  получению  такой  структуры,  называется  аустенити¬
зацией.  Если  после  аустенитизации  следует  охлаждение  на  воз¬
духе,  то  такая  обработка  называется  нормализацией.  Аустенити¬
зация  стали  с  последующим  охлаждением  с  печью,  называется
«отжигом».  Результатом  такого  очень  медленного  охлаждения
является  однородная  структура.
 Механические  и  особенно  физические  свойства  сталей  зави¬
сят  не  только  от  природы  и  количества  присутствующих  фаз,
но  также  и  от  их  распределения,  т.  е.  от  микроструктуры.
 Изучение  железоуглеродистых  сплавов  является  довольно
сложным  из-за  одновременного  наличия  в  них  продуктов  стабиль¬
ного  и  метастабильного  равновесных  превращений.  Железо  и
углерод  образуют  хорошо  известное  соединение  цементит  —
Fe3C.  При  нагреве  до  высоких  температур  цементит  распадается
на  аустенит  и  графит.  Для  того  чтобы  понять  процессы,  проте¬
кающие  в  железоуглеродистых  сплавах,  на  стабильную  диаграмму
состояния  железо—углерод  следует  нанести  линии  метастабиль-
ной  диаграммы  железо—цементит  (рис.  61).  Состоянием  дей¬
ствительного  равновесия  считается  такое,  при  котором  аусте¬
нит  или  феррит  находятся  в  равновесии  с  углеродом.  Цементит
является  метастабильной  фазой.  Тем  не  менее,  когда  углерод
выделяется  из  твердого  раствора  в  железе,  он  обычно  образует
цементит,  а  не  графит.  Образование  цементита  требует  диффузии
углерода  на  гораздо  более  короткие  расстояния,  чем  образо¬
вание  графита;  это  объясняет,  почему  обычно  образуется  це¬
ментит,  хотя  графит  и  является  единственной  стабильной  фазой.
Другими  словами,  преобладающим  оказывается  превращение,
имеющее  большую  скорость.  Скорость  распада  цементита  при
низких  температурах  настолько  мала,  что  в  большинстве  иссле¬
дований  структуры  сталей  учитывается  только  метастабильная
диаграмма  состояния.  Однако  в  процессе  продолжительного
нагрева  стали  цементит  распадается  на  железо  и  графит,  при
этом  скорость  распада  в  значительной  степени  зависит  от  при¬
сутствия  в  стали  других  элементов.  Дальнейшее  обсуждение
будет  проведено  в  предположении,  что  диаграмма  состояния
железо  —  цементит  характеризует  обычную  форму  равновесия
и  является  стабильной  диаграммой  состояния.  На  рис.  61  по¬
казана  диаграмма  состояния  железо—углерод  (пунктирные  ли¬
нии  показывают  границы  фаз  в  системе  железо—графит).  Це¬
ментит  —  ферромагнетик  с  точкой  Кюри  около  210°  С;  все  стали,
содержащие  цементит,  претерпевают  магнитное  превращение.
Некоторые  авторы  называют  его  превращением  А0.
 Увеличение  содержания  углерода  в  железе  понижает  тем¬
пературу  плавления  и  повышает  температуру  превращения  Л4,
поэтому  диаграмма  Fe—С  относится  к  типу  с  расширенной  у-
областью.  При  температуре  1493°  С  имеется  перитектическое
превращение  6  +  жидкость  ^  у;  Н  =  0,10%  и  /  =  0,16%  С  (по
 ТАБЛИЦА  13.  МЕХАНИЧЕСКИЕ  СВОЙСТВА  СТАЛЕЙ  В  ЗАВИСИМОСТИ  ОТ  СОДЕРЖАНИЯ  УГЛЕРОДА  1
 Сталь
 С,  %  (по
массе)
 Предел  прочности
 Предел
 текучести
 Относитель¬
ное  удлинение,
 %
 кГ/ммг
 Мн/мг
 кГ/ммг
 Мн/мг
 Сверхмягкая
 0,15
 32—40
 320—400
 21
 210
 30
 Мягкая
 0,15—0,20
 45—50
 450—500
 27
 270
 23
 Полумягкая
 0,20—0,30
 48—55
 480—550
 28
 280
 21
 Полутвердая
 0,30—0,40
 56—68
 560—680
 28—33
 280—330
 21-17
 Твердая
 0,40—0,50
 65—77
 650—770
 36-40
 360-400
 15—13
 Очень  твердая
 0,50—0,60
 74—86
 740—860
 43
 430
 11
 Сверхтвердая
 0,60-0,80
 83—105
 830—1050
 —
 —
 9—5
 1  По  «Techniques  de  I'lngenieur»,  vol.  1,  Metallurgie,  Paris.
 68

М.  Е..
 1. 	Stanley  J.  К*  Trans.  А.
 185  (1949),  752  —  761.
 2. 	Dijkstra.  L.  J.  Trans.  A.  L  M.  E.,
185  (1949),  252-260.
 3.  W  e  г  t  C.  A.  Trans.  A.  I.  M.  E„  188
(1950),  1243  —  1244.
 4. 	В  о  г  e  1  i  u  s  G.  und  Berglung  S.
Archiv  Fysik,  4  (1951),  173-182.
 Bore  li  us.  G.  Trans.  A.  1.  M.  E.,  191
1951),  484.
 5. 	Smith  R.  P.  J.  Am.  Chem.  Soc.,  68
(946),  1163  1175.
 6. 	Pennington  W.  A.  Trans.  A.  S.  M.,
41  (1949).  213,  256.
 VC
 mo
 C,  %  (am.)
 VC  Qt02  0,04 	0,06 	0,08 	0,1
 /ООО  г
 2,0 	2,5 	5,0
 C,%  (  по  пассе)
 Рис.  61.  Hansen,  M.  Constitution  of  Binari  Alloys.  Me  Craw-Hill  Book  Company.  New  York,  1958.

массе),  а  затем  линия  ликвидус  снижается  до  эвтектической
точки  С  —  4,3%  С  (по  массе)  —  при  1147°  С.  При  этой  темпера¬
туре  жидкость  находится  в  равновесии  с  твердым  цементитом
и  пересыщенным  аустенитом,  состав  которого  соответствует
точке  Е  —  2,06%  С  (по  массе)  г.
 Ниже  эвтектической  температуры  максимальная  раство¬
римость  углерода  в  у-фазе  уменьшается  с  понижением  темпера¬
туры  (кривая  ES).  Температура  превращения  А3  понижается
с  увеличением  содержания  углерода  и  так  как  углерод  почти
не  растворим  в  a-железе,  диаграмма  состояния  принимает  форму,
показанную  на  рис.  61  —  кривая  GS  представляет  богатую
железом  границу  аустенита,  или  у-твердого  раствора,  в  то  время
как  GPQ  обозначает  предел  растворимости  углерода  в  а-железе.
Кривые  GS  и  ES  пересекаются  в  эвтектоидной  точке  5  —  0,80%  С
(по  массе)  —  при  723°  С.  Ниже  этой  температуры  у-фаза  неста¬
бильна  и  распадается  на  феррит  и
цементит.  Эвтектоидное  превраще¬
ние  называется  также  превраще¬
нием  А\.
 В  условиях  равновесия  твер¬
дый  раствор  углерода  в  у-железе
ограничивается  областью  NJESG.
Максимальная  растворимость  (точ¬
ка  Е)  соответствует  одному  атому
углерода,  приходящемуся  на  один¬
надцать  атомов  железа.  Этот  твер¬
дый  раствор  (аустенит)  является
раствором  внедрения: 	небольшие
 атомы  углерода  занимают  октаэдри¬
ческие  поры  между  большими  атомами  железа,  образующими
гранецентрированную  кубическую  решетку.
 Растворимость  углерода  в  a-железе  очень  мала.  По  анало¬
гии  со  структурой  мартенсита  предполагается,  что  в  феррите
атомы  углерода  занимают  центры  граней  куба  элементарной
ячейки.  Это  было  подтверждено  экспериментально  Вилльям-
соном  и  Смоллменом  2.  Центрам  граней  куба  не  соответствуют
наибольшие  размеры  позиций  внедрения;  атом  углерода  в  центре
грани  куба  имеет  по  соседству  два  атома  железа  и  четыре  дру¬
гих  атома  на  значительно  большем  расстоянии,  тогда  как  будучи
помещен  в  пору  наибольшего  размера  (рис.  62),  атом  углерода
будет  окружен  четырьмя  атомами  железа,  находящимися  на  рас¬
стоянии  незначительно  большем,  чем  два  близких  соседа  в  пре¬
дыдущем  случае.
 Эффект  искажения  от  атома  углерода  в  малой  поре  относится
только  к  двум  близким  соседям,  поэтому  результирующая  энер¬
гия  деформации  меньше,  чем  в  случае  больших  пор,  где  искаже¬
ние  (предполагается,  что  раствор  разбавленный  и  на  одну  и  ту  же
ячейку  не  могут  действовать  соседние  атомы  углерода)
распространяется  на  четырех  соседей.  Каждый  атом  углерода,
находящийся  в  центре  грани  куба,  вызывает  тетрагональное
искажение  объемноцентрированной  кубической  решетки.  Экс¬
перименты  по  внутреннему  трению  (известно,  что  затухание
колеблющегося  образца  можно  непосредственно  связать  с  диф¬
фузией  атомов  углерода,  находящихся  в  позициях  внедрения)
косвенно  подтвердили  эту  точку  зрения.
 В  чистых  железоуглеродистых  сплавах  эвтектоидная  точка  S
расположена  там,  где  содержание  углерода  равно  0,8%  (по
массе).  В  промышленных  сталях  в  присутствии  примесей  точ¬
ный  состав  эвтектоида  может  быть  заменен  другим.  Выраже¬
ния  доэвтектоидная  и  заэвтектоидная  применяются  для  харак¬
теристики  сталей,  содержащих  соответственно  меньше  и  больше
углерода,  чем  сталь  эвтектоидного  состава.
 4. 	ФАЗЫ  И  СОСТАВЛЯЮЩИЕ,
ОБРАЗУЮЩИЕСЯ  ПРИ  РАСПАДЕ
АУСТЕНИТА;  ИЗОТЕРМИЧЕСКИЕ
ПРЕВРАЩЕНИЯ
 Если  точка  X  на  рис.  63  характеризует  состав  доэвтектоид-
ной  стали,  то  сталь  будет  полностью  аустенитной  после  продол¬
жительного  нагрева  при  любой  температуре  выше  tx.  Если  затем
ее  медленно  охлаждать  в  равновесных  условиях,  то  при  темпера¬
туре  t\  из  аустенита  начинает  выделяться  феррит.  При  дальней¬
шем  охлаждении  состав  аустенита  изменяется  по  линии  GS,  в  то
время  как  выделение  феррита  продолжается,  так  что  при  эвтек-
 1 	По-видимому,  свободная  энергия  двухфазного  сплава  у  +  гра¬
фит,  меньше,  чем  свободная  энергия  сплава  у  +  цементит.  Пунктир¬
ная  линия,  представляющая  собой  границу  богатой  углеродом  у-фазы,
находится  левее  соответствующей  границы  (сплошная  линия)  в  системе
железо  —цементит.
 2 	Williamson  G.  К-  and  S  m  а  I  1  ш  a  n  R.  В.  Acta  Cryst.,
(6  1953),  361,
 70
 тоидной  температуре  сплав  состоит  из  феррита  состава  Р  и  аусте¬
нита  состава  S.
 При  дальнейшем  охлаждении  аустенит  распадается  в  соот¬
ветствии  с  эвтектоидной  реакцией  с  образованием  феррита  и  це¬
ментита.  Подобным  же  образом  из  заэвтектоидной  стали  состава  у
(см.  рис.  63)  при  медленном  охлаждении  в  условиях  равновесия
будет  выделяться  цементит  при  температуре  /2  и  ниже  ее,  тогда
как  состав  аустенита  будет  изменяться  по  кривой  ES  и  при  до¬
стижении  эвтектоидной  температуры  оставшийся  аустенит  рас¬
падается  на  феррит  и  цементит.  В  таких  сплавах  выражения
«доэвтектоидный  феррит»  и  «доэвтек-
тоидный  цементит»  1  применяют  для
характеристики  феррита  и  цемен¬
тита,  выделившихся  до  эвтектоид¬
ного  распада.  Эвтектоидная  смесь  2
феррита  и  цементита,  составляющие
которой  обычно  имеют  характерную
пластинчатую  форму,  называется
перлитом.  При  небольших  увеличе¬
ниях  (от  100  :  1  до  500:1)  пластинки
в  структуре  не  разрешаются  и  боль¬
шинством  травителей  перлит  окра¬
шивается  в  темный  цвет.
 До  сих  пор  предполагалось,
что  сплав  охлаждается  очень  мед¬
ленно  и  что  поэтому  до-  и  заэвтекто-
идное  выделение  и  эвтектоидный
распад  протекают  в  равновесных  условиях.  На  практике
равновесие  полностью  не  соблюдается.  3  При  увеличении  ско¬
рости  охлаждения  первым  эффектом  является  понижение  темпе¬
ратуры  как  до-  и  заэвтектоидной,  так  и  эвтектоидной  реакций
ниже  температур  истинного  равновесия,  т.  е.  переохлаждение.
 Рассмотрим,  например,  сталь  с  0,45%  С.  При  медленном
охлаждении  с  температур  выше  линии  GS  она  имеет  феррито-
перлитную  структуру,  в  которой  оба  компонента  занимают  почти
одинаковую  площадь.  При  увеличении  скорости  охлаждения
площадь,  занимаемая  перлитом,  увеличивается,  а  количество
 ГС
 900
 (  1  7
 В/
1  /
 800
 “7|\/
 /7*ЪС
 г
 700
 Р  1  s
1
 1
 1
 600
 500
 ■  \ъс
 I  .....
 1
 1
 1
 /
 у  С,  7с
 Рис.
 63
 феррита,  который  встречается  в  виде  тонкой  сетки,  уменьшается.
Чем  выше  скорость  охлаждения,  тем  больше  в  стали  площадь,
занимаемая  тонкопластинчатой  перлитной  структурой.  На  соот¬
ветствующих  термических  кривых  увеличение  скорости  охлажде¬
ния  проявляется  в  том,  что  понижаются  температуры  превра¬
щения  АГх  и  АГз.  При  этом  точка  АГз  понижается  в  большей
степени,  так  что  интервал  АГа  —  АГх  стремится  к  нулю,  т.  е.
прекращается  выделение  феррита.  В  этом  случае  существует
единственная  точка  превращения  Аг>  (рис.  64).  Если  продолжать
увеличивать  скорость  охлаждения,  то  появляется  вторая  точка
превращения  Аг„,  при  этом  превращение  Аг>  больше  не  закан¬
чивается.  Это  превращение  Агт  указывает  на  образование  но¬
вой  фазы  —  мартенсита,  который  появляется  при  нижней  крити¬
ческой  скорости  охлаждения  1¾.  И  наконец,  при  верхней  крити¬
ческой  скорости  охлаждения  vs  перлитная  фаза  исчезает  пол-
 1  В  оригинале  применен  термин  «доэвтектоидный  цементит».
В  нашей  литературе  распространен  термин  «вторичный  цементит»
(Прим.  ред.).
 * 	Перлит  называют  смесью,  чтобы  отличить  его  от  твердого  рас¬
твора.
 * 	Понятие  равновесия  включает  ряд  физических,  химических  и
термодинамических  условий,  невозможность  выполнить  которые  часто
затрудняет  достижение  равновесия  как  в  лабораторной,  так  и  в  промыш¬
ленной  практике.  В  последнем  случае  должны  быть  приняты  во  внимание
также  технические  и  экономические  соображения.  В  то  же  время  боль¬
шинство  важных  свойств  сталей  зависят  от  возможности  задерживать
или  даже  подавлять  превращения.  Таким  образом,  их  получают,  дости¬
гая  условий,  совершенно  отличных  от  условий  равновесия.

ностью.  По  мере  увеличения  скоростей  охлаждения  кривые  рас¬
творимости  GS  и  ES  можно  считать  экстраполированными  ниже
эвтектоидной  температуры  (рис.  65).  Аустенит  в  равновесии  с  фер¬
ритом  пересыщен  и  содержит  большее  количество  углерода,  чем
когда  он  находится  в  равновесии  с  цементитом1.
 Издавна  известно,  что  стали  можно  упрочнить  путем  нагрева
до  высоких  температур  с  последующим  быстрым  охлаждением,
например,  закалкой  в  холодной  воде.  С  развитием  металлогра¬
фии  и  уточнением  диаграммы  состояния  было  обнаружено,  что
сталь,  нагретая  до  аустенитной  области  и  затем  закаленная,
имеет  характерную  игольчатую  структуру  —  мартенсит.  В  те¬
чение  многих  лет  полагали,  что  в  обычной  углеродистой  стали
в  результате  быстрого  охлаждения  весь  аустенит  превращается
в  мартенсит.  Методами  рентгеновской  дифракции  было  показано,
что  это  мнение  неправильно  и  что  структура  может  содержать
некоторое  количество  остаточного  аустенита.  Его  можно  обна¬
ружить  с  помощью  рентгенограмм,  где,  помимо  линий  объемно-
центрированного  тетрагонального  мартенсита,  имеются  дифрак¬
ционные  линии  гранецентрированного  куба.  Введением  в  сталь
легирующих  элементов  скорость  распада  аустенита  может  быть
уменьшена  и  при  закалке  может  быть  даже  получен  чисто  аусте¬
нитный  сплав.  Такой  эффект  дают  элементы,  которые  имеют
с  железом  диаграммы  с  открытой  или  расширенной  у-областью.
 При  уменьшении  скорости  охлаждения  твердость  сплавов
снижается.  При  этом  образуются  другие  структурные  составляю¬
щие,  которые  можно  выявить  соответствующими  методами  трав¬
ления.  Медленное  охлаждение  стали  эвтектоидного  состава  дает
перлитную  структуру  (превращение  Аг>),  тогда  как  при  быстром
охлаждении  получается  мартенсит  и  остаточный  аустенит  (пре¬
вращение  Аг„,).Г  При  промежуточных  скоростях  охлаждения
получатся  бейнитные  структуры.
 Прежние  микроскопы  не  могли  показать,  являются  ли
составляющие  твердым  раствором  или  конгломератами  двух  или
более  фаз  с  характерными  формами  и  общими  ориентациями.
Кроме  того,  существовала  путаница  в  терминологии  для  струк¬
тур  сталей,  полученных  при  различных  скоростях  охлаждения,
и  структур  закаленных  и  отпущенных  сталей.  Фактически  было
 известно,  что  твердость  закаленной  стали  может  быть  уменьшена
повторным  нагревом,  или  отпуском  при  относительно  низкой
температуре.  Металлографы  ошибочно  предположили,  что  струк¬
турные  составляющие  стали  после  отпуска  те  же,  что  после  ох¬
лаждения  с  промежуточными  скоростями.  Создание  микроско¬
пов  с  очень  высокой  разрешающей  способностью  помогло  выя¬
вить  ошибочность  этого  предположения.  Прежде  всего  здесь
следует  отметить  работу  Давенпорта  и  Бейна2.
 1 	Рассмотренные  до  сих  пор  диаграммы  состояния  являются
обычными,  при  построении  которых  предполагается,  что  размер  зерен
различных  фаз  достаточно  велик,  чтобы  можно  было  игнорировать
влияние  поверхностной  энергии  границ  зерен.  В  настоящее  время  хорошо
известно,  что  растворимость  выделяющихся  частиц  увеличивается
с  уменьшением  их  размера.  Таким  же  образом  растворимость  углерода
в  аустените  увеличивается,  когда  цементитные  частицы  очень  малы.
Следовательно,  линия  ES  должна  быть  заменена  серией  линий  раствори¬
мостей  (рис.  66),  каждая  из  которых  соответствует  определенному  раз¬
меру  частиц  цементита.  Этот  эффект,  который  не  имеет  значения  для
изучения  равновесия  между  кристаллическими  частицами  нормального
размера,  является  важным  для  понимания  кинетики  выделения  фаз  и
роста  зерен.
 2 	Davenport  E.S.  and  Bain  Е.  С.  Trans.  AIME,  90  (1930),
 До  сих  пор  речь  шла  о  структурах,  образовавшихся  во
время  охлаждения  сталей.  Возможна  некоторая  путаница,  так
как  превращения  протекают  в  интервале  температур  и  возможно
совмещение  некоторых  превращений,  в  результате  чего  струк¬
тура  может  представлять  смесь  составляющих,  соответствующих
превращениям  при  различных  температурах  и  различной  про¬
должительности.  Давенпорт  и  Бейн,  а  также  Портевен1  и  Ве-
фер2  с  сотрудниками  изучали  превращения  при  постоянной  тем¬
пературе.  Для  этой  цели  стальные  образцы  небольшого  размера
нагревали  в  аустенитной  области  до  достижения  равновесия  и
затем  переносили  в  свинцовую  или  соляную  ванны  и  выдерживали
в  них  при  постоянной  температуре.  После  нахождения  в  этих
ваннах  в  течение  времени  от  нескольких  секунд  до  нескольких
 дней  образцы  закаливали  в  соляных  растворах  со  льдом.  Неболь¬
шой  размер  образцов  позволял  охлаждать  их  до  температуры
свинцовой  или  соляной  ванны  за  очень  короткое  время.  Окон¬
чательная  закалцд  в  соляном  растворе  со  льдом  превращала
оставшийся  не  превращенным  аустенит  в  мартенсит,  который
резко  отличался  от  структур,  образовавшихся  при  температуре
свинцовой  или  соляной  ванны.  Таким  образом,  можно  было  опре¬
делить  относительный  объем  образца,  превращенный  после  за¬
данной  выдержки  при  данной  температуре,  а  также  природу
этого  превращения,  используя  микроскопический  или  рентге¬
ноструктурный  метод.
 Результаты  этих  экспериментов  обычно  изображают  в  виде
диаграмм,  на  которых  по  оси  ординат  откладывают  температуру,
а  по  оси  абсцисс  —  время  (в  логарифмической  шкале).  Следова¬
тельно,  кривые  показывают  время,  в  течение  которого  проис¬
ходит  превращение  до  определенной  степени  при  данной  темпера¬
туре.  В  некоторых  сталях  наряду  с  распадом  аустенита  по  общему
механизму  возможен  также  распад,  аналогичный  до-  и  заэвтек-
тоидному  выделению  (при  охлаждении)  соответственно  феррита
или  цементита.  Для  простоты  будем  считать,  что  при  любой
температуре  происходит  только  один  процесс  распада.  Кривая
A  BCD  (рис.  67)  характеризует  время,  по  истечении  которого
появляются  первые  признаки  превращения,  тогда  как  кривые
EFGH  и  JK.LM  соответствуют  периодам  превращения  на  50  и
100%.  Видно,  что  по  мере  понижения  температуры  скорость  пре¬
вращения  сначала  возрастает,  затем  понижается  и,  наконец,
снова  возрастает,  как  будто  начинается  превра¬
щение  нового  типа3.
 В  случае  стали  эвтектоидного  состава  кривая  СВА  ассимпто-
тически  приближается  к  эвтектоидной  температуре,  другими  сло¬
вами,  при  температурах  несколько  более  низких  превращение
протекает  чрезвычайно  медленно.  Кроме  того,  С-кривые4  этой
 1 	Portevin  A.  Compl6ment  a  la  notice  des  travaux  sclent.
(1936—1942).  Disc.  Belaiw  N.  T.  concernant  les  constituans  de  1'acier.
Proc6s-verbal  de  PAssoc.  Trane,  pour  l'essai  des  mat£riaux,  Ed.  Revue
de  MStallurgie,  1942.
 2 	W  e  v  e  г  F.  und  Lange  H.  Mitt.  K.  Wilh.  Inst.  Eisenforschg.,
14  (1932),  71-83.
 2  Экстраполяцией  невозможно  оценить  начало  (0%)  и  конец
(100%)  превращения,  так  как  доля  превращенного  объема  опреде¬
ляется  металлографически.  Обычно  считают,  что  превращение  начи¬
нается  и  завершается  соответственно  при  1  и  99%  превращенного
объема.
 Ср.  Atlas  zur  Wirmebehandlung  der  Stahle.  Hrsg.  vom  Max-Planck-
Institut  fur  Eisenforschung.  in  Zusammenarbeit  mit  dem  Werkstoff-
ausschub  des  Verreins  Deutscher  Eisenhuttenleute.  T.  1  von  W  e  v  e  г  F,
und  Rose  A.;  T.  2.  von  Rose  A.,  Peter  W.,  Straflburg
und  Rademacker  L.,  Dusseldorf,  1954  —  1958.
 4  Независимо  от  продуктов  превращения  эти  кривые  часто  имеют
форму  буквы  С  и  поэтому  называются  «С-кривыми».  Они  большей  частью
известны  как  кривые  изотермического  превращения  (Прим.  ред.).
 71

стали  не  имеют  второго  повышения  скорости  превращения  D
при  низкой  температуре  (см.  рис.  67  и  102).
 При  равновесных  условиях  аустенит  в  заэвтектоидных  ста¬
лях  превращается  в  феррит  и-  цементит.  Это  превращение  вклю¬
чает,  с  одной  стороны,  переход  железа  из  гранецентрированной
кубической  в  объемноцентрированную  кубическую  модифика¬
цию.  Эта  перестройка  происходит  очень  быстро  и  не  контроли¬
рует  скорость  превращения.  С  другой  стороны,  превращение
включает  также  диффузию  атомов  углерода,  без  которой  невоз¬
можно  образование  богатых  углеродом  частиц  цементита  и  без-
углеродистого  феррита.  Этот  процесс  очень  медленный  и  контро¬
лирует  скорость  превращения  при  температурах,  соответствую¬
щих  верхней  части  С-кривой.
 Структуры  изотермического  превращения  зависят  от  тем¬
пературы,  но  при  всех  температурах  выше  линии  Мн  (рис.  67)
превращения  включают  диффузию  атомов  углерода.  Однако
ниже  температуры  Мн  происходит  превращение  мартенситного
типа.  Оно  протекает  почти  мгновенно  за  доли  секунды,  и  каждой
температуре  соответствует  определенное  содержание  мартенсита.
Так,  линия  М  50%  (см.  рис.  6/)  означает,  что  при  закалке  в  ванну
с  этой  температурой  50%  сплава  почти  мгновенно  превращаются
в  мартенсит.  В  первом  приближении  можно  принять,  что  после
образования  этого  количества  мартенсита  превращение  прекра¬
щается,  и  что  только  при  дальнейшем  понижении  температуры
может  образоваться  дополнительный  мартенсит.  Строго  говоря,
в  некоторых  сталях  при  изотермической  выдержке  может  по¬
степенно  образоваться  дополнительный  мартенсит,  но  основной
характеристикой  мартенситного  превращения  является  то,  что
оно  происходит  внезапно  и  сопровождается  образованием  опре¬
деленного  количества  мартенсита,  а  последующее  мартенситное
превращение  при  этой  же  температуре  протекает  чрезвычайно
медленно.
 Таким  образом,  изотермическое  превращение  при  темпера¬
турах  несколько  ниже  эвтектоидной  вызывает  медленное  образо¬
вание  грубопластинчатого  перлита.  При  этих  температурах  аусте-
нйт  и  феррит  пересыщены  цементитом.  Поэтому  благодаря  очень
медленному  протеканию  изотермического  превращения  должна
образоваться  эвтектоидная  смесь.  При  равновесных  условиях
перлит  не  должен  быть  пластинчатым,  так  как  этой  форме  соот¬
ветствует  относительно  высокая  поверхностная  энергия  —  фер¬
рит  и  цементит  выделяются  одновременно  в  зернистой  форме,
при  этом  их  зарождение  не  является  взаимозависимым  (выро¬
жденная  или  аномальная  структура  (ф.  159/1,2)  *.  По  мере  по¬
нижения  температуры  изотермической  выдержки  скорость  пре¬
вращения  увеличивается,  расстояние  между  пластинками  пер¬
лита  уменьшается  и  образуются  все  более  тонкопластинчатые
перлитные  структуры  2.  Если  температуру  изотермического  пре¬
вращения  сделать  еще  ниже,  то  образуется  структура,  называе¬
мая  трооститом.  При  помощи  электронных  микроскопов  с  боль¬
шой  разрешающей  способностью  было  обнаружено,  что  троостит
имеет  пластинчатую  структуру,  хотя  и  чрезвычайно  тонкопла¬
стинчатую  и  весьма  дефектную  (ф.  160  и  161).
 При  еще  более  низких  температурах  вид  продуктов  распада
изменяется  и  для  их  описания  не  существует  установившейся
терминологии.  Часто  бывает  трудно  установить,  какие  продукты
распада  образовались  первыми.  Эти  продукты  часто  называют
«промежуточными  составляющими»,  или  «продуктами  промежу¬
точного  распада».  Однако  в  настоящее  время  все  большее  рас¬
пространение  для  описания  продуктов  изотермического  превра¬
щения  при  температурах  несколько  ниже  температур  образования
перлитных  структур  получает  термин  «верхний  бейнит».  Верхний
бейнит  состоит  из  феррита  и  цементита,  но  цементит  присутствует
не  в  виде  пластин,  а  в  виде  небольших  изолированных  частиц
(ф.  170  и  172).
 При  переходе  к  еще  более  низким  температурам  продукты
изотермического  распада  приобретают  все  более  выраженную
игольчатую  форму.  Их  называют  «нижним  бейнитом»  (ф.  173—
175)»
 Появление  так  называемых  бейнитиых  промежуточных  струк¬
тур  объясняет  рис.  68.  Точка  5  представляет  минимальную  тем¬
пературу,  при  которой  может  существовать  стабильная  у-фаза.
Ниже  линии  PSKСуществует  метастабильное  состояние,  опре¬
деляемое  экстраполяцией  кривых  растворимости  в  твердом  со¬
стоянии  к  низким  температурам.
 *  Rose  A.  und  Н  о  u  g  а  г  d  у  Н.  Р.  Arch.  Eisenhw.,  34  (1963),
259  —  267.
 2  Некоторые  авторы  для  описания  этих  тонкопластинчатых  струк¬
тур,  которые  нельзя  уверенно  идентифицировать  при  помощи  оптичес¬
ких  микроскопов  с  низким  разрешением,  до  сих  пор  используют  термин
«сорбит».  В  современной  практике  этот  термин  употребляется  только
для  обозначения  структурной  составляющей,  образующейся  во  время
отпуска,  и  которая  сильно  отличается  от  тонкопластинчатого  перлита.
 72
 При  медленном  охлаждении  растворимость  фаз  a-железа  и
Fe3C  изменяется  в  соответствии  с  кривыми  PQ  и  FK.
 Однако  если  образец  эвтектоидной  стали  внезапно  охла¬
ждается  до  точки  S2,  соответствующей  температуре  Т2,  то  а-  и
у-фазы,  содержащие  углерод  в  количестве  Ли/,  будут  находиться
в  равновесии  *.  Это  превращение  соответствует  дополнительной
точке  Aкоторая  существует  на  кривой,  помимо  уже  извест¬
ных  точек  Аг.  и  Аг„  (см.  рис.  64).  Аг,  соответствует  распаду
аустенита  на  феррит  и  цементит  в  соответствии  с  кривыми  РР'
и  КК'  (рис.  68).  В  точке  Аг„  аустенит  распадается  на  феррит
(пересыщенный  углеродом)  и  аустенит  (обогащенный  углеродом)
по  кривым  РР'  и  SP'.  В  таком  случае  бейнит  определяется  как
 смесь  частиц  ос-фазы  состава,  определяемого  точкой  k,  и  у-фазы
состава,  отвечающего  точке  /.  При  относительно  высокой  темпера¬
туре  выдержки  содержание  углерода  в  a-фазе  все  же  довольно
низкое,  поэтому  количество  цементита,  выделяющегося  во  время
ойШчатёльного  охлаждения,  мало  —  результирующая  структура
является  верхним  бейнитом.  Для  более  низких  температур  пере¬
сыщение  углеродом  больше;  соответственно  выделяется  больше
цементита  —  в  этом  случае  результирующей  структурой  является
нижний  бейнит.
 На  рис.  67  С-кривые  изображены  непрерывными.  Этот  спо¬
соб  представления  распада  аустенита  оправдан,  когда  не  про¬
водится  различйе  между  продуктами  распада,  полученными  при
различных  температурах.  Некоторые  авторы  предпочитают  изо¬
бражать  диаграммы  изотермического  превращения  в  виде  двух
отдельных  кривых,  которые  в  некотором  температурном  интер¬
вале  могут  перекрываться.  Верхние  С-кривые  характеризуют
образование  перлита,  продуктом  распада  С-кривой  в  соответствии
с  нижней  является  бейнит.
 С-кривые  пересекают  горизонтали  М.  Это  значит,  что  после
закалки  в  интервале  температур  между  Мн  и  Мк  и  образования
соответствующего  количества  мартенсита,  достижение  той  же
температуры  вызовет  бейнитное  превращение  по  истечении  пе¬
риода  времени,  отмеченного  точкой  на  кривой,  соответствующей
рассматриваемой  температуре.
 5. 	РАВНОВЕСИЕ  МЕЖДУ  ЖЕЛЕЗОМ,
УГЛЕРОДОМ  И  ДРУГИМИ  ЭЛЕМЕНТАМИ
(ЛЕГИРОВАННЫЕ  СТАЛИ)
 Рассмотренные  фазы  соответствуют  диаграмме  железо-угле¬
род,  когда  количество  легирующих  элементов  настолько  мало,
что  они  не  оказывают  заметного  влияния.  В  действительности,
температуры,  скорости  и  характер  превращения  изменяются,
иногда  в  значительной  степени  из-за  наличия  легирующих  эле¬
ментов.  Легированные  стали  являются  тройными,  четверными
и  более  сложными  системами  типа  Fc-{■  Ме}  -|-  Ме2  \-  .  .  •
 .  .  .  +  С.  Поэтому  для  изучения  этих  сплавов  необходимо  знать
диаграммы  соответствующих  многокомпонентных  систем.  Ниже
будет  подробно  рассмотрено  влияние  различных  легирующих
элементов  на  структуру  сталей.  Однако  вначале  желательно
привести  некоторые  данные  об  изменениях,  которые  могут  выз¬
вать  легирующие  элементы  в  поведении  железоуглеродистых
 1  Если  охлаждение  было  проведено  до  температуры  Т  1г  более
высокой,  чем  Тg,  то  точки  можно  считать  относящимися  как  к  стабиль¬
ной  (сплошные  линии),  так  и  к  метастабильной  (пунктирные  линии)
диаграмме.

сплавов  и  в  особенности  об  изменениях  в  диаграмме  железо-уг¬
лерод  при  возрастании  добавок  третьего  элемента.
 Рассмотрим,  например,  тройные  системы  железо—углерод—
хром  и  железо—углерод—молибден.
 На  рис.  69—71  схематически  представлена  изометрическая
проекция  тройной  диаграммы  состояния  железо—хром—углерод,
а  также  некоторые  ее  плоские  сечения.  Эта  диаграмма  ограни¬
чена  тремя  двойными  диаграммами  (Fe—Сг,  Fe—С  и  Сг—С).
Система  железо—хром  характеризуется  наличием  при  низких
температурах  о-фазы,  образование  которой  идет  довольно  быстро
только  после  деформации,  а-хром  имеет  объемноцентрированную
кубическую  решетку  и  при  высоких  температурах  образует
с  аб-железом  непрерывный  ряд  твердых  растворов.  На  диаграмме
хром—углерод  имеется  три  карбида:  Сг23Се,  Сг27С3  и  Сг3С2.
В  простых  сплавах  последний,  по-видимому,  не  образуется.  Пер¬
вые  два  карбида  могут  содержать  в  твердом  растворе  большое
количество  других  элементов.
 Таким  образом,  в  тройной  системе  железо—хром—углерод,
помимо  а-  и  у-фаз,  могут  присутствовать  несколько  карбидов:
 1. 	Гранецентрированный  кубический  карбид  Сг23Св,  в  ко¬
тором  при  температурах  ниже  800°  С  железо  может  заместить
восемь  атомов  хрома.  В  этом  случае  карбид,  находящийся  в  рав¬
новесии  с  6,5%  Сг  в  a-твердом  растворе,  имеет  формулу  Cr15Fe8C6
и  содержит  34,4%  Fe,  60,1%  Сг  и  5,5%  С.
 2. 	Гексагональный  карбид  Сг7С3,  в  котором  железо  может
заместить  от  двух  до  четырех  атомов  хрома  в  соответствии  с  со¬
держанием  хрома  в  a-фазе,  с  которой  он  находится  в  равновесии.
Состав  изменяется  от  Cr5Fe2C3,  который  содержит  27,4%  Fe,
63,8%  Сг  и  8,8%  С,  до  Cr3Fe4C3,  который  содержит  53,7%  Fe,
37,5%  Сг  и  8,8%  С.
 Растворимость  железа  в  Сг7С3  настолько  велика,  что  исклю¬
чается  возможность  существования  третьего  орторомбического
карбида  Сг3С2  в  равновесии  с  ферритом.  Следует  отметить,  что
 Рис.  69
 наличие  этого  орторомбического  карбида  в  железных  сплавах
еще  не  установлено.
 Орторомбический  цементит  Fe3C  может  растворить  до  20%  Сг.
 Кроме  этих  карбидов,  в  системе  присутствуют  следующие
фазы:  жидкость,  а-феррит,  у-аустенит  и  интерметаллическое  со¬
единение  (Fe,  Сг),  называемое  с-фазой.
 Системе  соответствует  пять  четырехфазных  инвариантных
равновесий:  три  тройные  перитектики  при  1275°  С,  1255  и  1175°  С
 10  Металлография  железа,  том  I
 и  два  тройных  перитектоида  при  795  и  760°  С.  При  указанных
температурах  в  равновесии  находятся  следующие  фазы:
при  1275°  С:
 Ж  +  (а,  6)  ^  у  +  (Сг,  Fe)23Cc;
при  1255°  С:
 Ж+  (Сг,  Fe)23Q;^y-f  (Сг,  Fe)7C3;
при  1175°  С:
 Ж  +  (Сг,  Fe)7C3  у  +  (Fe,  Сг)3С;
при  795°  С:
 у  -F  (Сг,  Fe)23Ce  а  +-  (Сг,  Fe)7C3;
при  760°  С:
 у  +  (Сг,  FefcC,  +  (Fe,  Сг)3С.
 Таким  образом,  ниже  перитектического  превращения  при
1255°  С  карбид  Ме2зСе  находится  в  равновесии  с  у-фазой  и  при
этих  температурах  он  более  стабилен,  чем  карбид  Ме7С3.  Однако
при  795°  С  вследствие  перитектоидной  реакции  он  превращается
в  карбид  Ме7С3.
 При  очень  низких  содержаниях  углерода  у-область  посте¬
пенно  расширяется  и  для  0,6%  С  достигает  своего  экстремаль¬
ного  значения  при  22%  Сг  и  температуре  1275°  С.
 В  системе  железо—хром  минимальная  температура,  при  ко¬
торой  встречается  у-фаза,  равна  830°  С  для  содержания  хрома
около  6,5%.  Эта  минимальная  температура,  при  которой  у-фаза
находится  в  равновесии  с  a-фазой,  может  понижаться  по  мере
возрастания  содержания  углерода.  Так,  происходит  постепенное
смыкание  двух  четырехфазных  инвариантных  равновесий  соот¬
ветственно  при  795  и  760°  С,  после  которого  происходит  образо¬
вание  двойного  эвтектоида  у  +  Fe3C  при  723°  С.
 Следовательно,  при  равновесных  условиях  сплавы  с  содер¬
жанием  хрома  менее  2%  имеют  такую  же  структуру,  как  и  про¬
стая  углеродистая  сталь.  При  более  высоких  содержаниях  хрома
область  у-фазы  ограничена,  а  выше  22%  Сг  (по  массе)  полностью
исчезает,  тогда  как  самая  низкая  температура,  при  которой
встречается  у-фаза,  повышается.  С  увеличением  концентрации
 73

хрома  содержание  углерода  в  эвтектоиде  у  (Fe,  Сг)3С  +  а
резко  уменьшается.  Значит,  для  упрочнения  хромистых  сталей
путем  закалки  из  аустенитной  области  температура  нагрева
должна  быть  тем  выше,  чем  больше  содержание  хрома;  при  его
концентрации  выше  22%  такой  метод  упрочнения  становится
невозможным.
 Система  железо—углерод—молибден  (см.  рис.  89)  несколько
отличается  от  предыдущей  системы.  Кроме  двойной  системы
железо—углерод,  она  включает  системы  железо—молибден  и
молибден—углерод.  Особенностью  диаграммы  железо—молибден
является  наличие  интерметаллических  соединений  е  —  53,39%  Мо
(по  массе)  —  состава  Mo2Fe3  и  с-фазы,  которая  устойчива  при
высокой  температуре.  Как  и  в  случае  диаграммы  железо—хром,
у-область  ограничена  петлей  растворимости.  Максимальная  рас¬
 творимость  молибдена  в  железе  равна  приблизительно  37,5%  (по
массе)  при  1450°  С  (перитектическая  точка  Ж+е—►  <*)  и  по¬
степенно  уменьшается  с  понижением  температуры.  Приблизи¬
тельно  при  1,8%  С  (по  массе)  при  2200°  С  диаграмма  молибден-
углерод  имеет  эвтектическую  точку  и  два  карбида  Мо2С  и  МоС
с  гексагональной  решеткой.  Последний,  по-видимому,  неустой¬
чив  при  низких  температурах.
 При  тройном  равновесии  железо—молибден—углерод  рас¬
творимость  железа  в  карбидах  молибдена  и  растворимость  молиб¬
дена  в  цементите  очень  мала.  Кроме  карбидов  Мо2С  и  Fe3C,
которые  имеют  соответственно  гексагональную  и  орторомбиче¬
скую  решетки,  появляются  два  новых  карбида  с  кубической
решеткой,  которые  соответствуют  формуле  (Fe,  Мо)6С.
 Первый  содержит  (по  массе)  около  36%  Fe,  61,5%  Мо  и
2,5%  С,  а  второй  —  52%  Fe,  45%  Мо  и  3%  С.  Им  соответствуют
формулы  Fe3Mo3C  и  Fe4Mo2C.
 Таким  образом,  в  системе  железо—молибден—углерод
имеются  a-фаза,  у-фаза,  интерметаллические  фазы  а  и  е,  гекса¬
гональные  карбиды  Мо2С  и  МоС,  орторомбический  цементит  Fe3C
и  два  тройных  кубических  карбида  типа  (Мо,  Fe)0C.
 При  низкой  температуре  может  быть  достигнуто  равновесие
только^  между  кубическими  карбидами  и  a-фазой,  но  не  между
a-фазой  и  гексагональными  карбидами.  Достаточно  добавить
примерно  0,50%  Мо,  чтобы  вызвать  образование  кубического
карбида  Fe4Mo2C.
 Как  и  в  случае  хромистых  сплавов,  область  растворимости
углерода  в  у-фазе  уменьшается  с  увеличением  содержания  молиб¬
дена.  Эта  фаза  исчезает  при  содержании  молибдена  выше  7%  (по
массе).
 Глава  18
 МОРФОЛОГИЯ  и  КИНЕТИКА
ОБРАЗОВАНИЯ  РАЗЛИЧНЫХ  ФАЗ
И  СТРУКТУРНЫХ  СОСТАВЛЯЮЩИХ
В  ЖЕЛЕЗЕ,  СТАЛЯХ  И  ЧУГУНАХ
 1. 	6-ФЕРРИТ  (ф.  131  и  132)
 6-феррит  является  аллотропической  модификацией  железа,
которая  существует  при  температурах  выше  1390°  С.  Ее  наблю¬
дали  Осмонд,  затем  Кюри;  эта  модификация  была  изучена  рент¬
генографически  Вестгреном  и  Фрагменом,  которые  показали,
что  кристаллографическая  структура  6-железа  та  же,  что  и  кри-
 74
 сталлографическая  структура  объемноцентрироваиного  куби¬
ческого  a-железа.  Тем  не  менее  название  6-феррит  сохранилось.
 Поведение  6-феррита  в  простой  углеродистой  стали  очень
мало  исследовано,  так  как  эту  высокотемпературную  фазу  не¬
возможно  наблюдать  при  комнатной  температуре.  При  пониже¬
нии  температуры  она  превращается  в  аустенит,  а  затем  в  феррит.
 Превращение  6-феррит  —►  аустенит  может  быть  аллотропи*
ческим  или  перитектическим  (из-за  реакции  с  жидкостью),  в  за¬
висимости  от  того,  содержит  ли  сталь  больше  или  меньше,  чем
0,08%  С  (по  массе).
 6-феррит  часто  встречается  в  легированных  сталях,  особенно
часто  в  высокохромистых.  Добавки  хрома,  как  и  других  элемен¬
тов,  которые  способствуют  образованию  феррита,  понижают
минимальную  температуру  устойчивости  6-феррита.  Эти  элементы
замедляют  превращение  этого  феррита  до  такой  степени,  что
его  можно  сохранить  до  комнатной  температуры  и  исследовать
под  микроскопом  (ф.  131  и  132).
 2.  y-АУСТЕНИТ  (ф.  136-138)
 Термин  «аустенит»  применяют  для  определения  первичного
твердого  раствора,  который  образует  гранецентрированное  ку¬
бическое  у-железо  с  большинством  металлов  и  некоторыми  не¬
металлическими  элементами.
 Микроструктура  у-железа  наряду  с  расположением,  протя¬
женностью  и  формой  области  устойчивости  аустенитной  фазы
как  в  простых  углеродистых,  так  и  в  легированных  сталях,  опи¬
сана  во  введении  к  главе  14.
 Аустенит  в  простых  углеродистых  сталях
 Аустенитная  фаза  редко  встречается  в  простых  углеродистых
сталях.  При  отсутствии  примесей  аустенит  не  устойчив  при  ком¬
натной  температуре.  Ниже  723°  С  он  распадается  на  феррит  и
цементит.  Следовательно,  наблюдать  аустенит  в  таких  сталях
можно  только  при  помощи  высокотемпературного  микроскопа
(при  температурах,  соответствующих  области  у-фазы,  границей
которой  является  линия  NJESG  на  диаграмме  состояния  железо-
углерод).
 Аустенит  в  легированных  сталях
 Наличие  одного  или  нескольких  легирующих  элементов
в  растворе  с  железом  понижает  или  повышает  предельную  тем¬
пературу  устойчивости  аустенита.  В  частности,  так  называемые
у-стабилизирующие  элементы  (в  основном  марганец  и  элементы
 fe  5 	10 	15  20  25  30  /V/,%
 Рис.  72
 VIII  группы)  значительно  расширяют  температурную  область
устойчивости  у-железа.  Эти  элементы  также  замедляют  распад
аустенита.  В  сталях,  содержащих  эти  металлы  в  растворах  за¬
мещения,  количество  аустенита,  стабилизированного  при  ком¬
натной  температуре,  может  быть  значительным.  Может  быть
даже  получена  полностью  аустенитная  структура  при  комнатной
температуре,  например,  в  нержавеющих  сталях  с  18%  Сг  и  8%  Ni
(ф.  136/1—4)  и  в  стали  Гадфильда  (ф.  136/5—8).
 Следует  также  отметить  особое  поведение  некоторых  сплавов,
например,  железоникелевых,  и  особенно  никелевых  сталей.
Двойная  диаграмма  состояния  железо—никель  (рис.  72)  показы¬
вает,  что  при  300°  С  9%-ный  никелевый  сплав  является  двух¬
фазным,  вероятно,  остается  таким  при  более  низких  температу-

)ах.  В  самом  деле,  если  область  существования  a-фазы  граничит
*  двухфазной  областью,  то  часто  наблюдается  уменьшение  рас-
воримости  в  a-фазе  с  понижением  температуры.  Наличия  угле-
юда  (даже  порядка  0,10%)  достаточно,  чтобы  дополнительно
уменьшить  растворимость  никеля  в  а-железе.
 Температуру  Аг  этих  сплавов  невозможно  точно  определить,
гак  как  практика  показала,  что  при  температуре  порядка  300°  С
ьля  достижения  равновесия  требуются  годы.  В  лучшем  случае
 W 	102  W3  W*
 Продолжительность  отпуска,  пин
 Рис.  73  (А.  Р.  Трояпо)  '
 можно  определить  ту  температуру  A  lP  знание  которой  имеет  чисто
практическое  значение:  Л  j  ^  450°  С  как  для  закаленных,  так
и  для  отпущенных  структур.  Температура  Л3  ^  700°  С,  в  то
время  как  все  карбиды  растворяются  примерно  при  600°  С.
 При  закалке  с  800°  С  сталь  имеет  почти  однофазную  мартен¬
ситную  структуру.  Она  содержит  меньше  1%  остаточного  аусте¬
нита  (ф.  137/1,2).  После  повторного  нагрева  и  последующей  за¬
калки  количество  аустенита  в  структуре  увеличивается'и  может
достигнуть  значительной  величины  (ф.  137/3,4).  Количество  аусте¬
нита,  которое  сохраняется  при  комнатной  и  более  низких  тем¬
пературах,  а  также  устойчивость  этого  аустенита  зависит  от  тем¬
пературы  и  продолжительности  повторного  нагрева  (рис.  73).
 Остаточный  аустенит
 После  быстрого  охлаждения  (закалки)  или  во  время  изотер¬
мических  превращений  при  достаточно  низкой  температуре  мо¬
жет  сохраниться  определенное  количество  аустенита.  Например,
бейнит  (ф.  137/5—7)  и  мартенсит  (ф.  137/8)  часто  содержат  не¬
которое  количество  непревращенного  аустенита.  В  простых  угле¬
родистых  сталях  это  количество  обычно  мало,  если  содержание
углерода  не  очень  высоко.  В  сталях,  содержащих  легирующие
элементы  в  растворах  замещения,  количество  остаточного  аусте¬
нита  может  быть  значительным.
 Чтобы  понять  причину  сохранения  аустенита  при  низких
температурах,  следует  принять,  что  аустенит  не  является  совер¬
шенно  гомогенной  фазой.  Нужно  также  учесть  напряжения,
которые  возникают  в  аустените  во  время  внезапного  охлаждения
до  температур  на  несколько  сот  градусов  ниже  температуры  его
действительной  устойчивости.
 Как  прямое  доказательство,  так  и  сравнение  с  аналогичными
кристаллическими  структурами  показывает,  что  вероятность
существования  гомогенного  аустенита  очень  мала.  Аустенитные
зерна  имеют  сложное  внутреннее  строение  как  с  геометрической,
так  и  с  химической  точек  зрения.
 Главной  причиной  неоднородности  является  ликвация,  про¬
текающая  во  время  кристаллизации,  так  как  процесс  диффузии
не  проходит  до  конца  (ф.  136/5,6).
 Кроме  того,  при  быстром  охлаждении  аустенитного  твердого
раствора  —  стабильного  при  высоких  температурах,  на  несколько
сот  градусов  ниже  температуры  его  устойчивости,  происходит
деформация  его  под  действием  напряжений,  возникших  при  охла¬
ждении;  эта  деформация  сопровождается  перемещением  несо¬
вершенств.
 Доказательством  существования  закалочных  напряжений
является  наличие  термических  двойников  (ф.  136/1,  2,  5,  6).
 При  охлаждении  образуются  области  с  высокой  плотностью
несовершенств  (ф.  136/3,  4),  в  которых  напряжения  велики.  Бла¬
годаря  диффузии,  в  этих  высоконапряженных  областях  проис¬
ходит  скопление  атомов  углерода,  т.  е.  в  матрице  возникает  ло¬
кальная  неоднородность,  которая  носит  как  геометрический  (ло¬
кальное  обогащение  дефектами),  так  и  химический  (различная
концентрация  легирующих  элементов)  характер.
 10*
 Эти  неоднородности  (как  появляющиеся  при  высокой  тем¬
пературе,  так  и  возникающие  при  охлаждении)  можно  считать
причиной  существования  остаточного  аустенита.
 Остаточный  аустенит  должен  располагаться  в  областях  с  вы¬
сокой  плотностью  несовершенств,  которые  могут  быть  обогащены
элементами  внедрения.
 Аустенит,  сохранившийся  в  силу  указанных  причин  во  время
бейнитного  или  мартенситного  превращений,  часто  имеет  очень
высокую  устойчивость.  При  изотермическом  распаде  в  мартен¬
ситной  области  его  устойчивость  увеличивается  со  временем  и
мартенситное  превращение  может  продолжаться  только  при
значительном  понижении  температуры  (ф.  183/5—8).  Аналогично
этому  в  случае  бейнитных  структур  распад  остаточного  аустенита
на  карбиды  и  феррит  (ф.  176/1—7)  может  произойти  только  при
отпуске  стали  при  относительно  высоких  температурах.
 Остаточный  аустенит  понижает  твердость  сталей  с  мартен¬
ситной  структурой  и  повышает  их  вязкость.
 Выявление  и  оценка  размера
аустенитного  зерна
 Размер  зерен  аустенита  как  в  простой  углеродистой,  так  и
в  легированной  сталях  влияет  на  структуру  продуктов  превра¬
щения,  и,  следовательно,  на  механические  свойства  этих  сталей.
Температура  и  время  выдержки  в  аустенитной  области  и  вообще
все  режимы  термической  обработки  сталей  (закалка,  нормали¬
зация,  горячая  или  холодная  обработка  давлением  и  др.)  влияют
на  размер  аустенитного  зерна.
 Для  оценки  размера  аустенитного  зерна  были  предложены
различные  методы.  Наиболее  распространенным  является  спо¬
соб,  предложенный  Американским  обществом  по  испытанию  мате¬
риалов  (А5ГЛ1).  При  исследовании  металлографического  об¬
разца  под  микроскопом  с  увеличением  100  :S1  определяется  ко¬
личество  п  зерен  на  квадратный  дюйм  поверхности  образца.
Балл  N  определяется  из  уравнения:
 2Ы~1  =  п  (табл.  14).
 ТАБЛИЦА  14.  РАЗМЕР  АУСТЕНИТНОГО  ЗЕРНА
 Балл  зерна
по  ASTМ
 Число  зерен
в  1  кв.  дюй¬
ме,  наблю¬
даемых  при
увеличении
100  :  1,  п
 Число  зерен
в  1  см2,  на¬
блюдаемых
при  увели¬
чении
100  :  1.  п
 Средний  размер  зерен
 дюйм
 мм
 1
 3/4-lV4
 Vio—V,
 0,0113
 0,287
 2
 IV,-3
 v4-v2
 0,00800
 0,203
 3
 3—6
 v2-l
 0,00567
 0,144
 4
 6-12
 1—2
 0,00400
 0,101
 5
 12-24
 2—4
 0,00283
 0,0718
 6
 24—48
 4—8
 0,00200
 0,0507
 7
 48-96
 8—15
 0,00142
 0,0359
 8
 96-192
 15-30
 0,00100
 0,0254
 Трудность  заключается  в  выявлении  и  подсчете  зерен,  ко¬
торые  не  существуют  при  комнатной  температуре,  так  как  в  боль¬
шинстве  сталей  аустенит  при  этой  температуре  не  устойчив.
Были  разработаны  многочисленные  методы  выявления  размера
исходных  аустенитных  зерен  на  фоне  стабильной  при  комнатной
температуре  структуры.
 Аустенитные  зерна  в  заэвтектоидных  сталях  можно  легко
обнаружить,  так  как  заэвтектоидный  цементит  обычно  распола¬
гается  по  границам  этих  зерен  (ф.  156/4).  Другой  метод  состоит
из  выявления  аустенитных  зерен  путем  науглероживания  (це¬
ментации)  сталей  (испытание  Макквэда—Эна).  Подобным  же
образом  в  доэвтектоидных  сталях  с  малым  содержанием  феррита
на  границах  исходных  аустенитных  зерен  обычно  образуются
тонкие  ферритные  прожилки.
 Мягкая  закалка  эвтектоидных  сталей  вызывает  образование
тонкопластинчатого  перлита  по  границам  аустенитных  зерен,
основная  часть  которых  превратилась  в  мартенсит.  Такую  тер¬
мическую  обработку  можно  также  использовать  для  выявления
аустенитных  зерен  в  до-  и  заэвтектоидных  сталях,  содержащих
небольшое  количество  избыточной  фазы.
 75

В  другом  методе  поверхность  полированного  металлографи¬
ческого  образца  окисляют  при  высокой  температуре.  При  этом
окисляют  преимущественно  границы  зерен.  Последующее  на¬
блюдение  часто  облегчается  небольшой  переполировкой  образца
после  окисления,  при  котором  удаляется  избыток  окислов  (ис¬
пытание  Кона).
 Применение  этих  методов  ограничено  определенными  кате¬
гориями  сталей;  кроме  того,  большинство  из  них  требует  пред¬
варительной  аустенитизации  образца.  Они  выявляют  только  раз¬
мер  зерна  аустенита,  который  возникал  в  процессе  конкретной
термической  обработки,  но  не  дают  никакой  информации  об  истин¬
ном  аустенитном  зерне,  которому  соответствует  конкретная  струк¬
тура  образца  при  комнатной  температуре.
 В  то  же  время  часто  бывает  желательно  установить  связь
между  структурой,  которая  устойчива  при  комнатной  темпера¬
туре,  и  исходным  аустенитом,  из  которого  она  образовалась.
В  случае  однофазной  структуры  это  можно  сделать,  выбрав  нуж¬
ную  концентрацию  определенного  травителя  и  добавив  к  нему
поверхностно  активное  вещество  (смачивающее  вещество).  Было
предложено  большое  количество  травителей  для  выявления  гра¬
ниц  исходных  аустенитных  зерен  на  фоне  стабильных  при  ком¬
натной  температуре  структур.  Они  могут  быть  использованы  для
ферритных  и  мартенситных  сталей  в  состояниях  после  закалки
или  после  закалки  и  отпуска  (Вилелла,  Бейн,  Миллер  и  Дэй,
Божар  и  Бешет).
 3. 	а-ФЕРРИТ  (ф.  141—154)
 Ферритом  называют  объемноцентрированную  кубическую  мо¬
дификацию  железа  (a-железо),  которая  устойчива  при  низких
температурах  и  исчезает  приблизительно  при  910°  С.  Термин
«феррит»  применяется  также  для  описания  твердых  растворов,
образованных  многими  металлами  и  металлоидами,  в  частности,
углеродом,  с  а-железом.
 Растворимость  углерода  в  a-железе  очень  мала;  она  дости¬
гает  максимального  значения  —  0,02%  (по  массе)  при  723°  С
(эвтектоидной  температуре).  С  понижением  температуры  раство¬
римость  углерода  в  a-железе  уменьшается  очень  резко*.
 Атомы  углерода  занимают  позиции  в  центрах  граней  эле¬
ментарной  ячейки  (объемноцентрированной  кубической)  а-же-
леза:  Диаметр  этих  пор  равен  0,38  кХ.  Это  объясняет  трудность
помещения  в  эти  промежутки  атомов  углерода,  диаметр  которых
составляет  1,42  кХ.
 Кинетика  превращения
аустенит  —>  феррит
 Аустенит,  содержащий  менее  0,8%  С,  превращается  по  реак¬
ции  у  -►  а,  как  только  достигнуты  условия,  соответствующие
линии  GS  (см.  рис.  61).  Образовавшийся  феррит  называют  «до-
эвтектоидным».  Так  как  растворимость  углерода  в  феррите  очень
мала,  превращение  сопровождается  увеличением  содержания
углерода  в  аустените  по  линии  GS.  В  точке  5  аустенит  насыщен
углеродом;  затем  одновременно  выделяются  феррит,  называемый
эвтектоидным,  и  цементит  в  виде  составляющей  перлита.
 Вообще  говоря,  зародыш  новой  фазы  может  появиться  при
следующих  условиях:
 1) 	должна  образоваться  область  с  новой  кристаллической
решеткой;
 2) 	состав  этой  области  должен  удовлетворять  условиям  рав¬
новесия  при  рассматриваемой  температуре;
 3) 	область  должна  иметь  критический  размер,  который  из¬
меняется  в  зависимости  от  состава  стали  и  температуры.
 Последние  два  условия  означают,  что  до  того  как  сможет  про¬
изойти  изменение  в  структуре  решетки,  должны  образоваться
области  соответствующих  размеров  и  состава  только  путем  из¬
менений  в  распределении  растворенных  атомов  вследствие  их
перемещений.  Это  не  имеет  места  в  случае  чистого  железа  (у  -►  а-
превращение),  так  как  в  нем  нет  растворенных  атомов.  В  этом
случае  контролирующими  являются  первое  и  третье  условия.
Перемещение  атомов  в  металле  ведет  к  непрерывному  образова¬
нию  их  скоплений,  обладающих  различной  кристаллической  сим¬
метрией.  Эти  скопления  появляются  и  исчезают  в  различных
областях  материала;  однако  они  являются  потенциальными  заро¬
дышами  2.  Таким  образом  при  температурах,  близких  А3,  могут
 1  Эта  величина  приведена  на  рис.  61.  Прецизионные  измерения
внутреннего  трения  показали,  что  a-железо,  вероятно,  не  может  содер¬
жать  более  0,028%  С  (по  массе)  при  723°  С.  При  комнатной  температуре
растворимость  углерода  в  а-железе  составляет  примерно  10“®—Ю“7%
(по  массе).
 *  Некоторые  авторы  называют  этот  процесс  «спонтанным,  или
гомогенным  зарождением».
 76
 появиться  зародыши  с  объемноцентрированной  кубической  ре¬
шеткой,  рост  которых  подчиняется  законам  статистической  тер¬
модинамики.  Выше  А3  вероятность  роста  такого  зародыша,  до¬
стижения  критического  размера  и,  следовательно,  продолжения
роста  для  образования  новой  фазы  равна  нулю.  Ниже  А3  неко¬
торые  зародыши  могут  оказаться  устойчивыми,  другие  исчезают,
принимая  гранецентрированную  кубическую  решетку.  «Выжив¬
шие»  зародыши  растут  со  скоростью,  зависящей  от  способности
системы  рассеивать  тепло  превращения.
 Механизм  образования  a-железа,  по-видимому,  мало  изме¬
няется,  если  у-железо  содержит  в  растворе  только  углерод  или
еще  и  другие  элементы,  но  в  малых  количествах.  Состав  зародыша
зависит  от  равновесных  условий  при  данной  температуре  пре¬
вращения,  т.  е.  содержание  углерода  в  зародыше  должно  быть
низким  по  сравнению  с  аустенитом.  Образованию  вбластей  с  низ¬
ким  содержанием  углерода  способствуют  перемещения  атомов,
но  в  принципе  это  не  обязательно:  в  виду  неоднородности  аусте¬
нита  всегда  существуют  достаточно  малые  участки  с  требуемым
составом.
 Последующий  рост  зародыша  осуществляется  путем  диффузии
атомов  углерода  в  окружающий  аустенит.  На  поверхности  раз¬
дела  а—у-содержание  углерода  в  аустените  повышается;  направ¬
ленная  диффузия  углерода  от  поверхности  раздела  накладывается
на  локальные  перемещения  атомов.  Скорость  роста  определяется
скоростью  диффузии  и  скоростью  теплоотвода.
 Описанный  механизм,  по-видимому,  является  общим  для
фазовых  превращений  в  твердых  растворах.
 Таким  образом,  образование  ферритных  областей  связано
с  диффузией  углерода  и  некоторых  легирующих  элементов;  фер¬
рит  отличается  от  аустенита  содержанием  как  углерода,  так  и
легирующих  элементов.
 Микроструктура  а-феррита
 В  чистом  железе  и  в  малоуглеродистых  сталях  (содержащих
менее  0,02%  С)  аустенит  полностью  превращается  в  феррит.
Обычное  травление  выявляет  только  границы  зерен.  Если  трав¬
ление  более  глубокое,  то  получается  незначительная  разница
в  цвете  зерен  феррита,  который  зависит  от  их  ориентации  отно¬
сительно  поверхности  образца  (ф.  141  и  142).  Кроме  того,  трав¬
ление  позволяет  выявить  субграницы  (ф.  149)  и  линии  скольже¬
ния  (ф.  —145/1).  Выделение  доэвтектоидного  феррита  из  аусте¬
нита  протекает  путем  образования  зародышей  и  роста  и  на¬
чинается  на  границах  у-зерен  поэтому  форма,  размер  и  границы
ферритных  зерен  больше  не  соответствуют  форме,  размеру  и
границам  исходных  аустенитных  зерен.  Аллотропическое  пре¬
вращение  обычно  сопровождается  также  значительным  измель¬
чением  зерен  (одно  аустенитное  зерно  дает  начало  нескольким
ферритным  зернам).
 Наличие  химической  и  структурной  микронеоднородности  по
границам  первичных  зерен  и  субзерен  позволяет  выявить  их
следы  соответствующими  металлографическими  методами.  Можно
изучать  геометрию  границ  и  кинетику  их  перемещения,  на  кото¬
рую,  по-видимому,  влияют  примеси,  «наследственность»—соотно¬
шение  между  сеткой  границ  а-,  затем  у-и  снова  а-зерен  (ф.  150).
 По  мере  повышения  скоростей  охлаждения  и  содержаний
углерода  в  аустените  форма  образовавшихся  из  аустенита  кри¬
сталлов  феррита  постепенно  меняется  от  равноосной  и  полиго¬
нальной  до  игольчатой.
 Ферритные  иглы  растут  из  границ  к  центру  аустенитных
зерен  и  имеют  четко  выраженную  ориентацию:  плоскости  доде¬
каэдра  ферритной  пластинки  {110}  расположены  параллельно
плоскостям  октаэдра  аустенитного  зерна  {111},  а  плотноупако-
ванные  направления  (111)  объемноцентрированной  кубической
структуры  параллельны  плотноупакованным  направлениям  (110)
гранецентрированной  кубической  решетки.
 Эти  взаимные  ориентации  двух  фаз  обеспечивают  наилучшее
сопряжение  между  двумя  структурами  и  наименьшую  поверх¬
ностную  энергию.
 Структуры,  в  которых  кристаллы  выделившейся  фазы  имеют
определенную  ориентацию  по  отношению  к  кристаллам  исходной
матрицы,  называются  видманштеттовыми  (ф.  151).
 В  некоторых  сталях  в  результате  превращения,  протекаю¬
щего  несколько  выше  температур,  при  которых  получается  бей-
нит,  может  образоваться  феррит  необычной  формы  (аномальная
структура)  (ф.  152).
 1  Выделение  часто  начинается  на  поверхности  инородной  частицы
(«гетерогенное  зарождение»);  гетерогенные  зародыши  образуются  глав¬
ным  образом  на  границах  зерен,

Деформация,  рекристаллизация,
рост  зерен
 Если  поликристаллический  металл  пластически  деформиро¬
вать  при  комнатной  температуре,  то  деформация  является  ре¬
зультатом  сдвига  по  одной  или  нескольким  системам  скольже¬
ния  в  каждом  кристалле.  Следы  плоскостей  скольжения  на  трав¬
леных  металлографических  шлифах  называются  «линиями  и  по¬
лосами  скольжения»  (ф.  136/8;  145/1,2).
 В  соответствии  с  типом  и  степенью  деформации  происходит
фрагментация  кристаллов;  в  конечном  счете  структура  металла
состоит  из  ячеек,  т.  е.  почти  недеформированных  областей  с  близ¬
кой  ориентировкой  (разориентировка  соседних  ячеек  составляет
несколько  угловых  минут);  эти  ячейки  окружены  и  разделены
границами,  т.  е.  участками  с  очень  высокой  плотностью  несовер¬
шенств.  Этими  областями  поглощается  вся  энергия  деформации
(ф.  145/4).
 Дислокации  искажают  кристаллическую  решетку  и,  веро¬
ятно,  увеличивают  ее  энергию.  Они  порождают  внутренние  на¬
пряжения,  но  перемещаются  очень  легко.  Согласно  теории
дислокаций,  сдвиг  плоскостей  можно  осуществить  перемещением
дислокаций  вдоль  плоскостей  скольжения.
 Следовательно,  деформация  металла  ведет  к  перемещению
существующих  дислокаций,  но  она  приводит  также  к  размноже¬
нию  дислокаций.  Увеличение  числа  дислокаций  (ф.  145/3)  может
мешать  их  перемещению  вследствие  взаимодействия.  Возникают
барьеры,  которые  препятствуют  перемещению  дислокаций  и,
следовательно,  скольжению.  Это  объясняет  упрочнение,  которое
сопровождает  холодную  деформацию:  чем  больше  деформирован
металл,  тем  труднее  деформировать  его  дальше.
 При  комнатной  температуре  металл,  подвергнутый  высокой
степени  холодной  деформации,  обладает  твердостью  и  имеет  вы¬
сокие  внутренние  напряжения.  При  повторном  нагреве  до  до¬
статочно  высокой  температуры  происходит  рекристаллизация,
сопровождающаяся  разупрочнением  —  образуются  новые  кри¬
сталлы.  В  то  же  время  процесс,  происходящий  при  более  низкой
температуре  нагрева,  называемый  возвратом,  вызывает  разупроч¬
нение  и  уменьшает  напряжения  без  каких-либо  видимых  измене¬
ний  в  структуре.  Если  температура  несколько  повышается,  то
деформированные  кристаллы  разделяются  на  маленькие  кристал¬
литы,  ориентации  которых  очень  близки  и  непосредственно  свя¬
заны  с  ориентацией  исходных  зерен.  Этот  процесс  называется
полигонизацией.  Применяя  соответствующие  режимы  травления,
можно  выявить  границы  между  этими  кристаллитами.  Образова¬
ние  структуры  типично  для  различных  металлов.  Например,
феррит  даже  в  очень  чистом  железе  часто  имеет  субструктуру,
называемую  «прожилками»  (ф.  149/2,3).  Субструктура  может  по¬
явиться  после  различных  режимов  термической  обработки.  По-
видимому,  она  связана  с  действием  напряжений  как  внутренних,
так  и  внешних.  Субструктура  чрезвычайно  устойчива,  и  даже
длительный  отжиг  не  может  устранить  ее  полностью.
 Повторный  нагрев  деформированного  металла  освобождает
дислокации,  образовавшие  плотные  скопления.  Этими  скопле¬
ниями  разделяются  ячейки,  претерпевшие  относительно  неболь¬
шую  деформацию.  На  одной  и  той  же  плоскости  скольжения  ди¬
слокации  противоположного  знака  уничтожают  друг  друга;  на
соседних  плоскостях  они  стремятся  перестроиться,  чтобы,  об¬
разовав  правильную  сетку,  уменьшить  энергию  дислокационно¬
го  сплетения.  Таким  образом,  в  областях  с  максимальной  плот¬
ностью  дислокаций  происходит  микрополигонизация.  Благодаря
этому  процессу  в  каждом  кристалле  образуются  довольно  боль¬
шие  ячейки,  в  которых  оставшиеся  дислокации  перестраиваются
в  субграницы,  причем  каждая  субграница  состоит  из  дислокаций
одного  знака.  После  завершения  этой  стадии  границы  некоторых
микрополигонов  стремятся  переместиться  так,  чтобы  уменьшить
энергию  дислокационной  сетки.  Некоторые  ячейки  растут,  по¬
глощая  другие.  Этот  процесс  называется  рекристаллизацией.
 Рекристаллизация,  как  и  первичная  кристаллизация,  про¬
текает  путем  образования  зародыша  и  его  роста.  В  наиболее  иска¬
женных  областях  с  высокой  плотностью  несовершенств  обра¬
зуются  полигоны,  которые  служат  зародышами  рекристаллиза¬
ции.  Таким  образом,  для  рекристаллизации  при  нагреве  холодно-
деформированного  металла  необходима  некоторая  предваритель¬
ная  пластическая  деформация.  Эта  деформация  называется  кри¬
тической;  ее  степень  зависит  от  природы  металла,  его  чистоты  и
температуры  рекристаллизации.  Структура,  полученная  после
рекристаллизации,  определяется  степенью  холодной  деформации,
температурой  рекристаллизации  и  продолжительностью  нагрева.
Количество  зародышей,  которое  принимает  участие  в  рекристал¬
лизации,  и,  следовательно,  измельчении  зерен  рекристаллизо-
ванной  структуры,  прямо  пропорционально  степени  холодной
 Деформации  и  обратно  пропорционально  температуре  рекрисГаЛ*
лизации  и  времени  нагрева.
 Следовательно,  для  данной  степени  холодной  деформации  раз¬
мер  зерен  тем  больше,  чем  выше  температура.  Кроме  того,  если
после  деформации  и  рекристаллизации  металл  выдержать  при
температуре  рекристаллизации  в  течение  достаточного  времени,
или  если  повысить  температуру,  .то  зерна  будут  расти.
 HR6
 Продолжительность  быдержпи
Рис  74.  Температура:
 	 660°  С;  -  700°  С; 		 730°  С; 	-  760°  С;
 1  —  2  мин  30  сек,  660°  С;  2  —  2  мин  30  сек,  700°  С;  3  —  1  ч,  660°  С;
 4  —  80  ч,  760°  С
 Из  кривых  рис.  74  (см.  также  ф.  146  и  147),  которые  показы¬
вают  изменение  твердости  в  зависимости  от  времени  изотермиче¬
ской  выдержки  при  различных  температурах,  видно,  что  после
инкубационного  периода  внезапно  уменьшается  твердость,  это
уменьшение  соответствует  рекристаллизации.  Твердость  в  тече¬
ние  некоторого  времени  остается  постоянной,  после  чего  она  снова
уменьшается  вследствие  роста  одних  зерен  за  счет  других.
 4.  ПЕРЛИТ  (ф,  156—161)
 Название  «перлит»  про  сходит  от  английского  слова  «реаг!»
(жемчуг),  так  как  структура  его  очень  похожа  на  структуру  жем¬
чуга.  Эта  феррито-цемеититная  смесь  выделяется  из  аустенита
в  точке  5  (см.  рис.  61),  т.  е.  при  температуре  723°  С,  для  содер¬
жания  углерода  в  аустените  0,8%  (по  массе).  Две  фазы,  феррит
и  цементит,  образуются  в  виде  чередующихся  пластинок,  которые
растут  одновременно  от  границ  по  направлению  к  центру  аусте¬
нитных  зерен.
 В  соответствии  с  диаграммой  состояния  железо—углерод
перлит  должен  образоваться  во  всех  сталях  с  содержанием  угле¬
рода  выше  0,02%,  по  крайней  мере,  при  медленном  охлаждении.
Однако  в  сталях  с  содержанием  углерода  между  0,02  и  0;06%‘
нормальный  эвтектоид  не  образуется:  эвтектоидный  феррит  вы¬
деляется  на  доэвтектоидных  ферритных  зернах,  а  карбид  Fe3C  —
на  границах  зерен,  образуя  межзеренный  цементит  (ф.  146;  147;
203/1).  При  очень  медленном  охлаждении  появляется  вырожден¬
ный  перлит  (ф.  159).
 Кинетика  превращения
 Образованием  эвтектоидной  структуры  управляют  два  фак¬
тора:  скорость  зарождения  и  скорость  роста.  Весьма  вероятно,
что  первым  зародышем  перлита  всегда  является  цементит.  Эти
зародыши  обычно  появляются  на  границах  аустенитных  зерен,
где  выполняется  условие  минимальной  энергии  поверхности  раз¬
дела,  а  затем  растут  в  аустенитную  фазу.  В  непосредственной
близости  первых  цементитных  пластин  аустенит  обедняется  угле¬
родом  и  в  итоге  образуется  смежный  слой  феррита.  Содержание
углерода  в  соседних  областях  аустенита  при  этом  увеличивается
и  появляется  новый  цементитный  зародыш.
 Наиболее  характерной  особенностью  этого  процесса  роста
перлита  является  постоянное  расстояние  между  пластинами  на
 77

йС£м  Протяжении  их  роста  (ф.  166/6;  157/1;  158/6).  Если  Цементит
действительно  является  зародышем  перлита,  то  это  межпластин¬
чатое  расстояние  должно  определяться  скоростью  зарождения
феррита  *.
 Влияние  температуры  на  превращение
 На  структуру  перлита  в  значительной  степени  влияет  ско¬
рость  охлаждения.  Большая  скорость  охлаждения  понижает
температуру  превращения  аустенит  -►  перлит  и  заметно  уско¬
ряет  его,  на  что  указывает  форма  кривых  изотермического  пре¬
вращения.
 С  понижением  температуры  коэффициент  диффузии  сни¬
жается,  а  концентрационный  градиент  увеличивается  в  результате
уменьшения  расстояния  между  пластинками.  Кроме  того,  пере¬
охлаждение  облегчает  зарождение,  так  что  в  целом  эти  факторы
ускоряют  превращение.  .С._увеличением.  скорости  охлаждения
эвтектоидная  структура  измельчается  и  разрешения  оптического
микроскопа  становится  недостаточно  для  выявления  пластинча¬
той  структуры  (ф.  158/1,2).  При  скорости  охлаждения,  незначи¬
тельно  меньшей,  чем  критическая  скорость  закалки,  появляется
составляющая,  которая  после  травления  обычно  имеет  вид  тем¬
ных,  сферических  или  веерообразных  областей  j  брлее  светлой
мартенситной  матрице.  Эта  составляющая,  называемая  троости-
Vom,  является  чрезвычайно  тонкопластинчатым  перлитом  (ф.  160
и  161).
 Форма  цементита  и  перлита
в  заэвтектоидных  сталях
 С-образные  кривые,  характеризующие  начало  выделения
цементита  и  перлитного  превращения  в  заэвтектоидных  углеро¬
дистых  сталях,  совпадают  в  области  «носа»,  но  могут  расходиться
как  выше,  так  и  несколько  ниже  этой  области.  Выше  «носа»
С-образной  кривой  высокая  скорость  диффузии  углерода  препят¬
ствует  уменьшению  содержания  углерода  в  аустените,  примыка¬
ющем  к  цементитным  выделениям,  предотвращает  образование
перлитного  феррита;  это  является  причиной  указанного  расхо¬
ждения  двух  кривых.  Ниже  «носа»  С-образной  кривой  зарожде¬
ние  феррита  при  низкой  температуре  происходит  достаточно  мед¬
ленно,  что  приводит  к  аналогичному  эфф  cry.
 Заэвтектоидный  цементит,  как  и  доэвтектоидный  феррит,
образуется  преимущественно  на  границах  зерен  (ф.  156/1,  2;
157/7),  но  может  также  выделяться  в  виде  видманштеттовой  струк¬
туры,  особенно  при  высоких  сод  ржаниях  углерода  и  при  круп¬
ном  зерне  исходного  аустенита  (ф.  157/4—6).  Кроме  того,  в  за]
эвтектоидных  сталях  перлитное  превращение  часто  сопрово¬
ждается  увеличением  скорости  выделения  цементита  в  еще  не-
превращенном  аустените.  Это  выделение  обычно  происходит  пу¬
тем  образования  ряда  параллельных  пластин  и,  очевидно,  обус¬
ловлено  напряжениями,  возникающими  в  результате  перлит¬
ного  превращения.  Пластины  являются  препятствиями  для  даль¬
нейшего  роста  перлита  (ф.  157/6).
 5. 	БЕЙНИТ  (ф.  166—176)
 В  1930  г.  Э.  К*  Бейн  и  Э.  С.  Давенпорт,  исследуя  превраще¬
ния  при  постоянной  температуре,  наглядно  показали  существо¬
вание  промежуточного  превращения  в  эвтекто-
идной  стали,которое  обычно  называют  бейнитным.Продукты  бей-
нитного  превращения,  которые  до  этих  исследований  не  прини¬
мались  во  внимание,  определяют  получение  хорошего  сочетания
механических  свойств.  Эти  структуры  образуются  как  при  изо¬
термическом  превращении,  так  и  при  непрерывном  охлаждении  2.
В  последнем  случае  обычно  возникают  также  и  другие  структур¬
ные  составляющие.
 Бейнитные  структуры  имеют  различный  вид  в  зависимости
от  формы  кривых  превращения  (которая  в  свою  очередь  зависит
от  легирующих  элементов  в  стали),  скорости  охлаждения  или
температуры,  при  которой  происходит  превращение.
 В  частности,  образуются  два  типа  бейнитных  структур  как
при  изотермическом  превращении,  так  и  при  непрерывном  охла¬
ждении:
 1) 	игольчатые  структуры;
 1  Цементит  в  перлите  присутствует  в  виде  узких  полосок.  Этим
объясняется  соотношение  2  :  1  между  шириной  ферритных  и  цемен-
титных  пластинок,  оно  бы  равнялось  6:1,  если  длина  пластинок  была
бы  того  же  порядка  величины,  что  и  поперечные  размеры.
 *  Превращения  при  непрерывном  охлаждении  так  же,  как  и  изо¬
термические,  могут  быть  изображены  с  помощью  диаграмм.  Кривые
превращения  при  непрерывном  охлаждении  рассмотрены  в  гл.  21,
 78
 2) 	зернистое  структуры,  которые  являются  результатом
превращения  при  непрерывном  охлаждении,  а  не  изотермического
превращения.
 Игольчатые  структуры
 Игольчатые  структуры  встречаются  во  всех  сталях  в  нижней
и  центральной  частях  диаграммы  изотермического  превращения
или  диаграммы  превращения  при  непрерывном  охлаждении  для
значений  скоростей  охлаждения,  лежащих  вблизи  мартенситной
критической  скорости  охлаждения.
 Имеется  три  типа  игольчатых  структур  различной  морфо¬
логии:
 1) 	верхний  бейнит,  который  состоит  из  феррита,  содержа¬
щего  карбидные  частицы,  вытянутые  в  направлении  оси  феррит¬
ной  пластинки;
 2) 	нижний  бейнит,  который  состоит  из  феррита,  содержащего
параллельные  ряды  небольших  карбидных  частиц,  образующих
с  осью  ферритной  пластинки  угол  приблизительно  60°;
 3) 	структуры,  состоящие  из  больших  пластинок  феррита,
ограниченные  скоплениями  карбидов;  они  соответствуют  иголь¬
чатому  или  пластинчатому  ферриту  Портевена,  Х-составляющей
Давенпорта  и  безкарбидному  ферриту.
 Верхний  бейнит.  Верхний  бейнит  образуется  при
промежуточных  температурах  бейнитного  превращения.
 В  сталях  приблизительно  эвтектоидного  состава  бейнит
встречается  в  виде  феррито-цементитной  смеси,  причем  цементит
образуется  в  виде  небольших  стержней,  которые  заметно  отли¬
чаются  от  перлитных  пластин.  Предполагается,  что  феррит,  ко¬
торый  образуется  первым,  растет  в  виде  игл  и  снабжает  соседний
аустенит  избыточным  углеродом,  давая  начало  цементиту,  ко¬
торый  выделяется  из  аустенита.  Затем  ферритная  ячейка  растет
в  поперечном  направлении  за  счет  обедненного  углеродом  аусте¬
нита.  После  этого  начинает  расти  новая  ферритная  игла  по  со¬
седству  с  первой  и  т.  д.
 Структура  верхнего  бейнита  грубее,  чем  та  структура,  ко¬
торую  может  иметь  перлит,  образовавшийся  при  высоких  темпера¬
турах.
 Морфологию  верхнего  бейнита  можно  объяснить,  предполо¬
жив,  что  первая  цементитная  ячейка  в  бейните  образуется  только
по  истечении  длительного  времени.  В  этом  случае  ферритная  игла,
которая  образуется  первой,  может  вырасти  до  больших  размеров.
Следовательно,  к  моменту  выделения  цементита  количество  угле¬
рода,  накопленное  в  соседнем  аустените,  таково,  что  могут  обра¬
зоваться  цементитные  стержни  также  больших  размеров.
 Кроме  формы,  характерной  для  эвтектоидной  стали  (ф.  172),
т.  е.  продолговатых  карбидов,  расположенных  параллельно  оси
ферритных  пластинок,  можно  наблюдать  также  чередующиеся
пластинки  феррита  и  аустенита  (ф.  171/3,  6,  7),  которые  чаще
встречаются  в  легированных  сталях  и  чередующиеся  ряды  фер¬
ритных  пластинок  и  карбида  с  преобладанием  ферритных  обла¬
стей,  что  типично  для  низкоуглеродистых  сталей  (ф.  171/4,  8).
 Нижний  бейнит.  Нижний  бейнит  образуется  при
низких  температурах  изотермического  бейнитного  превращения.
Пластинки  его  гораздо  тоньше,  чем  пластинки  описанных  выше
структур.
 Морфология  этой  структуры  зависит  от  содержания  угле¬
рода:  в  эвтектоидной  стали  она  состоит  из  небольших  карбидов,
выделившихся  на  плоскостях  {110}  феррита  (ф.  175/3).
 Процесс,  по-видимому,  состоит  из  следующих  стадий:  обра¬
зования  тонких  пластинок  пересыщенного  феррита,  роста  этих
пластинок  в  своей  собственной  плоскости,  внутреннего  выделения
обычно  только  в  одном  семействе  плоскостей.
 Игольчатый  феррит  и  безуглеродистый
бейнит.  Наблюдения  с  помощью  оптического  микроскопа
показывают,  что  это  структуры  видманштеттово  го  типа.  Иголь¬
чатый  феррит  окружен  карбидными  скоплениями  или  оболочкой
остаточного  аустенита  различной  толщины.  Наличие  фердита
в  виде  игл  или  больших  пластин,  разделяющих  аустенитное  зерно
на  ряд  параллельных  двойников,  можно  ясно  наблюдать  при  вы¬
соких  температурах  бейнитного  превращения  при  условии,  что
продукты  доэвтектоидного  превращения  не  препятствуют  росту
бейнита.  Обычно  вероятность  обнаружить  эти  структуры  увели¬
чивается  с  увеличением  размера  аустенитного  зерна  и  темпера¬
туры  аустенитизации.
 По-видимому,  наличие  этих  структур  обусловлено,  по  край¬
ней  мере,  частично  неоднородностью  аустенита  при  высоких
температурах,  которая  становится  еще  больше  во  время  инку¬
бационного  периода.
 В  результате  этого  в  обедненных  углеродом  аустенитных  об¬
ластях  образуются  продолговатые  пластины  феррита,  как  и  в  слу¬
чае  верхнего  бейнита,  но  имеющие  большие  начальные  размеры.

Пластины  довольно  быстро  растут  и  обычно  простираются
от  од^й  границы  аустенитного  зерна  до  другой.  В  то  же  время
обогащенные  зоны,  которые  разделяют  эти  ферритные  пластины,
распадаются  в  соответствии  с  механизмом,  предложенным  для
случаев  нижнего  или  верхнего  бейнита.  Иногда,  если  эти  зоны
весьма  ограничены,  могут  сохраняться  даже  участки  аустенита
(ф.  169/3-6).
 Зернистые  структуры
 Эти  структуры  встречаются  в  большинстве  сталей,  но  осо¬
бенно  часто  в  низкоуглеродистых  сталях  при  высоких  темпера¬
турах  бейнитного  превращения.  Они  отчетливо  видны,  если  не
маскируются  предыдущими  превращениями.
 Образование  зернистой  структуры  происходит  быстрее  и
более  полно  во  время  непрерывного  охлаждения,  чем  при  изотер¬
мических  выдержках.  Зернистая  структура  может  образоваться
как  таковая  на  границах  зерен  или  внутри  зерен,  а  также  в  виде
пластин,  зародившихся  на  границе  (ф.  167/1).
 Как  только  зародыш  достигает  критического  размера,  он
начинает  быстро  расти,  причем  скорость  роста  бывает  больше,
если  температура  продолжает  понижаться.
 Растущий  феррит  постепенно  окружает  обогащенные  угле¬
родом  аустенитные  области,  которые  при  последующем  охлажде¬
нии  распадаются  на  обычный  бейнит  или  даже  на  очень  тонко¬
пластинчатый  перлит  (при  изотермической  обработке,  ф.  160—
170).  В  результате  может  сохраниться  лишь  небольшое  число
обогащенных  углеродом  аустенитных  участков.
 Необходимо  отметить,  что  обогащение  углеродом  окруженных
аустенитных  областей  не  вызывает  сомнения,  так  как  в  них  вид¬
но  образование  карбидов  и  достаточно  провести  отпуск,  чтобы
вызвать  выделение  карбидов  в  феррите  даже  после  стабилиза¬
ции  аустенита  (ф.  176).
 К  настоящему  времени  опубликовано  много  статей,  посвя¬
щенных  исследованию  природы  бейнита  и  описанию  кинетики
его  образования.
 Ф.  Вефер,  А.  Портевен  с  сотрудниками,  исходя  из  процессов
изотермических  превращений,  первыми  попытались  объединить
явления  распада  аустенита  и  выявить  природу  составляющих.
Они  предположил  и,  что  превращение  протекает  во  времени  с  двумя
различными  скоростями,  причем  превращение  при  низких  тем¬
пературах  протекает  очень  быстро.  По  мнению  Портевена,  раз¬
ница  по  сравнению  с  перлитным  превращением  заключается  в  том,
что  первоначальной  контролирующей  составляющей  является
пересыщенный  феррит.
 Е.  П.  Клиер  и  Л.  Лиман  предложили  следующую  кинетику
бейнитного  превращения  доэвтектоидных  сталей:  диффузия  угле¬
рода  в  аустените,  ведущая  к  образованию  -богащенных  и  обед¬
ненных  углеродом  участков,  и  превращение  этих  двух  типов
участков  независимо  друг  от  друга.  При  понижении  температуры
превращения  количество  углерода,  которое  может  диффундиро¬
вать,  и  разница  в  содержаниях  углерода  в  участках  обоих  типов
уменьшаются.
 В  1947  г.  Хультгрен  пришел  к  заключению,  что  бейнитная
реакция  включает  зарождение  и  рост  феррита.  Он  также  пред¬
положил,  что  наличие  бейнитного  превращения  в  легированных
сталях,  отличающегося  от  равновесного  превращения,  обуслов¬
лено  неоднородным  распределением  легирующих  элементов.  По
мнению  Хультгрена,  при  температурах  промежуточного  превра¬
щения,  когда  скорость  диффузии  углерода  еще  достаточно  вы¬
сока,  а  скорость  диффузии  легирующих  элементов  в  значитель¬
ной  степени  понижена,  должен  образоваться  феррит,  содержание
легирующих  элементов  в  котором  наследуется  от  аустенита,
а  содержание  углерода  зависит  от  конкретного  типа  метастабиль-
ного  равновесия,  преобладающего  при  этих  температурах.  Обра¬
зование  феррита  влечет  за  собой  увеличение  содержания  угле¬
рода  в  соседнем  аустените.  Рано  или  поздно  некоторое  количество
цементита  или  карбидов  должно  выделиться  внутри  аустенита,
обычно  на  поверхности  раздела  феррит—аустенит.  Состав  этих
карбидов  будет  непосредственно  зависеть  от  состава  аустенита.
Бейнит  будет  продуктом  этого  чередующегося  образования  фер¬
рита  и  цементита.
 Рентгенографический  анализ  микроструктур,  являющихся
результатом  превращений  аустенита,  показал,  что  существует
эпитаксиальная  связь  между  аустенитом  и  фазами,  образовав¬
шимися  из  него.  Например,  соотношение:
 (1  П)у  /7  (1  Ю)ц
 (1Ю]v  //  [ППа,
 установленное  Курдюмовым  и  Заксом  для  мартенсита  в  углеро¬
дистой  стали,  применимо  также  к  доэвтектоидному  ферриту  и
нижнему  бейниту.
 Бейнит,  образующийся  в  эвтектоидныХ  сталях  между  450  и
350°  С  (верхний  бейнит),  подчиняется  соотношению  Нишияма:
 (111)у//(110)а
[211  ]УЦ  11101а-
 Аналогично  этому,  по  мнению  Хультгрена,  перлитный  це¬
ментит  должен  быть  определенным  образом  ориентирован  отно¬
сительно  аустенита,  причем  его  ориентировка  должна  отличаться
от  ориентировки  цементита  в  бейните.
 В  1952  г.  Ко  и  Коттрелл  во  время  образования  бейнита  на¬
блюдали  появление  рельефа,  аналогичного  рельефу  при  обра¬
зовании  мартенсита.  Они  пришли  к  заключению,  что  бейнитные
пластины  образуются  путем  превращения,  представляющего  мед¬
ленный  сдвиг.  Кроме  того,  они  обнаружили,  что  частичное  пре¬
вращение  в  бейнитной  области  понижает  температуру  мартенсит¬
ного  превращения  Мн  остаточного  аустенита.  Такая  стабилиза¬
ция  наступает  также,  если  аустенит  выдерживать  при  темпера¬
туре  бейнитного  превращения,  даже  если  время  выдержки
меньше,  чем  инкубационный  период.  Однако  инкубационный
период  образования  бейнита  уменьшается  на  одну  треть  при  на¬
личии  мартенсита.  Эти  факты  дают  возможность  предположить,
что  аустенит  содержит  пересыщенные  зародыши  феррита,  ко¬
торые  превращаются  в  бейнит  или  мартенсит  в  зависимости  от
термической  обработки.
 Фишер  пытался  приложить  к  бейнитному  превращению  тер¬
модинамическую  теорию,  предложенную  для  мартенситного  пре¬
вращения.  Он  исходил  из  представления  о  том,  что  бейнит,  или
«задержанный  мартенсит»  зарождается  в  обедненных  углеро¬
дом  участках  аустенита.  Таким  образом,  он  предполагал  нали¬
чие  таких  участков.
 Ранее  мы  указывали  (гл.  18  с.  75)  на  небольшую  вероятность
существования  гомогенного  аустенита.  По-видимому,  некоторые
бейнитные  структуры  являются  следствием  неоднородности  аусте¬
нита  при  высокой  температуре.  Эта  неоднородность  затем  увели¬
чивается  при  переходе  к  метастабцльной  аустенитной  области
ниже  точки  А3  вследствие  напряжений,  возникающих  при  охла¬
ждении.  Для  критических  скоростей  охлаждения  можно  пред¬
положить,  что  обогащенные  углеродом  ячейки  в  аустените  воз¬
никают  на  пересечениях  плотноупакованных  плоскостей.  По¬
следующее  появление  обедненных  углеродом  участков  может  спо¬
собствовать  зарождению  бейнитного  феррита.  Таким  образом,
эта  неоднородность  удовлетворительно  объясняет  образование
в  зернистом  бейните  структуры  шахматного  типа  (ф. 	169/2).
 Она  может  также  объяснить  разницу  между  структурами,  яв¬
ляющимися  результатом  непрерывного  охлаждения  и  изотерми¬
ческой  обработки.  В  самом  деле  для  этих  случаев  способы  про¬
хождения  метастабильной  аустенитной  области  резко  различны.
 Эти  исследования  в  целом  позволяют  понять  сущность  про¬
цесса  образования  бейнита  на  основании  двух  механизмов:  один
из  них  подобен  механизму  возникновения  мартенсита  в  том
смысле,  что  он  бездиффузионный,  хотя  и  не  атермический;  дру¬
гой  связан  с  диффузией  элемента  внедрения  —  углерода.
 Структуры  нижнего  и  зернистого  бейнита  обусловлены  пре¬
обладанием  первого  из  этих  механизмов.  Выделение  карбида
или  изменение  характера  аустенитных  участков,  задержанных
в  феррите,  возможно,  является  результатом  более  медленной  реак¬
ции.  Структуры  верхнего  бейнита  образуются  главным  образом
посредством  второго  механизма.  После  возникновения  феррито¬
вого  зародыша  с  данной  ориентировкой  рост  должен  протекать
путем  двойного  механизма,  предложенного  Кризементом  и  Ве-
фером,  причем  скорость  превращения  контролируется  скоростью
диффузии  углерода  в  аустените.
 6. 	МАРТЕНСИТ  (ф.  181—184)
 Мартенсит  назван  в  честь  одного  из  пионеров  металлографии
проф.  А.  Мартенса.  Ранее  мартенситом  называли  все  игольчатые
структуры,  полученные  закалкой  сталей.  Особенностью  этих
структур  является  их  чрезвычайно  высокая  твердость.
 Впоследствии  фазовые  превращения  особого,  мартенситного
типа  помимо  сталей,  были  также  обнаружены  в  многочисленных
сплавах,  однако  эти  превращения  не  обязательно  сопровожда¬
лись  повышением  твердости.  Более  того  даже  в  сталях  с  низким
содержанием  углерода  твердость  мартенсита  не  особенно  высока.
Таким  образом,  высокая  твердость  не  является  отличительной
особенностью  мартенсита,  хотя  именно  на  твердость  этой  состав¬
ляющей  впервые  обратили  внимание.
 Следовательно,  термин  «мартенсит»  характеризует  не  особую
составляющую,  а  продукты  определенного  типа  превращения
в  твердом  металле—«мартенситной  реакции»,  независимо  от  со¬
става,  структуры  или  свойств  сплава.
 79

Особенности  мартенситных  превращений
 Основной  особенностью,  отличающей  мартенситную  реакцию
от  других  реакций  в  твердом  состоянии,  является  то,  что  она
не  включает  этапов  зарождения  и  роста  образующейся  фазы  и
не  требует  диффузии  атомов.  Она  основана  на  сдвиговом  про¬
цессе,  в  котором  участвуют  большие  области  исходных  кристал¬
лов  и  в  результате  которого  создаются  мартенситные  пластинки.
 Таким  образом,  мартенсит  имеет  состав,  идентичный  составу
исходной  фазы,  причем  каждая  мартенситная  пластинка  пред¬
ставляет  отдельный  кристалл.
 Превращение  происходит  практически  мгновенно:  при  дан¬
ной  температуре  очень  быстро  образуется  определенное  коли¬
чество  мартенсита,  после  чего  превращение  останавливается  или,
по  крайней  мере,  значительно  замедляется.  Уже  при  темпера¬
туре  М,|  проявляются  первые  признаки  превращения.  По  мере
уменьшения  температуры  ниже  Мн  превращение  продолжается,
а  количество  образовавшегося  мартенсита  увеличивается.  При
температуре  Мк  реакция  заканчивается  и  вся  исходная  фаза
превращается  в  мартенсит.  Во  время  охлаждения  реакция  про¬
текает  не  путем  роста  существующих  мартенситных  пластинок,
а  путем  образования  новых  пластинок  за  очень  короткий  период.
Более  того,  это  сдвиговое  превращение  вызывает  на  поверхно¬
сти  рельеф,  который  можно  наблюдать  микроскопически  на
отполированном  до  закалки  и  даже  не  протравленном  образце.
 Ранее  (гл.  1574)  уже  говорилось  о  стабилизации  аусте¬
нита,  которая  сопровождает  мартенситную  реакцию:  если  мар¬
тенситное  превращение  прерывается  выдержкой  при  промежу¬
точной  температуре,  то  при  возобновлении  охлаждения  оно  не
сразу  продолжается.  Мартенситное  превращение  замечательно
тем,  что  невозможно  предотвратить  быстрой  закалкой,  в  то  время
как  эта  операция  подавляет  реакции,  которые  протекают  путем
зарождения  и  роста.  Однако  из-за  стабилизации  аустенита  мар¬
тенситная  реакция  может  быть  значительно  замедлена.
 И  наконец,  мартенситная  реакция  чрезвычайно  чувстви¬
тельна  к  внутренним  напряжениям,  а  деформация  металла  может
вызвать  превращение  даже  при  температурах  выше  Мн-
 Факторы,  влияющие
на  мартенситные  превращения
 Температуры,  при  которых  начинается  (Мн)  и  кончается  (Мк)
мартенситная  реакция,  зависят  от  состава  исходной  фазы.  Боль¬
шинство  растворенных  элементов,  за  исключением  кобальта  и
алюминия  понижают  температуру  Мн.  Наиболее  эффективны
в  этом  отношении  углерод,  марганец,  хром  и  никель.  Темпера¬
тура  нагрева  исходной  фазы  перед  закалкой  также  влияет  на
точку  Мц.  Например,  в  случае  высокоуглеродистой  стали  тем¬
пература  М„  значительно  понижается  по  мере  повышения  тем¬
пературы  аустенитизации.  Этот  эффект  является  результатом
постепенного  растворения  карбидов,  что  увеличивает  содержа¬
ние  углерода  и  легирующих  элементов  в  аустените  при  повыше¬
нии  температуры  аустенитизации.  Следовательно,  темпера¬
тура  Мн,  в.  частности,  зависит  от  содержания  углерода  в  аусте¬
ните.  Однако,  если  температура  продолжает  повышаться  и  после
полного  растворения  карбидов,  то  понижение  продолжается,
хотя  никакого  изменения  в  составе  исходной  фазы  не  происходит.
Причиной  такого  снижения  Мн,  по-видимому,  является  изме-
liraHe  склонности  к  образованию  скоплений  атомов  углерода
в  исходной  фазе.  Между  стремлением  атомов  углерода  к  сегрега¬
ции  и  гомогенизирующим  влиянием  энтропии  устанавливается
равновесие.  Влияние  энтропии  становится  преобладающим  по
мере  повышения  температуры  и  исчезновение  скоплений  приводит
так  же,  как  и  растворение  карбидов  к  снижению  температуры  Мн.
 Температура  Мн  повышается  с  увеличением  размера  исход¬
ного  аустенитного  зерна.  Этот  эффект  обычно  маскируется  про¬
тивоположным  влиянием  температуры  аустенитизации.  Про¬
цессы  зарождения  и  роста  обычно  стимулируются  наличием
границ  зерен  и,  следовательно,  измельчением  зерен  исходной
фазы,  в  то  время  как  при  образовании  мартенсита  эти  границы,
очевидно,  представляют  барьеры,  препятствующие  сдвигу.
 Развитие  превращения  во  время
выдержки  ниже  температуры  Мн
 Хорошо  известно,  что  при  температурах,  немного  превы¬
шающих  Мн,  продуктом  превращения  является  бейнит,  скорость
образования  которого  уменьшается  с  понижением  температуры.
Ниже  температуры  Мн  кривые  бейнитного  превращения  пере¬
секаются  рядом  горизонтальных  линий,  соответствующих  раз¬
личным  стадиям  мартенситного  превращения.  Скорость  бейнит¬
 ного  превращения  несколько  увеличивается  при  температурах
немного  ниже  точки  Мн,  т.  е.  в  области  одновременного  существо¬
вания  бейнита  и  небольшого  количества  мартенсита.  Однако
стимулирующее  влияние  мартенсита  на  бейнитное  превращение
быстро  исчезает,  особенно  с  понижением  температуры  и  разви¬
тием  бейнитного  превращения.  Кривые  бейнитного  превраще¬
ния  направлены  так  же,  как  и  в  области  выше  температуры  Мн.
 Во  время  изотермической  выдержки  может  образовываться
мартенсит,  хотя  и  в  ограниченном  количестве.  В  высокоуглеро¬
дистых  сталях  из  аустенита  может  выделиться  некоторое  коли¬
чество  цементита,  вызвав  тем  самым  смещение  вверх  температур¬
ной  области  мартенситного  превращения,  по  крайней  мере  в  обед¬
ненных  аустенитных  областях.  Было  показано,  однако,  что  даже
при  отс^ствии  какого-либо  изменения  химического  состава
простых  углеродистых  сталей  при  постоянной  температуре  мар¬
тенситное  превращение  возобновляется,  хотя  количество  аусте¬
нита,  которое  может  превратиться  таким  путем,  невелико.
 Мартенситное  превращение  далеко  не  всегда  может  продол¬
жаться  при  постоянной  температуре.  Наоборот,  если  охлаждение
приостанавливается,  то  обычно  исходная  фаза  стабилизируется
и  при  последующем  понижении  температуры  образуется  меньше
мартенсита,  чем  в  случае  охлаждения  сплава  непосредственно  из
аустенитной  области  до  той  же  температуры.  Эта  разница  в  ко¬
личестве  образовавшегося  мартенсита  определяет  степень  ста¬
билизации,  которая  непосредственно  зависит  от  времени  и  тем¬
пературы  изотермической  выдержки  перед  вторым  охлаждением.
Она  повышается  с  увеличением  обоих  этих  факторов,  а  для  дан¬
ных  значений  времени  и  температуры  стабилизация  тем  сильнее,
чем  больше  образовалось  мартенсита.
 Механизм  мартенситного  превращения
 Со  структурной  точки  зрения  продукты  мартенситного  пре¬
вращения  заметно  различаются.  Мартенсит  является  твердым
раствором  (за  исключением  случая  чистых  металлов).  Увеличе¬
ние  концентрации  растворенных  атомов  может  изменить  кристал¬
лическую  решетку:  например,  внедрение  углеродных  атомов  пре¬
вращает  кубическую  решетку  a-железа  в  тетрагональную.  Каж¬
дая  мартенситная  пластинка  представляет  собой  монокристалл,
ориентация  которого  связана  с  ориентацией  исходной  фазы.
 За  исключением  случая  чистых  металлов  продукты  мартен¬
ситной  структуры  нестабш  >ны.  Даже  при  относительно  низких
температурах  отпуска  мартенсит  распадается  с  образованием
стабильных  структур  путем  зарождения  и  роста.
 Согласно  Билби  и  Кристиану,  мартенситному  превращению
можно  дать  следующее  общее  определение:
 Структурное  превращение  является  мартенситным,  если
атомы,  первоначально  расположенные  по1  узлам  простой  решет¬
ки,  определяемой  выбранной  единичной  ячейкой  исходной  струк¬
туры,  таким  образом  перемещаются  и  занимают  позиции  в  уз¬
лах  решетки  другой  структуры,  что  их  смещения  соответствуют
однородной  деформации.
 Таким  образом,  между  мартенситным  превращением  и  обра¬
зованием  механических  двойников  существует  аналогия.
 Превращенные  области  выявляются  травлением  или  благо¬
даря  рельефу,  который  образуется  на  предварительно  полиро¬
ванном  шлифе  (183/7,8).  Поверхность  превращенной  области
остается  плоской,  но  становится  наклонной,  пересекаясь  с  пло¬
скостью  габитуса,  как  показано  схематически  на  рис.  75.
 Линзообразная  форма  пластинок  в  превращенных  областях,
по-видимому,  обусловлена  напряжениями,  которые  образуются
в  окружающей  матрице  в  результате  превращения,  так  же  как
при  образовании  механических  двойников.  Плоскость  поверх¬
ности  раздела  или  средняя  плоскость  линзообразной  области
имеет  приблизительно  фиксированную  ориентировку  относи¬
тельно  решетки  и  называется  плоскостью  габитуса.  В  линзооб¬
разных  областях  центральная  плоскость,  которая  расположена
параллельно  плоскости  габитуса,  иногда  выступает  в  виде  раз¬
рыва  и  называется  «средней  линией»,  или  «мидрибом»1  (рис.  76,ф.
181/3;  183/1).
 В  настоящее  время  теория  дислокаций  объясняет  явление
механического  двойникования  и  мартенситное  превращение
(ф.  181/4;  182/3;  184/8).
 Согласно  Фриделю,  образование  механических  двойников
является  частным  случаем  бездиффузионного  превращения,  в  ко¬
тором  конечная  структура  идентична  исходной.  Эти  превращения
часто  обусловливают  образование  линз,  зарождение  которых
является  более  трудным,  чем  их  рост.  Границы  линз  можно  ото¬
ждествить  с  дислокационными  стенками.
 Двойник  или  продукт  мартенситною  превращения  может
быть  когерентным:  это  обычно  имеет  место  тогда,  когда  двойник
 1  От  английского  слова  «midrib»  —  сроднее  ребро.  (Прим,  ред.)

или  i  продукт  превращения  удлиняется  в  направлении  плотно-
упакованной  плоскости  (рис.  77).  При  мартенситном  превращении
рост  будет  когерентным,  если  обе  структуры  имеют  похожие
решетки.
 Рис.  75
 Если  двойник  или  продукт  превращения  некогерентны,  то
дислокационные  петли  из  двойников  скользят  в  направлении,
перпендикулярном  направлению  плоскости  габитуса  (рис.  78).
Новые  петли  могут  образоваться  на  концах  двойников  под  воз¬
 действием  концентрации  напряжений.  В  случае  мартенситного
превращения  некогерентный  габитус  обусловливает  как  измене¬
ние  структуры,  так  и  изменение  вторичного  превращения  (вра¬
щение  и  многократное  двойникование).
 Начало  процессов  этого  типа  затруднено;  их  источником  мо¬
жет  быть  полюс  (источник  Франка—Рида)  или  дефект  упаковки,
окруженный  дислокацией  Шокли.  Напряжение  старта  превра¬
щения  имеют  высокие  значения,  так  что  процесс  может  протекать
 11  Металлография  железа,  том  I
 только  в  зонах  концентрации  напряжений.  Движущую  силу
превращения  обусловливает  разница  свободных  энергий  неста¬
бильной  матрицы  и  стабильной  мартенситной  структуры,  а  не
приложенные  напряжения,  как  при  механическом  двойнико-
вании.
 Мартенсит  в  простых  углеродистых  сталях  имеет  объемно-
центрированную  тетрагональную  структуру  (рис.  79).  Атомы
углерода  занимают  октаэдрические  позиции  в  центрах  ребер  с
и  граней  а—а,  а  не  тетраэдрические,  несмотря  на  то,  что  послед-
 Рис.  78.  (Д.  Фридель)
 ние  больше.  Это  расположение  атомов  углерода  является  при¬
чиной  тетрагональности  мартенсита.  Атом  углерода  может  за¬
нять  одну  из  двенадцати  возможных  позиций.  Возможно,  что
при  концентрации  углерода  ниже  0,44%  его  атомы  занимают  пре¬
имущественно  большие  тетраэдрические  поры.  В  этом  случае
они  вызывают  кубические  искажения  решетки  (ф.  182/3).
 Постоянные  решетки  мартенсита  (рис.  80)  линейно  зависят
от  содержания  углерода:  с  увеличивается,  тогда  как  а  умень¬
шается  с  увеличением  концентрации  углерода.  Экстраполяция
 С
 Рис.  79.  (X.  Липсон  —А.  М.  Б.  Паркер)
 этих  зависимостей  к  нулевому  содержанию  углерода  (чистое  же¬
лезо)  показывает,  что  они  сходятся  к  одному  значению,  соответ¬
ствующему  постоянной  решетки  а-железа.
 Наличие  атомов  углерода  в  центрах  октаэдрических  пор  эле¬
ментарной  ячейки  мартенсита  вызывает  анизотропное  смещение
атомов  железа  со  своих  идеальных  позиций  на  оси  с  тетрагональ¬
ной  ячейки.
 Роль  диффузии  в  мартенситном  превращении  чрезвычайно
ограничена.  Поэтому  для  объяснения  этого  превращения  были
предложены  различные  кристаллографические  модели.  Каждой
из  них  соответствует  некоторая  геометрическая  зависимость
между  положениями  атомов  в  аустените  и  мартенсите,  обеспе¬
чивающую  наименьшие  перемещения.  При  описании  мартен¬
ситного  превращения  труднее  всего  бывает  объяснить  деформа¬
цию  предварительно  отполированной  поверхности  (см.  рис.  75,
ф.  183/7,  8)  и  относительные  ориентации  двух  фаз.
 Первая  попытка  объяснить  механизм  мартенситного  превра¬
щения  в  сталях  была  предпринята  Бейном.  Он  предложил  рас¬
сматривать  структуру  аустенитной  фазы  как  объемноцентриро-
 81

ванную  тетрагональную  решетку  с  отношением  параметров,  рав¬
ным  1^2,  а  структуру  стабильной  объемноцентрированной  куби¬
ческой  фазы  —  феррита  как  объемноцентрированную  тетраго¬
нальную  решетку  с  отношением  параметров  1,  в  этом  случае
мартенсит  представляет  переходную  структуру.  Мартенситное
превращение  должно  заключаться  в  изменении  постоянной  ре¬
шетки  от  1,414  до  значения  от  1  до  1,08  (в  соответствии  с
содержанием  углерода).  Положение  атомов  углерода  останется
неизменным  на  протяжении  этого  превращения.  При  этом
возможны  три  ориентации  тетрагональной  оси,  тогда  как  на
самом  деле  наблюдается  24  ориентации.  Этот  механизм  не  преду¬
сматривает  сдвига  решетки  и  предсказывает,  что  габитус  обра¬
зуется  плоскостями  {100}  аустенита  и  что  направления  <110)
аустенита  параллельны  направлениям  <100)  мартенсита,  что  не
соответствует  действительности.
 с,  а,  А
 fe 	'С,%
 Рис.  80:
 1  —  Оман;  2  —  Хагг;  3  —  Хонда  и  Нишияма;  4  —  Селяков;  Курдю-
мов  и  Гудцов;  5  —  Курдюмов  и  Каминский;  6  —  Липсон  и  Паркер;
7  —  Мазур;  8  —  Флетчер;  9  —  Арбузов
 Курдюмов  и  Закс  установили  ориентационное  соотношение
между  аустенитом  и  мартенситом  в  стали  с  1,4%  С  и  попытались
объяснить  переход  от  одной  решетки  к  другой  механизмом  про¬
стого  сдвига.  Они  показали,  что  плотноупакованные  пло¬
скости  {110}  тетрагонального  мартенсита  являются  почти  парал¬
лельными  плотноупакованным  плоскостям  {111}  аустенита,  что
направления  <100)  аустенита  практически  параллельны  направ¬
лениям  <111)  мартенсита  и  что,  принимая  во  внимание  симметрию
решетки,  существует  24  различные  ориентации  мартенсита  от¬
носительно  аустенита.  Мартенситное  превращение  может  проте¬
кать  следующим  образом:  сдвиг  на  плоскостях  {111}  аустенита
в  направлении  <211),  второй  сдвиг  в  направлении  <101)  аусте¬
нита  (т.  е.  <111)  мартенсита)  и,  наконец,  незначительные  измене¬
ния  в  расположении  атомов  необходимы  для  того,  чтобы  полу¬
чить  действительные  размеры  элементарной  ячейки  мартенсита.
 Этот  механизм  позволяет  удовлетворительно  объяснить  на¬
блюдаемые  структуры,  но  не  позволяет  предсказать  плоскость
габитуса.  Так  как  основной  сдвиг  протекает  по  плоскостям  {111}
аустенита,  было  бы  логично  предположить,  что  эти  плоскости
являются  также  плоскостями  габитуса.  Однако  Гренингер  и
Трояно  показали,  что  для  стали  с  1,4%  С  габитусной  является
плоскость  {225}  аустенита  (см.  рис.  76).  Только  в  сталях  с  низ¬
ким  содержанием  углерода  «0,40%)  габитус  образуется  пло¬
скостями  {111  {  аустенита.
 Гренингер  и  Трояно  провели  детальное  исследование  сплава
Fe—С—Ni,  содержащего  0,8%  С  и  22%  Ni.  Для  этого  сплава
соблюдались  следующие  ориентационные  соотношения:
 {111  }Y  под  углом  1°  к  {110}  мартенсита,
 <110)  у  под  углом  2°  к  <111)  мартенсита,
тогда  как  плоскость  габитуса,  по-видимому,  очень  близка  к  пло¬
скости  {259}  аустенита.
 По  мнению  этих  авторов,  превращение  протекает  в  три  ста¬
дии  (рис.  81):
 1.  Гомогенный  сдвиг  по  иррациональной  плоскости,  что  яв¬
ляется  причиной  неровностей,  наблюдающихся  на  полированных
поверхностях.  На  этой  стадии  решетка  триклинная  и  содержит
одно  семейство  плоскостей,  для  которых  расположение  атомов
идентично  расположению  атомов  мартенсита,  а  именно,  пло¬
скости  (112)  мартенсита.
 82
 2. 	Второй  процесс  сдвига  приблизительно  от  12  до  13°  про¬
текает  по  плоскостям  этого  семейства  в  направлении  <111)  мар¬
тенсита.  Этот  сдвиг  происходит  в  ограниченном  объеме,  занятом
триклинной  решеткой,  которая  превращается  в  объемноцентри¬
рованную  тетрагональную.
 3. 	За  вторым  сдвигом  следуют  незначительные  перегруппи¬
ровки,  которые  делают  решетку  точно  такой  же,  как  решетка
мартенсита.
 Предполагается,  что  второй  сдвиг  происходит  таким  образом,
что  он  выполняет  конечные  условия.  Известно,  что  двойникова-
ние  в  решетке  этого  типа  протекает  по  плоскости  (112)  и  в  направ¬
лении  <111)  мартенсита,  поэтому  предложенный  механизм  ка¬
жется  приемлемым;  во  всяком  случае  с  помощью  этого  механизма
можно  объяснить  как  наблюдаемую  структуру,  так  и  кристалло-
 /
 Рис.  81:
 1  —  поверхностный  рельеф
после  первого  сдвига;  2—га-
битусная  плоскость;  3—сле¬
ды  второго  сдвига;  4  —  мар¬
тенситный  кристалл
 графические  зависимости  между  первоначальной  и  конечной
структурами,  а  также  наличие  иррациональной  габитусной  пло¬
скости  .
 Нишияма  заметил,  что  мартенсит  в  безуглеродистом  железо¬
никелевом  сплаве  с  30%  Ni  несколько  отличается  от  мартенсита
в  высокоуглеродистых  сталях.  В  отсутствие  углерода  мартенсит
имеет  объемноцентрированную  кубическую  решетку  и,  кроме
того,  возможных  ориентаций  вместо  24  имеется  только  12.
 В  заключение  напомним,  что  мартенситное  превращение  яв¬
ляется  реакцией  в  твердом  состоянии,  на  которую  совершенно  не
влияет  диффузия  атомов  на  большие  расстояния.  В  течение  по¬
следних  сорока  лет  различным  образом  пытались  объяснить
кристаллографическую  зависимость  между  мартенситом  и  аусте¬
нитом,  однако  до  сих  пор  не  удалось  объяснить  эксперименталь¬
ные  наблюдения.
 Создание  электронного  микроскопа  и  улучшение  методов
препарирования  образцов  позволило  в  последнее  время  изучить
морфологию  мартенсита  с  использованием  все  больших  разреше¬
ний.  В  частности,  было  показано,  что  мартенситный  кристалл,
выявляемый  с  помощью  оптического  микроскопа,  в  действитель¬
ности  состоит  из  большого  числа  микрокристаллов.
 Исследования,  проведенные  Келли  и  Наттингом  на  тонких
фольгах,  показали,  что  в  низкоуглеродистых  сталях  мартенсит
встречается  в  виде  длинных  игл,  параллельных  плоскости  (111)
феррита  (ф.  182/3),  тогда  как  в  высокоуглеродистых  сталях  мар¬
тенсит  присутствует  в  виде  пластинок,  которые  раздроблены  на
мелкие  двойники  (ф.  181/4).
 В  ряде  лабораторий  кристаллографию  мартенситного  превра¬
щения  исследуют  при  помощи  метода  тонких  фольг.  Полученные
к  настоящему  времени  результаты  показывают,  что,  вероятно,
в  ближайшем  будущем  можно  будет  создать  законченную  теорию
мартенситного  превращения.
 Глава  19
 ГРАФИТ  И  ЧУГУНЫ
(ф.  191—198/1—3)
 Кристаллическими  модификациями  углерода  являются  ал¬
маз  и  графит.  В  решетке  графита  атомы  расположены  слоями
с  гексагональной  симметрией,  причем  третий  слой  расположен
симметрично  первому  (рис.  82).  Расстояние  между  слоями
(3,35  kX)  значительно  больше,  чем  расстояние  между  ближай¬
шими  соседями  в  слое,  а  силы  между  слоями  имеют  природу  сил
Ван  дер  Ваальса.  Они  относительно  слабые,  о  чем  свидетель¬
ствует  чрезвычайная  легкость,  с  которой  происходит  в  графите
сдвиг,  параллельный  плоскости  основания.  Между  атомами  лю¬
бой  данной  плоскости  связь  осуществляют  гибридизирован¬
ные  (sp2)  электроны.  Эта  связь  аналогична  связям  в  ароматиче-

ских  молекулах.  В  частности,  связи  данного  атома  углерода
в  графите  с  его  тремя  ближайшими  соседями  сходны  со  связями
атома  углерода  в  бензоле  с  его  двумя  углеродными  и  одним  водо¬
родным  соседями.  Для  осуществления  гибридной  ($р2)-связи  тре¬
буются  три  электрона  на  атом,  следовательно,  четвертый  электрон
может  свободно  перемещаться  в  плоскости,  параллельной  пло¬
скости  основания.
 Чугунами  называют  сплавы,  состоящие  в  основном  из  железа
и  углерода  и  содержащие  также  кремний,  марганец  и  другие  эле¬
менты,  однако  содержание  углерода  в  этих  сплавах  всегда  до¬
статочно  велико  и  затвердевание  заканчивается  в  эвтектической
 Рис.  82  (Американское  общество  химиков)
 точке  С  или  С'.  Углерод  значительно  понижает  температуру
плавления  сплава  и  поэтому  значительно  улучшает  его  литейные
свойства.
 Интерпретация  структур  чугунов  является  сложной,  так
как  в  большинстве  случаев  затвердевание  протекает  в  соответ¬
ствии  со  стабильной  диаграммой,  а  последующие  превращения
в  твердом  состоянии  —  в  соответствии  с  метастабильной  системой.
Кроме  того,  на  структуру  чугунов  сильно  влияет  степень  пере¬
охлаждения,  которую  можно  увеличить  либо  перегревом  рас¬
плава,  либо  добавлением  титана,  либо  быстрым  охлаждением.
 Некоторые  элементы,  например,  марганец,  хром,  сера  и  тел¬
лур  способствуют  образованию  белых  чугунов  путем  стабилиза¬
ции  цементита.  В  белых  чугунах  углерод  присутствует  в  виде
цементита,  а  структуру  этих  чугунов  можно  интерпретировать
только  на  основании  метастабильной  диаграммы  (ф.  194).
 В  серых  чугунах  существенная  часть  углерода  присутствует
в  виде  графита,  а  большинство  превращений  соответствует  ста¬
бильной  диаграмме  железо—углерод.  Кремний,  никель  и  медь
являются  графитизирующими  элементами:  они  способствуют  обра'-
зованию  серого  чугуна,  уменьшая  устойчивость  цементита  (ф.  191
и  192).
 Чугуны  со  структурами,  промежуточными  между  структу¬
рами  белого  и  серого  чугунов,  называются  половинчатыми.  Они
содержат  как  графит,  так  и  эвтектический  цементит  (ф.  192/4,  5).
 1. 	БЕЛЫЕ  ЧУГУНЫ  (ф.  194)
 Белый  чугун  является  сплавом  железо—углерод,  содержа¬
щим  более  2,06%  С  (по  массе).  Иногда  в  нем  имеются  и  другие
элементы.  Затвердевание  белого  чугуна  протекает  в  соответствии
с  метастабильной  системой.
 Рассмотрим,  например,  сплав  железа,  содержащий  углерод
от  2,06  до  4,3%.  Затвердевание  этих  сплавов  начинается  выделе¬
нием  аустенитных  дендритов  (при  концентрации  углерода  выше
4,3%  сначала  будут  появляться  большие  иглы  первичного  це¬
ментита).  По  мере  выделения  аустенита  жидкость  постепенно
обогащается  углеродом  в  соответствии  с  кривой  ВС  (или  обед¬
няется  в  соответствии  с  кривой  DC  в  случае  заэвтектических  спла¬
вов).  После  достижения  точки  С  при  температуре  1147°  С  остав¬
шаяся  жидкость  затвердевает  при  постоянной  температуре  в  виде
эвтектической  смеси,  состоящей  из  аустенита  и  цементита  и  на¬
зываемой  ледебурит.
 При  последующем  охлаждении  цементитная  фаза  не  претер¬
певает  дальнейших  изменений.  Состав  аустенитной  фазы,  наобо¬
рот,  изменяется  в  соответствии  с  кривой  ES;  из  нее  выделяется
вторичный  цементит,  который  не  виден  под  микроскопом,  так  как
большая  его  часть  выделяется  на  эвтектическом  цементите  (и  на
первичном  цементите  в  случае  заэвтектических  сплавов)  и  не
отличима  от  него.
 При  эвтектоидной  температуре  723°  С  аустенит  распадается
на  перлитные  (феррито-цементитные)  смеси.  При  последующем
 11*
 охлаждении  феррита  в  равновесных  условиях  из  него  может
выделиться  некоторое  количество  третичного  цементита  в  соответ¬
ствии  с  кривой  PQ.
 Таким  образом,  структура  белого  чугуна  включает  две  фазы—
феррит  и  цементит.
 Так  как  цементит  метастабилен,  белые  чугуны  легче  полу¬
чить  путем  относительно  быстрого  охлаждения,  поскольку  мед¬
ленное  охлаждение  способствует  выделению  графита.  Ранее  было
показано  (см.  гл.  17),  что  образование  цементита  требует  диффу¬
зии  углерода  на  более  короткие  расстояния,  чем  образование
графита.  Таким  образом,  условие  минимума  свободной  энергии
выделяющейся  фазы  не  является  обязательным,  если  может  су¬
ществовать  другая  фаза,  способная  образоваться  быстрее.
 На  практике  большинство  белых  чугунов  содержит  неко¬
торое  количество  кремния  —  от  0,4  до  1,3%  (по  массе),  а  также
элементы,  стабилизирующие  цементит.  Поскольку  эти  добавки
невелики,  структуры  можно  интерпретировать  исходя  из  мета¬
стабильной  диаграммы  состояния  железо—цементит;  при  этом
следует  учесть,  что  из-за  наличия  инородных  элементов  положе¬
ния  эвтектической  и  эвтектоидной  точек  несколько  изменяются.
 2.  СЕРЫЕ  ЧУГУНЫ  (ф.  191  и  192)
 В  серых  чугунах  большая  часть  углерода  выделяется  в  виде
графита  и,  следовательно,  затвердевание  этих  чугунов  проис¬
ходит  в  соответствии  как  со  стабильной,  так  и  с  метастабильной
диаграммами  состояния.  Большинство  серых  чугунов  содержит
относительно  большое  количество  кремния,  а  также  и  других
элементов,  их  структуру  правильнее  относить  к  тройной  системе
железо—углерод—кремний.  Сплавы  железо-кремний  имеют  диа¬
грамму  с  ограниченной  у-областью,  тогда  как  диаграмма  состоя¬
ния  железо—углерод  имеет  расширенную  у-область;  таким
образом,  эти  два  элемента  —  кремний  и  углерод  —  оказывают
противоположное  влияние  на  переходные  температуры  железа.
Тем  не  менее,  для  содержаний  кремния  не  более  5%,  структуру
чугунов  можно  еще  интерпретировать  с  помощью  диаграммы
состояния  железо—углерод,  так  как  известно  соотношение,
которым  будет  определяться  положение  эвтектической  точки
в  зависимости  от  содержания  кремния  (рис.  83):
 С,
 %  (по  массе)  —  4,3  —
 Si,  %  (по  массе)
32
 Затвердевание  доэвтектических  серых  чугунов  происходит
в  соответствии  со  стабильной  диаграммой  состояния.  Оно  начи¬
нается  с  образования  первичных  дендритов  аустенита,  за  ко¬
торым  следует  возникновение  двойного  комплекса.  Затверде¬
вание  этого  комплекса  протекает  в  ячеистой  форме,  в  которой
 Рис.  83  (Е.  Пивоварский)
 графит  присутствует  в  виде  тонких  чешуек,  поверхность  которых
приблизительно  параллельна  плотноупакованным  плоскостям
атомов  углерода.
 При  низком  содержании  углерода  до  начала  отделения  двой¬
ного  комплекса  первичные  дендриты  аустенита  растут  значи¬
тельно  и  поэтому  объем,  занятый  графитными  пластинками,
ограничен  (ф.  191/7,  8).  Наиболее  длинные  чешуйки  лежат  в  меж¬
дендритных  пространствах.  Они  изгибаются  и  деформируются
из-за  давления  дендритов,  продолжающих  расти  из  эвтекти¬
ческого  аустенита.  В  противоположность  этому  для  концентра¬
ций  углерода,  близких  к  эвтектической,  ячейки  двойного  ком¬
плекса  имеют  значительно  большую  свободу  роста  (ф.  191/1),
пока  они  не  столкнутся  друг  с  другом.
 Термин  двойной  комплекс  применен  здесь  для  обозначения
аустенито-графитовой  эвтектики,  которая  выделяется  при  со-
 83

держании  углерода  в  жидкости  порядка  4,25%  и  является  ти¬
пичным  примером  аномальной  эвтектики.
 Хотя  обе  фазы  (аустенит  и  графит)  растут  более  или  менее
одновременно,  взаимосвязь  при  зарождении  отсутствует,  а
рост  не  когерентен.  Одна  из  фаз,  аустенит,  заметно  превосходит
другую  по  массе  и  объему,  тогда  как  другая  фаза,  графит,  имеет
значительно  более  высокую  температуру  плавления.
 Рост  кристаллов  графита  можно  представить  следующим
образом.  Зародыш  кристалла  образуется  в  жидкости  и  растет
сначала  совершенно  свободно,  пока  не  образуются  небольшие
пластинки.  В  непосредственной  близости  от  этого  кристалла
концентрация  углерода  низка,  в  этой  области  появляется  заро¬
дыш  аустенита,  который  растет  очень  быстро  и  покрывает  грани
графитной  пластинки  сначала  частично,  а  затем  полностью.
Однако  концы  кристалла  графита  все  еще  находятся  в  контакте
с  жидкостью  и  этот  кристалл  продолжает  увеличивать  свои  раз¬
меры  за  счет  диффузии  углерода  через  аустенитную  оболочку,,
но  главным  образом  путем  непосредственного  роста  из  расплава.
После  того  как  кристалл  графита  окажется  полностью  окружен¬
ным  оболочкой  аустенита,  последующий  рост  возможен  только
за  счет  диффузии  углерода  через  оболочку.
 В  доэвтектических  чугунах  обычно  обнаруживается  графит
пластинчатой  формы.  Очень  чистые  сплавы  железо—углерод—
кремний  имеют  тенденцию  к  образованию  дисперсного  графита
(ф.  191/7).  Этому  способствует  перегрев  расплава,  быстрое  ох¬
лаждение  и  наличие  титана.  Сера  благоприятствует  образованию
более  грубых  графитовых  пластинок.
 Таким  образом,  пластинчатый  графит  образуется  и  растет
из  жидкости.  Во  время  свободного  роста  кристалл  принимает
свою  нормальную  форму.  Скорость  роста  вдоль  основной  плос¬
кости  гексагонального  кристалла  графита  во  много  раз  выше
скорости  роста  вдоль  оси  с.  Результатом  является  образование
удлиненных  графитовых  пластин.
 В  заэвтектических  чугунах  при  высоком  содержании  угле¬
рода  графит  отделяется  очень  быстро  и  даже  всплывает  на  по¬
верхность  расплава.  Эти  графитовые  пластинки  относительно
длинные  непрямые.  Они  растут  свободно  из  жидкости  (ф.  191/3;
192/1,  2).  Эвтектические  кристаллы  графита  всегда  изогнуты  и
скрученьггтак  как  вначале  идет  свободный  рост,  который  вскоре
задерживается  покрывающим  их  аустенитом  (ф.  191/1).
 При  охлаждении  после  затвердевания  распад  аустенита
в  соответствии  со  стабильной  диаграммой  начинается  с  образо¬
вания  заэвтектоидного  графита  (ф.  191/3).  В  соответствии  с  диа¬
граммой  состояния  железо—углерод—кремний  при  комнатной
температуре  сплав  должен  состоять  из  двух  фаз:  ферритной
матрицы  и  распределенных  внутри  ее  частиц  графита.
 Такая  структура  получается  редко.  Для  получения  феррит¬
ной  матрицы  требуется  чрезвычайно  медленное  охлаждение,
которого  трудно  достигнуть,  или  очень  высокое  содержание  крем¬
ния,  который  делает  феррит  хрупким  (ф.  191/8).
 Наиболее  часто  при  затвердевании  и  в  начале-Последующего
охлаждения  превращения  протекают  в  соответствии  со  стабильной
диаграммой  состояния,  но  при  дальнейшем  охлаждении  возвра¬
щаются  к  метастабильной  диаграмме,  как  правило,  при  определен¬
ной  промежуточной  температуре,  значение  которой  лежит  между
эвтектической  и  эвтектоидной  температурами  или  немного  выше
эвтектоидной  температуры.  Распад  аустенита  заканчивается
образованием  либо  цементита,  либо  последовательно  феррита
и  перлита,  либо  просто  перлита.  Поэтому  в  серых  чугунах  со¬
держится,  как  правило,  пластинчатый  или  переохлажденный
графит.
 3. 	ЧУГУНЫ  С  ШАРОВИДНЫМ  ГРАФИТОМ
 В  никельуглеродистых  сплавах  или  во  время  быстрого  ох¬
лаждения,  или  во  время  медленного  охлаждения  с  добавками
кальция,  магния,  церия  образуется  шаровидный  графит,  кото¬
рый  не  оказывает  на  свойства  металла  такого  вредного  влияния
(эффект  надреза),  как  пластинчатый.  Это  заставило  литейщиков
искать  способ  получения  чугунов  с  шаровидным  графитом,  т.  е.
пластичных  чугунов.
 Шаровидный  графит  состоит  из  нескольких  кристалли¬
тов,  выросших  из  общего  центра,  при  этом  плотноупакованные
плоскости  кристаллов  графита  расположейы  под  прямым  углом
к  радиусу  сфероида  (рис.  84).  Образованию  этой  структуры  спо¬
собствуют  добавки  церия,магния  или  кальция(ф.  191/4,6;  192/3).
 Если,  например,  добавить  магний  в  .расплав,  который  при
нормальных  условиях  затвердевания  дал  бы  серый  чугун,  то
при  охлаждении  в  тех  же  условиях  получается  белый  чугун.
Если,  несмотря  на  добавку  магния  в  расплав,  требуется  получить
серый  чугун,  то  необходимо  значительно  увеличить  графитизи-
рующую  способность  жидкости  либо  выбором  более  высокого
 S4
 исходного  содержания  кремния,  либо  добавлением  ферросили¬
ция  после  присадки  магния.  Последний  метод  увеличивает  гра-
фитизирующую  способность  жидкости  из-за  повышения  содер¬
жания  кремния  и  одновременно  из-за  модифицирующего  эф¬
фекта  ферросилиция.
 В  то  время  как  пластинчатый  графит  обычно  выделяется
в  ликвационных  зонах,  шаровидный  графит  образуется  внутри
зерен  первичного  аустенита.  По-видимому,  рост  сфероидов  про¬
текает  путем  диффузии  углерода  из  жидкости  к  кристаллам
 Рис.  84.  (X.  Морроу)
 графита  через  оболочку  аустенита.  Если  считать  аустенит  го¬
могенным,  то  углерод  должен  диффундировать  к  растущему
кристаллу  с  одинаковой  скоростью  во  всех  направлениях,  что
обусловливает  шаровидную  форму  графита.  Образование  про¬
странства,  требуемого  для  роста  сфероида,  по-видимому,  до¬
стигается  путем  самодиффузии  железа  и  других  растворенных
в  аустените  элементов  в  противоположном  относительно  угле¬
рода  направлении  *.  Согласно  де  Си,  механизм  роста  шаровид¬
ного  графита  является  перитектическим.
 D'
 5' 	Рис.  85
 Появление  зародышей  при  введении  магния  и  результирую¬
щее  переохлаждение  приводят  к  тому,  что  графит  зарождается
при  температуре  TE'cf  несколько  более  низкой,  чем  ТЕ,С>.
 S  S
 Таким  образом,  в  жидком  чугуне  с  магнием  кристаллизация
первичного  аустенита  протекает  в  соответствии  с  удлиненной
кривой  солидуса  J  Е>Е.  При  температуре  ТЕ'С'  это  вызывает
 S 	S  S
 сильное  пересыщение  аустенита  (состав  Es,  а  не  Eg)  в  контакте
с  графитом  (рис.  85).
 Независимо  от  того,  образуется  ли  зародыш  графита  в  пере-
'сыщенном  аустените  или  в  жидкости  вблизи  поверхности  раздела
твердое  тело  —  жидкость,  где  концентрация  углерода  наиболь¬
шая,  во  всех  случаях  частицы  графита  очень  быстро  окружаются
аустенитом.  Таким  образом,  если  не  сразу,  то,  по  крайней  мере,
на  очень  ранней  стадии  графит  растет  за  счет  перитектического
процесса.  Кристаллы  графита,  так  же  как  и  аустенит  состава  Eg
в  контакте  с  графитом  и  состава  Es  в  контакте  с  жидкостью  растут
за  счет  жидкости  состава  Cs.  Градиент  концентрации  в  аустените
заставляет  углерод  непрерывно  диффундировать  с  поверхности
аустенитного  кристалла  по  направлению  к  кристаллу  графита,
что  компенсируется  подводом  углерода  из  жидкости.
 1  См.  Бунин  К.  П.  к  др.  «Основы  металлографии  чугуна».
•Изд.-во  Металлургия»  1969  (Прим.  ред.).  ■

4. 	ГРАФИТИЗИРУЮЩИЙ  ОТЖИГ  ЧУГУНОВ
 Ковким  называется  исходно  белый  чугун,  который  был
термически  обработан  в  окислительной  или  инертной  атмо¬
сфере,  в  результате  чего  основная  часть  углерода  была  удалена
(белосердечный  ковкий  чугун)  или  выделена  в  виде  хлопьев  —
агломератов  графитовых  частиц  (черносердечный  ковкий  чугун).
 Для  получения  ковкого  чугуна  путем  термической  обра¬
ботки  расплав  должен  затвердеть  в  виде  белого  чугуна,  так  как
если  во  время  затвердевания  образуется  графит,  то  он  будет
иметь  пластинчатую  форму,  создающую  эффекты  надреза.
 туры  имеют  сложные  составляющие,  например,  фосфидную  эв¬
тектику  на  границах  между  дендритами  (рис.  86).
 Хотя  растворимость  фосфора  в  железе  равна  0,25%,  соеди¬
нение  Fe3P  (фосфид  железа)  может  выделиться  при  затверде¬
вании  чугуна  с  содержанием  фосфора  выше  0,07%,  что  указывает
на  сильную  тенденцию  фосфора  ликвировать  в  железных  сплавах.
 Фосфид  железа  и  цементит  образуют  с  аустенитом  тройную
эвтектику,  имеющую  низкую  температуру  плавления  (950°  С,
называемую  «стэдитом»)  (ф.  195).
 Эти  области  стэдита  иногда  обнаруживаются  в  месте  с  боль¬
шими  участками  цементита  (ф.  196/2).  В  некоторых  случаях
 Рис.  86:
 В  —  1493°  С;  Ж.  +  6^tv;  С-1147°  С;  K.^V+Fe.C
(ледебурит);  £,  —  1050°  С;  Ж.  ^  а  +  Fe,P;  (Г  —  J)—
—  1005°  С;  Ж.  +  а  —►  V  +  Fe3P;  Е  —  950\С;
Ж.  ^  V  +  Fe3P  +  Ре8с"(стэдит);  (М  -  N)  —  745°  С;
V  +  Fe3P^a  -f  Fe,C;  S  —  723°  С; 	а  +  Fe3C
 (перлит)
 Эти  пластинки  графита  играют  роль  надрезов,  поэтому  даже
в  небольших  количествах  не  позволяют  получить  требуемую
пластичность  и  вязкость.
 Графитизирующую  термическую  обработку  проводят  в  окис¬
лительной  (получение  белосердечного  чугуна;  температура  от¬
жига  от  980  до  1050°  С)  или  инертной  (получение  черносердеч¬
ного  чугуна;  температура  отжига  от  870  до  950°  С)  атмосфере.
При  отжиге  цементит  распадается  на  аустенит  и  графит  по  всей
массе  отливки  и  при  получении  белосердечного  чугуна  одновре¬
менно  происходит  диффузия  углерода  к  поверхности,  где  он
окисляется.  После  длительного  нагрева  отливку  охлаждают.
В  зависимости  от  скорости  и  особенно  от  времени  охлаждения
в  результате  эвтектоидного  превращения  получается  ферритная,
перлитная  или  феррито-перлитная  матрица.
 Содержание  углерода  в  черносердечных  ковких  чугунах
обычно  ниже  (2,10—2,75%),  чем  в  белосердечных  (2,80—3,40  %).
 Чтобы  получился  при  затвердевании  белый  чугун,  содержа¬
ние  кремния  в  ковких  чугунах  должно  быть  достаточно  низким,
так  чтобы  графитизация  путем  термической  обработки  была  до¬
вольно  быстрой.  В  черносердечных  чугунах  содержание  крем¬
ния  обычно  выше,  это  компенсирует  низкое  содержание  углерода
и  придает  чугунам  соответствующие  литейные  свойства  и  спо¬
собность  к  графитизации.
 5. 	ФОСФИДНАЯ  ЭВТЕКТИКА  (ф.  195  и  196)
 В  промышленных  сталях  примеси  стремятся  концентри¬
роваться  в  той  части  жидкости,  которая  затвердевает  в  послед¬
нюю  очередь.  Этим  объясняется,  почему  некоторые  микрострук-
 фосфид  железа  выделяется  в  псевдобинарной  смеси  с  аустенитом
(ф.  196/3)  или  ферритом.  Во  время  охлаждения  после  затверде¬
вания  аустенит  обычно  превращается  в  перлит.
 Глава  20
 СОЕДИНЕНИЯ
 1.  КАРБИДЫ  (ф.  201—214)
 Большинство  металлов  образуют  с  углеродом  один  или
несколько  карбидов.  Например,  из  железа  и  углерода  получается
соединение  типа  FesC  —  цементит.  В  присутствии  легирующих
элементов,  таких  как  хром,  марганец,  никель,  молибден  и  др.
и  в  зависимости  от  содержания  углерода  и  легирующих  эле¬
ментов  в  стали  цементит  образует  с  этими  элементами  более  или
менее  обширные  твердые  растворы  или  замещается  другими  кар¬
бидами,  которые  отличаются  от  цементита  составом  стали  и  кри¬
сталлической  структурой.
 Гольдшмидт  предложил  классификацию  этих  карбидов
(рис.  87),  которая  учитывает  их  кристаллическую  структуру  и
расположение  входящих  в  них  металлов  в  периодической  системе.
 Согласно  Гольдшмидту  следует  особо  выделить  элементы  IV
и  V  групп  (ф.  210—213).  Они  образуют  карбиды  эквиатомного
 86

состава  типа  MeС  *,  с  кристаллической  решеткой  хлористого
натрия,  т.  е.  кубической,  причем  вершины  куба  заняты  попере¬
менно  атомами  углерода  и  металла.  Железо  не  растворяется
в  этих  весьма  устойчивых  карбидах.  В  сталях  они  находятся
 IV 	V 	V/ 	VII 	VIII
 1  —  куб  ическая;  2  —  гексагональная;  3  —  орторомбическая
 в  непосредственном  равновесии  с  ферритными  твердыми  раство¬
рами  даже  при  низких  концентрациях  углерода  (рис.  88).
 Среди  элементов  VI  группы  молибден  и  вольфрам  образуют
гексагональные  карбиды  типа  Me  С  и  Ме2С  (ф.  208;  209,  214).
 С
 Тантал  образует  аналогичный  карбид  Та2С.  В  карбидах  типа
МеС  каждый  атом  металла  имеет  шесть  углеродных  соседей  на
вершинах  тригональной  призмы  и  три  соседа  в  карбидах  типа
Ме2С.  В  противоположность  карбидам,  образованным  металлами
 С
 Рис.  89:
 I  —  кубический;  II  —  гексагональный
 IV 	и  V  групп,  гексагональные  карбиды  молибдена  и  вольфрама
не  находятся  в  равновесии  с  ферритом.  Вместо  этого  образуются
тройные  карбиды  Fe3  W3C,  Fe4W2C,  Fe3Mo3C  и  Fe4Mo2C  (ф.  214/5,
8).  Составы  этих  тройных  карбидов  могут  меняться  весьма  не¬
значительно  (рис.  89).
 •  Состав  этих  карбидов,  очевидно,  может  меняться  в  определенных
пределах.  В  частности,  при  удалении  атомов  углерода  металлы  V  группы
(ванадий  и  ниобий)  могут  образовать  карбиды,  состав  которых  несколько
отклоняется  от  эквиатомного.  Таким  образом,  существует  непрерывный
ряд  карбидов  от  Me  С  до  МелС.
 86
 Согласно  Гольдшмидту,  хром,  который  также  принадлежит
к  VI  группе,  представляет  переходный  элемент,  поведение  ко¬
торого  сравнимо  как  с  поведением  вольфрама  и  молибдена,
так  и  с  поведением  последних  двух  элементов  первого  переход¬
ного  ряда  —  никеля  и  кобальта.  Хром  отличается  от  вольфрама
и  молибдена  тем,  что  он  не  образует  тройного  карбида  с  железом,
но  сильно  растворяется  в  цементите.  Он  образует  три  карбида:
 С
 Рис.  90:
 1ш—  орторомбический;  II  —  гексагональ¬
ный;  III  —  кубический
 Сг23Св  (кубический)(ф.  205—207),Сг7С3  (гексагональный,  ф.  204)
и  Сг3С2  (орторомбический),  каждый  из  которых  растворяет
значительное  количество  железа  (рис.  90).  Степень  раствори¬
мости  железа  в  Сг7С3  так  велика,  что  это  исключает  возможность
существования  третьего  карбида  Сг3С2  в  равновесии  с  ферри¬
том.  Элементарная  ячейка  Сг23Сб  показана  на  рис.  91.  Ее  пе¬
риод  равен  10,64  кХ:  ячейка  содержит  92  атома  металла.  Она
 Рис.  91.  (Х.’Д.  Гольдшмидт)
 может  быть  разделена  на  восемь  кубов  меньшего  размера,  вер¬
шины  которых  попеременно  заняты  группами  атомов,  образую¬
щих  кубооктаэдры  и  кубы.  В  центре  каждого  восьмого  куба  су¬
ществует  дополнительный  атом.  В  карбиде  Сг23Сб  атомы  угле¬
рода  расположены  на  ребрах  основного  куба,  между  кубо-
октаэдрами  и  кубом,  так  что  каждый  атом  углерода  имеет  во¬
семь  соседних  атомов  металла.
 Сг23Сб  может  растворить  вольфрам  и  молибден  и  образовать
сложные  карбиды  типа  (Сг,  Fe,  W,  Мо)23С6.  Интересно  устано¬
вить  связь  между  структурами  этих  сложных  карбидов  и  струк¬
турами  тройных  карбидов  Fe4W2C,  Fe3W3C,  Fe4Mo2C  и  Fe3Mo3C.
 Только  атомы  хрома,  которые  лежат  в  центре  каждого
восьмого  куба  элементарной  ячейки  Сг23С6,  могут  быть  заме¬
щены  атомами  вольфрама  и  молибдена,  т.  е.  восемь  атомов  из  92

Это  в  значительной  степени  ограничивает  число  возможных  слож¬
ных  карбидов.  При  избытке  вольфрама  (молибдена)  образуются
карбиды  Fe4W2C  (Fe4Mo2C).
 В  кубическом  карбиде  Сг23Св  атомы  железа  могут  замещать
атомы  хрома,  образуя  тройной  карбид  типа  (Fe,  Сг)23Св.  Однако,
при  содержании  железа  выше  30%  этот  карбид  уступает  место
Fe3C,  за  исключением  случая,  когда  имеется  вольфрам  или  мо¬
либден.  По-видимому,  атомы  железа  замещают  атомы  хрома
в  Сг23Св  не  беспорядочно,  а  занимают  кубические  позиции.
Так  как  атомы  железа  меньше,  чем  атомы  хрома  (2,52  и  2,57  кХ
соответственно),  свободное  пространство  в  центре  каждого  вось¬
мого  куба  элементарной  ячейки  Сг23Св  (см.  рис.  91)  увеличивается
по  мере  того,  как  атомы  железа  замещают  атомы  хрома,  тогда
как  устойчивость  решетки  уменьшается.  Однако  при  наличии
атомов  вольфрама  и  молибдена,  которые  занимают  центр  каж-
 Рис.  92  (X.  Д.  Гольдшмидт)
 дого  восьмого  куба  в  Сг23С6  и  больший  размер  которых  (2,82
и  2,80  кХ  соответственно)  позволяет  им  заполнить  эти  центры,
хром  может  заместиться  большим  количеством  атомов  железа
и  полностью  вытесняться  атомами  железа.  Таким  образом,  полу¬
чаются  карбиды  состава  Fe21W2Ce  или  Fe21Mo2C3,  кристалли¬
ческая  структура  которых  подобна  кристаллической  структуре
Сг23Св.
 На  рис.  92  показана  кристаллическая  структура  тройного
соединения  Fe4W2C.  Элементарная  ячейка  его  является  куби¬
ческой,  как  и  элементарная  ячейка  Сг23Св.  Тетраэдрические
позиции  заняты  атомами  железа,  а  октаэдрические  —  атомами
железа  и  вольфрама.  Эти  позиции  расположены  так,  что  атомы
углерода  (которые  находятся  на  диагоналях  куба)  имеют  шесть
соседних  атомов  вольфрама  в  той  же  взаимной  ориентации,
как  и  в  гексагональном  карбиде  W2C.  В  соединении  Fe4W2C
близкими  соседями  атомов  углерода  являются  только  атомы
вольфрама.  Однако  может  произойти  значительное  замещение
железа  вольфрамом/  так  что  состав  этой  фазы  фактически  ме¬
няется  от  Fe4W2C  до  Fe3W3C.
 В  железомолибденовых  карбидах  атомы  молибдена  занимают
положения,  указанные  выше  для  атомов  вольфрама.
 Рассмотрим  теперь  металлы  VII  группы  первого  переход¬
ного  ряда,  т.  е.  железо,  кобальт  и  никель.  Системы  Ni—С  и
Со—С  сходны  с  системой  Fe—С  тем,  что  метастабильные  орто¬
ромбические  карбиды  Ni3C  и  Со3С  с  той  же  кристаллической
структурой,  что  и  цементит  Fe3C,  накладываются  на  устойчивое
равновесие  металл—графит.  Однако  карбиды  Ni3C  и  Со3С  не¬
устойчивы  и  в  противоположность  метастабильному  цементиту
не  встречаются  в  сталях.
 Никель  и  кобальт  до  некоторой  степени  растворяются  в  це¬
ментите  (рис.  93).  Цементит  является  орторомбическим  карби¬
дом  (рис.  94),  (ф.  201—203).  Каждый  атом  углерода  имеет  шесть
соседних  атомов  железа,  расположенных  почти  так  же,  как  в  кар¬
биде  WC,  но  решетка  цементита  искажена,  при  этом  расстояние
между  атомами  железа  и  углерода  меняется  от  1,85  до  2,15  кх1.
 1  L  i  р  s  о  n  Н.  and  Р  е  t  с  h  N.  J.  J.  Iron  and  Steel  Inst.,  142
(1940),  95.
 Марганец,  который  принадлежит  к  VII  группе,  ведет  себя
подобно  хрому,  как  переходный  элемент.  С  одной  стороны,  он
образует  устойчивый  карбид  Мп3С,  аналогичный  Fe3C;  как  по-
 С
 казано  на  тройной  диаграмме  состояния  Fe—Мп—С(рис.  95),  об¬
ласть  твердых  растворов  простирается  между  Fe3C  и  Мп3С
при  содержании  углерода  25%  (ат.)  С  другой  стороны,  марганец
 образует  карбиды  Мп23Св  и  Мп7С3,  которые  аналогичны  соот¬
ветствующим  карбидам  хрома  Сг23Св  и  Сг7С3.  Однако  эти  кар¬
биды  встречаются  только  в  сплавах  с  очень  высоким  содер-
 С
 жанием  марганца.  Сплавы  с  низким  содержанием  марганца
обычно  содержат  феррит,  аустенит  и  твердый  раствор  марганца
в  цементите.
 2. 	НИТРИДЫ  И  БОРИДЫ  (ф.  221—223)
 При  образовании  твердых  растворов  имеются  две  возмож¬
ности:  либо  замещение,  либо  внедрение  растворенных  атомов
в  свободные  пространства  между  атомами  растворителя.  Твер¬
дые  растворы  внедрения  обычно  образуются  в  тех  случаях,  когда
 87

диаметр  растворенного  атома  значительно  меньше,  чем  диаметр
атомов  растворителя.  Элементами,  которые  наиболее  склонны
к  образованию  твердых  растворов  такого  типа,  являются  угле¬
род,  азот,  водород  и  в  меньшей  степени  бор.
 Азот  является  у-стабилизирующим  элементом.  Согласно
некоторым  данным,  его  максимальная  растворимость  в  а-же-
лезе  при  590°  С  равна  0,10%  (по  массе)  и  резко  уменьшается
с  понижением  температуры,  достигая  Ы0~2%  (по  массе)  при
300°  С  и  менее  5  •  10“  3%  (по  массе)  при  200°  С.
 В  отсутствии  элементов,  которые  стабилизируют  азот,
например  алюминия,  титана,  железо  и  очень  мягкие  стали,  со¬
держащие  более  0,005%  N,  подвержены  старению,  т.  е.  после
более  или  менее  быстрого  охлаждения  от  600—700°  С  как  до,
так  и  после  холодной  деформации  их  физические  свойства  из¬
меняются  во  времени.  Эти  изменения  могут  быть  ускорены  на¬
гревом  до  относительно  низкой  температуры  (^250°  С)—  эта
обработка  известна  как  «искусственное  старение».
 Старение  возможно,  если'1)  легирующие  элементы  при  вы¬
соких  температурах  входят  в  твердый  раствор;  2)  с  понижением
температуры  их  растворимость  уменьшается.
 При  закалке  сплава  его  высокотемпературное  состояние
сохраняется  при  комнатной  температуре,  но  полученный  таким
образом  твердый  раствор  является  пересыщенным  и  метаста-
бильным.  Поэтому  он  стремится  к  стабильному  состоянию  и
распадается.  Скорость  процесса  бесконечно  мала  при  очень
низких  температурах,  но  уже  при  комнатной  температуре  имеет
заметную  величину.  При  нагреве  сплава  распад  протекает  бы¬
стрее  и  может  полностью  завершиться.  В  результате  этого  про¬
цесса  изменяются  механические  свойства  сплава;  его  называют
дисперсионно  твердеющим.
 Структурные  изменения  при  старении  составляли  предмет
многочисленных  исследований.  По-видимому,  как  только  об¬
разуется  пересыщенный  твердый  раствор  внедрения  азота  в  фер¬
рите,  он  стремится  к  выделению  растворенных  атомов.  Эти  атомы
диффундируют  через  металл  и  собираются  на  различных  де¬
фектах  решетки  ферритной  матрицы,  где  они  соединяются  с  же¬
лезом,  образуя  нитриды.  Ниже  250°  С  первым  образуется  ни¬
трид  FeieN2,  называемый  также  переходной  фазой  а".  Эта  фаза
имеет  тетрагональную  структуру  с  сильно  искаженной  решеткой,
ее  зарождение  требует  относительно  низкой  энергии  активации.
Позже  за  счет  исходного  нитрида  образуется  зародыш  Fe4N
или  у'-фаза  с  кубической  кристаллической  решеткой  (рис.  96).
 Наличие  в  сплаве  сильных  раскислителей,  таких  как  титан,
алюминий  и  др.  значительно  влияет  на  процесс  старения  и  ох¬
рупчивания.  Так  как  их  сродство  к  азоту  также  очень  велико,
они  связывают  этот  элемент  в  стабильные  и  почти  нерастворимые
нитриды  (TiN,  A1N1  и  др.)  и  поэтому  предотвращают  старение
и  охрупчивание.
 Бор,  по-видимому,  образует  твердый  раствор  замещения
с  a-железом  и  твердый  раствор  внедрения  с  у-железом.1  Силь¬
ное  действие  бора  на  прокаливаемость  сталей  было  обнаружено
сравнительно  недавно.  Достаточно  0,0005—0,003%  В,  чтобы
задержать  выделение  доэвтектоидного  феррита,  не  изменяя
его  температуры.  Аналогично  этому  бор  практически  не  влияет
на  положение  точки  AfH.  Это  особое  поведение  бора  использовали
при  создании  с  США  низколегированных  бористых  сталей,
свойства  которых  экивалентны  свойствам  легированных  сталей
со  значительно  более  высоким  содержанием  легирующих  эле¬
ментов.
 Добавки  бора  не  должны  превышать  0,01%,  чтобы  избежать
охрупчивания  в  результате  образования  боридов  (ф.  223).
 1  Вопрос  о  типе  растворимости  бора  в  a-железе  является  спорным—
см.  Тавадзе  Ф.  Н.  и  др.  «Внутреннее  трение  металлов  и  спла¬
вов».  Изд-во  «Наука»,  1966  (Прим.  ред.).
 88
 3. 	ИНТЕРМЕТАЛЛИЧЕСКИЕ  СОЕДИНЕНИЯ
 (ф.  226—229)
 Соединениями  называются  фазы,  атомы  в  которых  геометри¬
чески  связаны  друг  с  другом.  Этим  соединение  отличается  от
твердых  растворов  *.
 Раньше  единственным  элементом,  способным  упрочнять
сталь,  считался  углерод.  Фактически  только  углерод  и  исполь¬
зовали  для  этой  цели  (высокопрочные  стали,  цементуемые  стали
и  т.  д.).  За  последние  20  лет  было  проведено  большое  количество
исследований  упрочнения  сталей  при  выделении  интерметал¬
лических  соединений.  Возможность  использования  такого  упроч¬
нения  была  исследована  для  двух  категорий  сплавов  замещения
на  основе  железа:  аустенитных  сталей,  используемых  при
высоких  температурах,  и  позднее  мартенситных  сталей,  обла¬
дающих  высокой  прочностью  при  комнатной  температуре.
 В  двойных  сплавах  на  основе  одного  из  переходных  метал¬
лов  (В),  например  марганца,  железа,  кобальта  или  никеля,
содержащих  легирующий  элемент  (А),  принадлежащий  IV
(титан),  V  (ванадий)  или  VI  (хром)  группе  периодической  систе¬
мы  элементов,  может  образоваться  большое  количество  фаз.
 В  настоящей  книге  невозможно  дать  даже  беглый  обзор
этих  фаз.  Будут  рассмотрены  лишь  некоторые  из  них,  а  чита¬
тель,  желающий  изучить  их  глубже,  отсылается  к  литературе,
приведенной  в  конце  книги,  а  также  к  многочисленным  трудам,
которые,  несомненно,  будут  опубликованы  в  ближайшем  буду¬
щем,  так  как  интерес  к  интерметаллидам  велик.
 Соединения  типа  В3А
 Соединения  типа  В3А  являются  наиболее  важными  интер¬
металлическими  соединениями.  Они  обычно  встречаются  в  виде
мелких  выделений,  диспергированных  в  матрице  (ф.  228/3,  4;
 Щ  Аи  Оси
Рис.  97
 229/4).  В  аустенитных  сплавах  выделению  фазы  этого  типа  благо¬
приятствует  наличие  титана.  Оказывают  влияние  также  добавки
кобальта,  особенно  в  мартенситных  сплавах  при  наличии  молиб¬
дена.
 Фазы  типа  В3А  проявляют  высокую  пластичность.  Эти  со¬
единения  имеют  плотноупакованную  упорядоченную  структуру
(сверхрешетку)  с  объемноцентрированой  кубической  элементар¬
ной  ячейкой  типа  Cu3Au  (рис.  97).
 Фазы  Лавеса  типа  АВ2
 Как  известно,  в  двойных  системах  могут  образоваться  фазы-
внедрения,  когда  атомный  диаметр  одного  из  элементов  значи¬
тельно  меньше,  чем  у  другого.  В  то  же  время,  если  атомные
диаметры  двух  компонентов  различаются  незначительно,  имеете»
тенденция  к  образованию  так  называемых  электронных  соеди¬
нений,  при  отсутствии  какого-либо  заметного  электрохимиче¬
ского  взаимодействия  между  атомами  двух  типов.  При  умеренном
различии  атомных  диаметров  возможны  фазы,  которые  пред¬
ставляют  собой  весьма  устойчивые  структуры,  состоящие  из
двух  элементов  в  различных  стехиометрических  соотношениях,
которые  обычно  соответствуют  простым  отношениям  чисел  атомов.
Этот  важный  класс  структур,  который  включает  большое  число
двойных  фаз  состава  АВ2,  наблюдается  для  элементов,  отноше¬
ние  атомных  диаметров  которых  равно  приблизительно  1,2  :  1.
Соединения,  принадлежащие  этому  классу,  обычно  называют
фазами  Лавеса.
 4  Это  определение  нельзя  считать  общепринятым  —-  см.  «Металло¬
ведение».  Изд.-во  «Наука»,  1971  (Прим.  ред.).

Фазы  Лавеса  кристаллизуются  в  одну  из  трех  систем,  изо¬
морфных  MgCu2,  MgZn2  или  MgNi2-
 Фазы  этого  типа  могут  встречаться  в  сплавах  на  основе
железа,  содержащих  титан,  ниобий,  тантал,  вольфрам  или  мо¬
либден  (ф.  228/2—4,  6;  229/4—6).  В  этом  случае  они  обладают
гексагональной  решеткой,  подобной  решетке  MgZn2  (рис.  98).
 Рис.  98
 Эти  фазы  вызывают  охрупчивание  сталей  при  комнатной
температуре,  но  менее  опасны  при  высокой  температуре.  Счи¬
тают,  что  они  образуются  при  6006  С  на  границах  зерен  и  потому
не  влияют  на  свойства  сплавов.  В  другой  связи  считают,  что  на¬
личие  от  4  до  6%  Мо  благоприятствует  общему  выделению  этих
фаз  в  объеме,  который  увеличивает  твердость  матрицы  при  ком¬
натной  температуре.
 /-фазы
 Образованию  %-фаз  благоприятствуют  такие  элементы,  как
хром  и  кремний,  которые  легко  поглощают  валентные  электроны.
Эти  фазы  принадлежат  к  категории  «электронных  соединений»,
или  «соединений  Юм-Розери»,  устойчивость  которых  определяется
отношением  числа  валентных  электронов  к  числу  атомов  в  эле¬
ментарной  ячейке.
 Структура  этих  фаз  изоморфна  со  структурой  а-марганца.
Они  не  встречаются  в  железных  сплавах,  содержащих  менее  трех
компонентов,  а  их  состав  обычно  является  сложным.  Например,
Х-фаза  встречается  в  хромоникелевых  сталях,  содержащих  боль¬
шое  количество  титана  и  молибдена,  после  выдержки  в  течение
более  1  ч  между  650  и  950°  С  (ф.  228/2—4,  6,  8).
 0-фаза
 Она  часто  встречается  в  железохромистых  сплавах  (рис.  99),
а  также  в  нержавеющих  сталях  типа  18/8;  ее  присутствие  яв¬
ляется  опасным.
 a-фазы  имеют  стехиометрический  состав  в  пределах  от  В4Л
до  ВЛ4.  Их  кристаллическая  структура  имеет  поразительное
сходство  со  структурой  [3-урана;  элементарная  ячейка  тетра¬
гональна  и  содержит  30  атомов  (рис.  100).  Для  железохромистой
фазы  с  =  4,559  кХ  и  а  =  8,790  кХ.  Ячейка  имеет  горизонталь¬
ные  атомные  плоскости,  соответствующие  базисным,  а  также
расположенные  на  половине  расстояния  между  ними,  причем
атомы  в  этих  плоскостях  находятся  один  над  другим.  Между
этими  плоскостями  находятся  атомные  слои,  расположенные
в  гексагональной  последовательности.  Все  эти  слои  одинаковы,
но  повернуты  относительно  друг  друга  на  90°  и  смещены  на  по¬
ловину  диагонали  основания  элементарной  ячейки  (рис.  101).
Факторы,  контролирующие  существование  этой  структуры,  по¬
ка  не  известны.  Вертикальное  расстояние  между  атомами  в  раз¬
ных  плоскостях  равно  2,28  кХ.  Это  расстояние  не  было  бы  значи¬
тельно  больше,  если  бы  атомы  не  лежали  точно  вертикально
друг  над  другом.  Межатомное  расстояние  в  у-железе  (координа¬
ционное  число  12)  равно  2,52  кХ,  тогда  как  в  a-железе  (коорди¬
национное  число  8)  оно  равно  2,477  кХ.  Оба  этих  значения  на¬
много  превышают  вертикальное  межатомное  расстояние  в  струк¬
туре  a-фазы.  Межатомное  расстояние  в  объемноцентрированном
хроме  равно  2,49  кХ.  И  здесь  эта  величина  больше,  чем  2,28  кХ.
 12  Металлография  железа,  том  I
 Следовательно,  независимо  от  того,  атомы  какого  типа  занимаю-
положения  в  плоскости  в  a-фазе,  какие-то  силы  упаковывают
их  значительно  плотнее,  чем  в  любом  из  чистых  элементов.  Это
 Рис.  99
 позволяет  предположить,  что  электронные  структуры  фазы  и
чистых  элементов  сильно  различаются.  Вероятно,  атомы,  на¬
ходящиеся  в  различных  позициях,  могут  иметь  различную  ва¬
лентность,  как  это  имеет  место  в  а-марганце.
 Рис.  100  (В.  Юм-Резери  —Г.  В.  Рейнор)
 Природе  a-фазы  посвящено  много  теорий;  ее  образование
сравнивали  с  возникновением  сверхрешетки.  Эта  интерпрета¬
ция  маловероятна  потому,  что  структура  сложна  и  диапазоны
состава  в  различных  системах  не  обязательно  включают  экви-
 Рис.  101  (В.  Юм-Розери  —  Г.  В.  Рейнор)
 атомное  соотношение.  Влияние  a-фазы  на  поведение  некоторых
сплавов  заставляет  предположить,  что  она  является  электронным
соединением.
 Ясно,  что  электронный  фактор  играет  большую  роль  в  опре¬
делении  состава  фазы  и  интересно  отметить,  что  дифракционные
картины  соответствуют  наличию  весьма  асимметричной  первой
зоны  Бриллюена,  способной  содержать  1,7  электрона  на  атом.
 89

Однако  пока  невозможно  объяснить  эту  структуру  особенно  из-за
неопределенного  мнения  относительно  эффективных  валентностей
переходных  металлов.
 о-фаза  образуется  в  большинстве  аустенитных  нержавеющих
сталей  после  выдержки  их  в  течение  длительного  времени  при
температурах  от  500  до  900°  С  (ф.  226  и  227).  Она  вызывает  охруп¬
чивание  при  температурах  от  комнатной  приблизительно  до
800°  С.  Однако  форма  и  распределение  о-фазы  в  матрице  может
значительно  изменить  ее  влияние  на  механические  свойства  ста¬
лей.
 Образование  о-фазы  может  быть  ускорено  в  присутствии
другой  богатой  хромом  фазы,  например  6-железом  или  карбидом
типа  Ме2ъСп  (ф.  229/7).
 Глава  21
 КЛАССИФИКАЦИЯ  КРИВЫХ
ПРЕВРАЩЕНИЯ  И  СМЕШАННЫЕ
СТРУКТУРЫ  (ф.  231—248)
 Первые  кривые  изотермического  превращения  были  построе¬
ны  Э.  С.  Бейном  и  Е.  С.  Давенпортом  в  1930  г.  С  тех  пор  стало
известно  большое  количество  этих  кривых  для  сталей,  чугунов,
медных  и  других  сплавов.
 По  мере  увеличения  числа  и  концентрации  легирующих
элементов  кривые  изотермического  превращения  все  более  услож¬
няются.  До  сих  пор  не  проведено  систематическое  исследование
 Рис.  102.  Эвтектоидная  сталь,  кривые  изотермического  превращения.
1,  2,  3,  4  —  номера  образцов  (Юнайтед  Стейтс  Стил  Корпорейшн)
 влияния  легирующих  элементов  на  превращения  в  сталях,  однако
анализ  существующих  диаграмм  позволяет  выделить  несколько
типов  диаграмм.  Ф.  Моррал  и  И.  Дардел  установили  пять  таких
типов,  каждый  из  которых  содержит  несколько  подклассов.
 Кривые  различаются  формой  участков,  соответствующих
трем  реакциям  превращения.  Образование  равновесных  структур
(феррит,  перлит),  мартенситных  структур  и  промежуточных
бейнитных  структур  может  происходить  в  одинаковых  или  резко
различных  интервалах.  S-образная  форма  кривой,  обнаруженная
Давенпортом  и  Бейном  для  эвтектоидной  стали,  фактически  яв¬
ляется  результатом  наложения  двух  превращений.
 Класс  А  включает  стали,  для  которых  кривые  перлитного  и
бейнитного  превращения  совпадают  (ф.  231—234).
 Класс  В  включает  стали,  для  которых  указанные  кривые
совпадают  по  шкале  времени  но  различаются  по  температуре
(ф.  235—241).
 Класс  С  включает  стали,  для  которых  положения  кривых
превращения  различны  как  по  времени,  так  и  по  температуре,
хотя  наложение  превращений  все  еще  возможно  (ф.  242—244).
 90
 В  классах  Д  и  Е  превращения  разделяются  широким  интер¬
валом.  Кроме  того,  одно  из  них,  перлитное  превращение  в  клас¬
се  Д  (ф.  245—248)  и  бейнитное  превращение  в  классе  Е,  являются
сильно  замедленными.
 Каждый  из  этих  классов  был  разделен  на  подклассы  в  зави¬
симости  от  того,  образуется  ли  феррит  как  доэвтектоидный  или
в  верхней  области  бейнитного  превращения.
 Рис.  103  (М.  С.  Бартон):
 	кривые  изотермического  превраще¬
ния;  	кривые  превращения  при  не¬
 прерывном  охлаждении  (термокинетические
диаграммы)
 Вообще  говоря,  легирующие  элементы  замедляют  превра¬
щения  и  понижают  скорости  реакций.  Кобальт  является  исклю¬
чением  из  этого  правила,  он  уменьшает  инкубационный  период
перлитного  превращения.
 Другие  элементы  можно  разделить  на  две  категории  в  зави¬
симости  от  их  влияния  на  распад  аустенита:
 1.  Элементы,  качественное  влияние  которых  подобно  влия¬
нию  углерода.  Они  замедляют  образование  перлита  и  бейнита  и
 Рис.  104.  Кривые  превращения  при  непрерывном  охлаждении
марганцовистой  стали^состава:  0,224%  С;  0,226%  Si;  1,498%  Мп;
0,022%  Р;  0,020%  S;  0,37%  Ni;  0,33%  Cr;  0,125%  Mo;  0.054%  А1
 понижают  температуру  Мн.  Элементы,  принадлежащие  к  этой
группе,  как  правило,  образуют  менее  устойчивые  карбиды,  чем
цементит.  Наиболее  важными  являются  никель  и  марганец.
Медь,  кремний,  фосфор  и  сера  ведут  себя  также,  но  их  влияние
менее  заметно.
 2.  Элементы,  которые  замедляют  образование  феррита  силь¬
нее,  чем  образование  бейнита,  а  также  понижают  температуру  Мн.
Таковыми  являются  хром  и  молибден;  они  значительно  замедляют
перлитную  реакцию  и  немного  бейнитную.  Эти  элементы  пони¬
жают  температуру  образования  бейнита  так  же,  как  никель  и

марганец,  но  кроме  того,  повышают  температуру,  при  которой
образуется  перлит.  Для  разделения  этих  двух  реакций  в  отсут¬
ствие  других  элементов  небольшие  добавки  молибдена  (менее
0,25%)  или  хрома  (менее  0,5%)  недостаточны.
 При  более  высоких  концентрациях,  например,  между  0,5
и  1,5%  Сг  или  0,25  и  1%  Мо,  разделение  двух  реакций  является
весьма  четким.  Для  еще  более  высоких  содержаний  реакции
полностью  разделяются  и  между  ними  вблизи  500°  С  остается
область  метастабильного  аустенита.  И  наконец,  влияние  бора,
титана  и  ванадия  сравнимо  с  влиянием  хрома.  Эти  элементы  за¬
медляют  образование  доэвтектоидного  феррита,  но  имеют  мень¬
шее  влияние  на  перлит  и  бейнит.
 Сочетание  двух  или  более  элементов  оказывает  сложное
влияние  на  превращения,  но  об  этом  влиянии  в  настоящее  время
мало  данных.  Например,  замедляющее  влияние  никеля  на  пер¬
литное  превращение  усиливается  в  присутствии  марганца,  мо¬
либдена  и  хрома.  При  3%  Ni  добавка  0,3%  Мп  более  эффективно
замедляет  перлитное  превращение,  чем  добавка  1%  Сг.
 Кривые  изотермического  превращения  зависят  не  только  от
состава  стали.  Температура  и  время  аустенитизации,  которые
влияют  на  размер  аустенитного  зерна  и  распределение  леги¬
рующих  элементов,  определенным  образом  сказываются  на  рас¬
положении  кривых  превращения.  Включения  и  нерастворенные
карбиды  обычно  ускоряют  превращения.  Более  того,  диаграмма
превращения  характеризует  одну  из  плавок,  а  не  марку  стали
в  целом,  так  как  изменения  в  составе  различных  плавок  стали
данной  марки  могут  вызвать  значительные  изменения  в  положе¬
нии  кривых.  И  наконец,  увеличение  размера  зерна  обычно  за¬
медляет  образование  перлита,  но  оказывает  небольшое  влияние
на  бейнитное  превращение.
 До  сих  пор  мы  рассматривали  только  кривые  превращения
изотермического  типа,  так  как  они  идеально  подходят  для  показа
основных  структур  (рис.  102  и  ф.  231).  К  сожалению,  эти  кривые
не  могут  быть  использованы  для  термических  обработок,  приме¬
няемых  в  настоящее  время  в  промышленности.  В  этом  случае
более  пригодны  термокинетические  диаграммы,  которые  показы¬
вают,  какие  структуры  образуются  во  время  непрерывного  охла¬
ждения  с  различными  скоростями.  Эти  структуры  бывают  часто
очень  сложны.
 Как  схематически  показано  на  рис.  103  (см.  с.  90)  структура
стали  приблизительно  эвтектоидного  состава  изменяется  от  мар¬
тенсита,  когда  скорость  охлаждения  очень  велика  (ф.  234/5—8)
до  более  или  менее  тонкопластинчатого  перлита,  наряду  с  которым
может  присутствовать  некоторое  количество  доперлитного  фер¬
рита,  если  скорость  охлаждения  мала  (ф.  232/2—6).  При  проме¬
жуточных  скоростях  охлаждения  сочетание  этих  двух  структур
(пластинки  очень  тонкопластинчатого  перлита  и  мартенсита)
наблюдается  в  оптическом  микроскопе  (ф.  233/1—6).  Обычно
можно  также  вызвать  образование  продуктов  промежуточного
превращения.  Их  лучше  наблюдать  при  помощи  электронного
микроскопа  (рис.  104,  ф.  235  и  236).
 Термокинетические  диаграммы  превращения  интерпрети¬
руются  с  помощью  кривых  охлаждения,  соответствующих  конк¬
ретным  условиям  охлаждения  стали.  Диаграммы  дают  информа¬
цию  о  развитии  превращения  в  зависимости  от  температуры  и
времени.  Применение  этих  диаграмм  будет  описано  во  второй
части  книги.
 На  микрофотографиях  231—248  показано  несколько  ми¬
кроструктур,  полученных  путем  превращения  при  непрерыв¬
ном  охлаждении.

ЛИТЕРАТУРА
 Гл.  t  и  2
 1. 	В  г  u  h  a  t  G.  Cours  de  Physique  Generale  —  Optique.  Ed.
Masson  et  Cie.  Paris,  1942.
 2. 	F  г  e  u  n  d  H.  Handbuch  der  Mikroskopie  in  der  Technik.
B.  1.,  1957;  B.  3,  1960,  Umschau-verlag.  Frankfurt  Main.
 3. 	M  i  c  h  e  1  K.  Die  Wissenschaftliche  und  angewandte  Photo-
graphie.  В.  X.  Die  Mikrophotcgraphie,  Springer-Verlag,
Wien,  1957.
 4. 	F  г  a  n  с  о  n  M.  Le  microscope  a  contraste  de  phase  et  con-
traste  interferentiel.  Paris,  1954,  Service  des  Publications
du  Centre  National  de  la  Recherche  Scientifique.
 5. 	G  a  b  1  e  r  F.  u.a.  Berg-  und  Hiittenmannische  Manatshefte,
104,  (1959),  152.
 6. 	Лозинский  M.  Высокотемпературная  металлография.
Машгиз,  1956.
 7. 	M  i  t  s  c  h  e  R.  u.  a.  Aluminium,  37,  (1961),  652.
 Гл.  3  и  4
 8. 	Von  Ardenne  M.  Elektronen  Obermikroskopie.  Sprin¬
ger  Verlag,  Berlin,  1940.
 9. 	Von  Ardenne  M.  Tabellen  der  Elektronenphysik  und
LJbermicroskopie.  I,  II,  V.  E.  B.  Deutsch  Verlag  der  Wissensch.,
Berlin,  1956.
 10. 	C  h  a  1  m  e  г  s  B.,  and  Q  u  a  r  r  e  1  I  A.  G.  The  Physical
Examinations  of  Metals.  Edward  Arnold  (Publishers),  Ltd.,
London,  1960.
 11. 	Hall  С.  E.  Introduction  to  Electron  Microscopy.  McGrow-
Hill  Book  Comp.  Inc.,  New  York,  1953.
 12. 	M  a  g  n  a  n  C.  Traite  de  Microscopie  Electronique.  Hermann
ed.  Paris,  1961.
 13. 	W  у  с  k  о  f  f  R.  W.  G.  Electron  Microscopy-Technique
and  Applications.  Interscience,  New  York,  1949.
 14. 	F  e  г  t  Ch.  Interferences,  Diffraction  en  Optique  electronique
et  leurs  applications  a  la  microscopie.  Traite  de  Microscopie
Electronique,  333—390,  Hermann  ed.,  Paris,  1961.
 15. 	Stoianova  I.  G.  Certaines  Applications  de  la  Methode
du  Champ  Noir  en  Microscopie  Electronique.  Journees  Inter¬
nationales  de  Microscopie  Electronique  Appliquee  a  l'lndu-
strie,  Liege,  1956,  Revue  Universelle  des  Mines,  9-e  serie,
XII,  №  10  (1956),  438—446.
 16. 	The  Proceedings  of  the  European  Regional  Conference  on
Electron  Microscopy.  Delft,  1960,  v.  I.
 Гл.  5
 17. 	Von  Borries  B.  Z.  Physik,  116(1940),  370.
 18. 	F  e  г  t  Ch.  Observation  Directe  des  Surfaces  au  Microscope
Electronique  —  Le  Microscope  Electronique  par  Reflexion.
Journees  Internationales  (e  Microscopie  Electronique  Appli¬
quee  a  l'Industrie,  Liege,  1956,  Revue  Universelle  des  Mines
9-e  serie,  XII,  №  10,  (1956),  409—414.
 19. 	F  er  t  Ch.  Le  Microscope  Electronique  par  Reflexion.  Traite
de  Microscopie  Electronique,  279—290.  Hermann  ed.,  Paris,
1961.
 20. 	G  г  i  v  e  t  P.  Electron  Microscopy  in  Metallurgy.  Symposium
of  Metallurgical  Applications  of  the  Electron  Microscope,
Institute  of  Metals,  London,  1949.
 21. 	Baas  G.,  Rathenau  G.  W.  Physica,  17  (1951),  117;
Philips  Technical  Review,  (1956—1957),  3.
 22. 	В  a  s  E.  B.  Le  Vide,  96  (nov.-dec.  1961).
 23. 	D  ii  k  e  r  H.  Z.  Metallkunde,  51  (1960),  314,  377.
 24. 	Heidenreich  R.  D.  J.  Appl.  Phys.,  26  (1955),  757,  879.
 25. 	M  6  11  e  n  s  t  e  d  t  G.,  D  ii  k  e  г  H.  Optik,  10  (1953),  192.
 26. 	G  о  m  e  г  R.  Field  Emission  and  Field  Ionisation.  Haward
Un.  Press,  Cambridge,  U.  S.  A.,  1961.
 27. 	M  ii  1  1  e  r  E.  W.  In:  L.  Martin,  ed.  «Advances  in  Electronics
and  Electron  Physics»,  13,  Academic  Press,  New  York,
1960,  83.
 28. 	M  ii  1  1  e  г  E.  W.  In  G.  B.  Newkirk,  ed.  «Direct  observation
of  Imperfections  in  Cristals»;  Interscience  Publishers,  New
York,  1962,  77.
 Гл.  6
 29. 	X-ray  Microscopy  and  Microradiography.  Proc.  Cambridge
Symposium,  1956,  New  York,  Academic  Press,  1957.
 30. 	L  e  v  e  q  u  e  P.  Les  Applications  Industrielles  des  Radio¬
elements.  Ed.  Gauthier-Villars,  Collection  de  l'ANRT.
 31. 	Homes  et  Gouzou.  Revue  de  Metallurgie,  48  (mars
1951),  251-261.
 32. 	К  о  h  n  A.  Revue  de  Metallurgie,  50  (mars  1951),  219—235;
(fev.  1953),  139-152;  51  (juillet,  1954),  503—513.
 33. 	К  о  h  n  A.,  Doumerc  J.  Revue  de  Metallurgie,  52,
(mars  1955),  249—257.
 Гл.  9
 34. 	ASTM  Standards.  P.  3,  Methods  of  Testing  Metals,  1958,  556.
 35. 	Metals  Handbook,  T.  Lyman  ed.,  The  American  Society  for
Metals,  Ohio,  1948.
 36. 	Techniques  de  l'Ingenieur.  T.  I,  Metallurgie,  21,  rue  Cas¬
sette,  Paris,  VI,  1957.
 Гл.  tO
 37. 	Metals  Handbook,  48  edition,  T.  Lyman  ed.,  The  American
Society  for  Metals,  Ohio.
 38. 	L  u  c  a  s  F.  F.  Trans.  ASM,  24,  1  (1936).
 39. 	V  i  1  e  1  1  a  J.  R.  Metallographic  Technique  for  Steel,  ASM
ed.,  1938.
 40. 	ASTM  Standards,  P.  3.  Methods  of  Testing  Metals,  1958»
562—578.
 41. 	Jacquet  P.  Le  Pollissage  Electrolitique  des  Surfaces
Metalliques  et  ses  Applications,  I.  Aluminium,  Magnesium,
Alliages  Legers,  Metaux,  St-Germain-en-Laye,  1948.
 42. 	К  e  h  1  G.  L.  The  principles  of  Metallographic  Laboratory
Practice.  McGraw-Hill  Book  Co.,  Inc.,  New  York,  1949.
 43. 	T  e  g  a  г  t  W.  J.  The  Electrolitic  and  Chemical  Polishing
of  Metals  in  Research  and  Industry.  Pergamon  Press,  London,
1946.
 Гл.  It
 44. 	В  г  a  u  m  a  n  n  F.  und  Pier  G.  Atzverfahren  fur  hoch-
legierte  Chrom-  und  Chrom—Nickel—Stable  zum  Nachweis
von  Austenit,  Ferrit,  Sigmaphase  und  Karbiden.  Arch.  Eisen-
huttenwesen,  26,  (1955),  3,  145.
 45. 	C  i  h  a  1  V.,  Prazak  M.,  H  о  1  i  n  k  a  M.  Potencio-
stat  metallografii,  Hutnicke  Listy,  13  (1958),  6,  496.
 46. 	E  d  e  1  e  a  n  u  C.  The  Potentiostat  as  a  Metallographic  Tool.
J.  Iron  and  Steel  Inst.,  185  (1957),  4,  482.
 47. 	E  d  e  1  e  a  n  u  C.  A  Potentiostat  Technique  for  Studying
the  Acid  Resistance  of  Alloy  Steels.  J.  Iron  and  Steel  Inst.
Feb.  (1958),  122.
 48. 	I  t  о  N.,  Okamoto  G.  The  Potentiostatic  Etching  of
the  Metallographic  Structure  of  Stainless  Steel.  Trans.  Japan,
Inst.  Metals,  2  (1962),  2,  120.
 49. 	R  о  b  e  г  t  s  M.  H.  A  Potentiostat  for  Corrosion  Study.  Bri¬
tish  J.  Appl.  Phys.,  5  (1954),  10,  351.
 50. 	P  e  p  p  e  r  h  о  f  f  W.  Arch.  Eisenhiittenwesen,  32.  (1961),
269/73  und  651/53.
 51. 	Pepperhoff  W.,  В  u  h  1  e  r  H.  E.  Berg-  und  Hiitten-
mannische  Monatshefte,  109  (1964),  3,  73/76.
 52. 	Pepperhoff  W.  Arch.  Eisenhiittenwesen,  34  (1963),
767/80.
 53. 	P  e  p  p  e  r  h  о  f  f  W.  Quantitative  Auflichtmikroskopie  mit
Hilfe  aufdampfter  Interferenzschichten.  Arch.  Eisenhiitten-
wesen,  demnachst.
 54. 	В  ii  h  1  e  г  H.  E.  u.  a.  Zur  Frage  der  metallographischen
Restaustenitbestimmung  mit  Hilfe  des  Interferenzschichten-
Verfahrens.  Arch.  Eisenhiittenwesen,  demnachst.
 92

55.  C  a  s  t  a  i  n  g  R.  Onera,  Publ.  №  55  (1952).
 56. 	Castaing  R.,  Deschamps  J.  Ccmpte  Rendu  Acad.
Sc.,  238,  (1954),  1506.
 57.  Castaing  R.,  Laborie  P.  Compte  Rendu  Acad.
Sc.,  237  (1953),  1330.
 58. 	C  u  n  n  i  n  g  h  a  m  R.  L.  a.  o.  J.  Appl.  Phys.,  31  (1960),
5  839
 59. 	F  e  г  t  C.  Compte  Rendu  Acad.  Sc.,  238  (1954),  333.
 60. 	H  a  у  m  a  n  n  P.  et  Lecomte  C.  Compte  Rendu  Acad.
Sc.,  250  (1960),  530.
 61. 	H  о  1  1  a  n  d  L.  and  Sutherland  N.  Edwards  High
Vacuum  Research  Report,  №  117.
 62. 	Kohlschutter  V.,  Muller  R.  Z.  Elektrcchem.,
12  (1906),  365.
 63. 	M  a  s  s  e  у  H.  S.  W.,  Burshop  E.  H.  S.  Electronic
and  Ionic  Impact  Phenomena  (1952).
 64. 	M  с  C  u  t  c  h  e  о  n  D.  M.  J.  J.  Appl.  Phvs.,  20  (1949),  414.
 65. 	P  1  u  с  к  e  г  J.  Poggend.  Ann.,  103  (1858),  90.
 66. 	T  r  i  1  1  a  t  J.  J.  Le  Bombardement  Ionique.  Extrait  des
Colloques  Internationaux  du  Centre  National  de  la  Recherche
Siderurgique,  Paris,  113,  decembre,  1962,  I  a  34.
 67. 	T  r  i  1  1  a  t  J.  J.,  Sella  C.  Revue  de  Metallurgie,  56
 (1952),  2,  105.
 Гл.  12
 68. 	A  1  1  e  n  N.  P.  The  Application  of  the  Electron  Microscope
in  Metallography.  Symposium  on  Metallurgical  Applications
of  the  Electron  Microscope.  Institute  of  Metals.  (1949).
 69.  В  г  a  d  1  e  у  D.  E.  British  J.  Appl.  Phys.,  5,  Feb  1954,
65-66.
 70.  F  i  s  c  h  e  г  R.  B.  Applied  Electron  Microscopy.  Indiana
University  Press,  Bloomington,  1954.
 71. 	Habraken  L.  Sur  la  Metallographie  Electronique.  Vail-
lant-Carmanne,  S.  A.,  Imp.  Liege  (1953).
 72. 	H  a  1  1  С.  E.  Introduction  to  Electron  Microscopy,  McGraw-
Hill  Book  Co.  Inc.,  New  York,  1953.
 73. 	H  о  1  1  a  n  d  L.  Vacuum  Deposition  of  Thin  Films.  Chapman
and  Hall  Ltd.,  London,  1956.
 74.  N  e  s  t  1  e  r  G.  Elektronenmetallographie.  V.  E.  B.  Deu-
tscher  Verlag  fur  Grundstoffindustrie,  Leipzig,  1960.
 75. 	Le  Poole  J.  B.  and  Van  W  i  j  к  F.  Proceedings  A.  S.  T.  M.,
56  (1956),  409—414.
 76. 	R  e  i  m  e  r  L.  Elektronenmikroskopische  Untersuchungs-  und
Preparationsmethoden.  Springer-Verlag,  Berlin,  1959.
 77. 	S  m  i  t  h  E.,  Nutting  J.  British  J.  Appl.  Phys.,  7
(1956),  214.
 78. 	W  у  с  к  о  f  f  R.  W.  G.  Electron  Microscopy.  Interscience,
New  York,  1949.
 79. 	Forsyth  P.  J.  E.  and  Ryder  D.  A.  Some  results,
obtained  from  the  electron  microscopic  examination  of  the
fracture  surface  of  alloys.  Metallurgy  and  Physics  Depart¬
ment,  Royal  Aircraft  Establishment,  Farnborough,  Handshire,
England.  ’
 80. 	H  e  n  г  у  G.,  Plateau  J.  Utilisation  du  bromme  comme
agent  de  dissolution  du  metall  dans  la  preparation  de  repliques
microfractographiques  et  de  repliques  avec  extraction.  Com¬
munication  presentee  au  4-e  Congres  International  de  Micro¬
scopic  Electronique,  Berlin,  1958.
 81. 	Hunger  J.  und  Seeliger  R.  Metallforschung,  2
(1947),  65.
 82. 	N  u  t  t  i  n  g  J.  and  С  о  s  s  1  c  t  t  V.  E.  Metallurgical  App¬
lications  of  the  Electron  Microscope.  Institute  of  Metals,
Monograph  and  Report  Series  №  8,  57.
 83. 	Plateau  J.  e.  a.  Etude  mcrfologique  des  surfaces  de
repture  par  microscopie  electronique.  Revue  Universelle  des
Mines,  9-e  serie,  t.  XII,  10,  1956.
 84. 	P  1  a  t  e  a  u  J.  e.  a.  Quelques  nouvelles  applications  de  la
microfractographie.  Revue  de  Metallurgie  45  (mars  1957)
№  3,  200—216.
 85. 	P  1  a  t  e  a  u  J.  e.  a.  Complement  a  l'interpretaticn  des  images
fournies  par  la  microfractographie.  Metaux,  Corrosion  et
Industries,  33  (avril  1958),  392,  141—162.
 86. 	P  1  a  t  e  a  u  J.  e.  a.  Metaux,  26,  (1951),  235.
 87. 	Smith  E.,  Nutting  J.  British  J.  Appl.  Phys.,  7  (1956),
214.
 88. 	Z  a  f  f  e  C.  A.  and  G  1  о  g  g  Jr.  M.  A  New  Tool  for  Metal¬
lurgical  Research.  Trans.  A.  S.  M.,  34  (1945),  71.
 89. 	H  a  b  г  a  к  e  n  L.  Sur  la  Metallographie  Electronique,  Vail-
lant-Carmanne,  S.  A.,  Imp.,  Liege  (1953).
 90. 	H  i  1  1  i  e  г  J.  and  Ramberg  E.  G.  Proceeding  of  Conf.
on  Electron  Microscopy  (Delft  1949),  42.
 91. 	Ogorelec  Z.  Mikroskopie,  13  (1958),  204—206.
 92. 	W  i  1  1  i  a  m  s  R.  C.  and  W  у  с  к  h  о  f  f  R.  W.  G.  J.  Appl.
Phys.,  15(1944),  712  and  17  (1946),  23.
 Гл.  13
 93. 	В  о  1  1  m  a  n  W.  Proc.  Stockholm  Conf.  Electron  Microscopy,
Almqvist  and  Wiksell,  Stockholm,  1957,  316.  Phys.  Rev.,
103  (1956),  1588.
 94. 	Hashimoto  H.  e.  a.  Proc.  Roy.  Soc.,  A269  (1962),  80.
 95. 	Hirsch  P.  B.  a.  o.  Phil.  Trans.,  A252  (1960),  499.
 96. 	H  о  w  i  e 	A., 	Whelan 	M.  J. 	Proc. 	Roy.  Soc.,  A263
 (1961) 	,  217.
 97. 	H  о  w  i  e 	A., 	Whelan 	M.  J. 	Proc. 	Roy.  Soc.,  A267
 (1962) 	,  206.
 98. 	Kelly  P.  M.  and  Nutting  J.  J.  Inst.  Metals,  12
(1959),  385.
 99. 	Рид  В.  T.  Дислокации  в  кристаллах.  Металлургиздат,
1957.
 100. 	Томас  Г.  Электронная  микроскопия  металлов.  ИЛ,  1963.
 101. 	Tomlinson 	Н. 	М.  Phil. 	Mag.,  3  (1958), 	867.
 102. 	Whelan  М.  J. 	and  Н  i  г  s  с 	h  Р.  В.  Phil.  Mag.,  2  (1957),
 1121.
 103. 	Whelan  M.  J.  and  H  i  r  s  c  h  P.  B.  Phil.  Mag.,  2  (1957),
1303.
 Гл.  14-15
 104. 	Bardenheuer  P.  und  Blackmann  R.  Stahl
und  Eisen,  61  (1941),  49.
 105. 	Чалмерс  Б.  Физическое  металловедение.  Металлург¬
издат,  1963.
 106. 	Chalmers  В. 	J. 	Iron  and 	Steel  Inst.,  mai 	1954, 	524.
 107. 	Chalmers  B. 	J. 	Iron  and 	Steel  Inst.,  mai 	1954, 	522.
 108. 	H  о  1  1  о  m  о  n  J.  H.  et  Turnbull  D.  In  B.  Chal¬
mers:  «Progress  in  Metal  Physics».  Pergamon  Press,  London,
1953,  ch.  7,  356.
 109. 	Kohn  A.  Mem.  Sc.  Revue  de  Metallurgie,  59  (1962),  11,
716.
 110. 	К  о  h  n  A.,  Philibert  J.  Mem.  Sc.  Revue  Metallurgie,
57.  (1960),  4,  303.
 111. 	Mehl  R.  P.  The  Solidification  of  Metals  and  Allovs.
A.  I.  M.  E.,  N.  Y.,  1951,  25.
 112. 	P  h  i  1  i  b  e  г  t  J.,  de  Beaulieu  C.  Revue  de  Metal¬
lurgie,  56  (1959),  2,  174.
 113. 	T  i  1  1  e  г  W.  A.  J.  Iron  and  Steel  Inst.,  aoOt  (1959),  338,
 114. 	Tiller  W.  A.  a.  o.  Acta  Metallurgica,  1  (1953),248,
 115. 	Turnbull  D.  J.  Appl.  Phys.,  18  (1950),  203.
 Гл.  16
 116. 	Castro  R.  et  Portevin  A.  Sur  la  morphologie  de.
inclusions  des  produits  siderurgiques.  Revue  de  Metallurgie,
6  (1936),  574—583  et  5  (1937),  307-325.
 117. 	P  i  c  k  e  r  i  n  g  F.  B.  Techniques  for  the  examination  of
Inclusions.  Clean  Steel,  The  Iron  and  Steel  Instisutute  Spe¬
cial  Report,  77,  London,  1962.
 118. 	Sims  С.  E.  The  Non  metallic  Constituents  of  Steel,  Trans
A.  I.  M.  E.,  215  (1959),  3,  367—393.
 Гл.  17
 119. 	В  u  n  g  a  г  d  t  K.  u.  a.  Untersuchungen  iiber  den  Aufbau
des  Systems  Eisen-Chrom-Kohlenstoff.  Krefeld.  Arch.  Eisen-
hiittenwesen,  29  (1958),  193—203.
 120. 	Ю  м  -  P  о  3  e  p  и  В.  и  Рейнор  Г.  В.  Структура  ме¬
таллов  и  сплавов.  Металлургиздат,  1959.
 121. 	Н  u  1  t  g  г  е  n  A.  Austenite  Transformations.  Trans.  A.  S.  М.,
39  (1947),  915.
 122. 	R  о  о  s  A.  Precis  de  Metallographie  Appliquee.  Dunod,
Paris.
 123. 	Schumann  H.  Metallographie.  Fachbuchvcrlag,  Leipzig.
 124. 	Smoluchowski  R.  a.  o.  Phase  Transformations  in
Solids,  John  Wiley  and  Sons,  Inc.,  New  York.
 125. 	De  Sy  A.,  Vidts  J.  Metallurgie  Structural.  Dunod,
Paris.
 126. 	Zener  C.  Equilibrium  Relations  in  Medium-Alloy  Steels.
Trans.  A.  I.  M.  E.,  167  (1946),  513.
 Гл.  18
 127. 	Andrew  J.  H.  and  В  i  n  n  i  e  D.  J.  Iron  and  Steel
Inst.,  1  (1929),  309—346.
 128. 	Curie  P.  Annales  de  Chimie  et  de  Phisique,  7  (1895),
5,  289-405.

129. 	Kuo  К.  Metallography  of  Delta-Ferrite.  J.  Iron  and  Steel
Inst.,  (April  1954),  433—441;  (October  1955),  128—137.
 129a.  Osmond  F.  J.  Iron  and  Steel  Inst.,  1(1890),  102—150.
 130. 	Westgren  A.  andPhragman  G.  J.  Iron  and  Steel
Inst.,  1  (1922),  241—273.
 131. 	ASTM  Standards.  P.  3.  Methods  of  Testing  Metals,  1959,  489.
 132.  В  e  a  u  j  a  г  d  L.  Revue  de  Metallurgie,  49  (1951),  531.
 133.  Bechet  S.  et  Beau  j  ard  L.  Revue  de  Metallurgie,
22  (1955),  10,  1.
 134. 	Kohn  A.  Revue  de  Metallurgie,  51  (1954),  129.
 135. 	M  c  Q  u  a  i  d  H.  W.  and  E  h  n  E.  W.  Effect  of  Quality
of  Steel  on  Gase-Carburizing  Results.  Trans.  A.  I.  M.  E.,
67  (1922).
 136. 	Miller  O.  O.  and  Day  M.  J.  Heat  Etching  as  a  General
Method  for  Revealing  the  Austenitic  Grain  Size  of  Steels.
Trans.  A.  S.  M.,  30  (1942);  Metal  Progress,  56  (1949),  692.
 137. 	Portevin  A.  Metal  Progress,  30  (1936),  5,  55.
 138. 	V  i  1  e  1  1  a  J.  R.  The  Grain  Size  of  Steel.  Mech.  Eng.,
62  (1940).
 139. 	V  i  1  e  1  1  a  J.  R.  and  Bain  E.  C.  Revealing  the  Auste¬
nitic  Grain  Size  of  Steel.  Metal  Progress,  30  (1936),  3,  39.
 140. 	Б  a  p  p  e  т  К.  С.  Структура  металлов.  Металл  у  ргиздат,
1948.
 141. 	Coulomb  Р.  et  La  combe  P.  Mise  en  evidence
d'heterogeneites  chimiques  et  structurales  suivant  d'anciens
joints  et  sousjoints  de  grains  de  fer.  Revue  de  Metallurgie,
55  (1958),  10,  918.
 142. 	Фридель  Д.  Дислокации.  Изд-во  «Мир»,  1967.
 143. 	G  е  i  s  1  е  г  А.  Н.  Precipitation  from  Solid  Solutions  of
Metals.  Symposium  held  at  Cornell  University,  John  Wiley
and  Sons,  Inc.,  New  York.
 144. 	Hultgren  A.  Trans.  A.  S.  M.,  39  (1947),  915.
 145. 	Hultgren  A.  a.  o.  Veining  in  Ferrite.  J.  Iron  and  Steel
Inst.,  188  (1958),  247-261.
 146. 	Юм-Розери  В.  и  Рейнор  Г.  В.  Структура
металлов  и  сплавов.  Металлургиздат,  1959.
 147. 	Rose  A.  und  Klein  A.  Der  Ferrit  in  Widmannstatten-
scher  Anordnung,  Stahl  und  Eisen,  79  (1959),  1901—1911.
 148. 	Hultgren  A.  Trans.  A.  S.  M.,  39  (1947),  915.
 149. 	Mehl  R.  F.  and  Dube  A.  The  Eutectoid  Reaction,
Symposium  held  at  Cornell  Unirersity,  1948,  John  Wiley
and  Sons,  Inc.,  New  York.
 150. 	R  о  s  e  A.  und  HougardyH.P.  Arch.  Eisenhiittenwesen,
34  (1963),  259—267.
 151. 	D  e  S  у  A.  et  V  i  d  t  s  J.  Metallurgie  Structurale.  Dunod,
Paris.
 152. 	Benedicks  C.  Les  Prolongements  de  l'oeuvre  de  FI.
Osmond.  Publ.  Revue  de  Metallurgie,  oct.  1949.
 153. 	Davenport  E.S.  and  Bain  E.  C.  Trans.  A.  I.  M.  E.,
90  (1930),  117.
 154. 	Fisher  J.  Therm,  in  Phys.  Metallurgy,  A.  S.  M.  Book
 (1953).
 155. 	G  г  e  n  i  n  g  e  г  A.  B.  and  Troiano  A.  R.  Trans.
A.  I.  M.  E.,  140  (1940),  307.
 156. 	H  a  b  г  a  k  e  n  L.  Sur  la  Metallographie  Electronique,
1953,  Vaillant-Carmanne,  lmprim.,  Liege,  Belgique.
 157. 	Habraken  L.  Essai  de  Synthese 	sur 	la  Transformation
 Bainitique  des  Aciers. 	I.  R.  S.  I. 	A., 	Comptes  Rendus
 de  Recherches,  19  (nov.  1957).
 158. 	Heheman  R.  F.  and  Troiano  A.  R.  Journal  of
Metals,  nov.  1954.
 159. 	Hultgren  A.  Trans. 	A.  S.  M., 	39 	(1947),  915—1005.
 160. 	Klier  E.  P.  Trans.  A. 	I.  M.  E., 	162 	(1945),  186.
 161. 	Klier  E.  P.  and  Lyman  T.  Trans.  A.  I.  M.  E.,  158
(1944),  394.
 162. 	К  о  T.  and  Cottrell  S.  A.  J.  Iron  and  Steel  Inst.,
172  (1952),  307.
 163. 	Krisement  0.,  W  e  v  e  г  F.  Arch.  Eisenhiittenwesen,
25  (1954),  489.  Mechanism  of  Phase  Transformation  in  Me¬
tal.  Inst,  of  Metals,  London  (1956),  253.
 164. 	P  о  r  t  e  v  i  n  A.  Complement  a  la  notice  des  travaux  scient
(1936—1942).  Disc.  N.  T.  Belaiw  concemant  les  constituants
de  Lacier.  Proces-verbal  de  l'Assoc.  Francaise  pour  l'essai
des  materiaux,  Ed.  Revue  de  Metallurgie,  1942.
 165. 	Portevin  A.  et  Chevenard  P.  Compte  Rendu
Acad.  Sc.,  204  (1937),  772-774.
 166. 	Portevin  A.  et  Jolivet  H.  Compte  Rendu  Acad.
Sc.,  207  (1938),  1412—1414.
 167. 	Robertson  J.M.  J.  Iron  and  Steel  Inst.,  119  (1929),
391.
 168. 	Smith  G.  V.  and  Mehl  F.  R.  Trans.  A.  I.  M.  E.r
150  (1942),  211.
 169. 	T  s  u  Y  a.  Nippon  Kinzoku  Gakkai-ski,  19  (Oct.  1955),  612.
 170. 	V  i  1  e  1  1  a  J.  R.  a.  o.  Trans.  A.  S.  M.,  24  (1936),  225-
261.
 171. 	W  e  v  e  г  F.  und  J  ellinghaus.  Mitt.  Kaiser  Wilhelm
Inst.  Eisenforschung,  14  (1932),  85—89.
 172. 	W  e  v  e  г  F.  und  Lange  H.  Mitt.  Kaiser  Wilhelm  Inst.
Eisenforschung,  14  (1932),  71.
 173. 	W  i  e  s  t  e  r  H.  J.  Arch.  Eisenhiittenwesen,  18  (1944),  971.
 174.  Zener  C.  Trans.  A.  I.  M.  E.,  167  (1946),  550—595.
 175.  Bain  E.  C.  Trans.  A.  I.  M.  E.,  70  (1924),  123.
 176. 	В  i  1  b  у  В.  A.  and  Christian  J.  W.  Martensitic
Transformation.  Symposium  on  the  Mechanism  of  Phase
Transformations  in  Metals,  The  Unstitute  of  Metals  (1955),
121.
 177. 	Cohen  M.  The  Martensite  Transformation.  Symposium
held  at  Cornell  University,  John  Wiley  and  Sons.,  Inc.,
New  York,  1951.
 178. 	Фридель  Д.  Дислокации.  Изд-во  «Мир»,  1967.
 179. 	Greninger  А.  В.  and  Troiano  A.  R.  Trans.  A.
I.  M.  E.,  140,  (1940),  307.
 180. 	Greninger  A.  B.  and  Troiano  A.  R.  Trans.
A.  I.  M.  E.,  145  (1941),  91.
 181. 	Hagg  G.  J.  Iron  and  Steel  Inst.,  130  (1934),  439.
 182. 	Honda  K.  and  N  i  s  h  i  у  a  m  a  Z.  Sci.  Rep.  Tohoku
Univ.,  21,  (1932),  299.
 183. 	Kelly  P.  M.  and  Nutting  G.  J.  Iron  and  Steel  Inst.,
192,  (1959),  246,  and  (March  1961),  199.
 184. 	К  u  r  d  j  u  m  о  v  G.  and  Sacks  G.  J.  Physik,  64  (1930),
325
 185. 	Nishiyama  Z.  Sci.  Rep.  Tohoku  Univ.,  23  (1934—
1935),  638.
 186. 	P  i  t  s  c  h  W.  J.  Inst.  Metals,  87  (1959),  444.
 187. 	T  г  о  i  a  n  о  A.  R.  and  Greninger  A.  B.  Metal  Prog¬
ress,  50  (1946),  303.
 Гл.  19
 188. 	Юм-Розери  В.  и  Рейнор  Г.  В.  Структура  ме¬
таллов  и  сплавов.  Металлургиздат,  1959.
 189. 	D  е  SyA.  etVidtsJ.  Metallurgie  Structurale.  Dunod.
Paris,  1962.
 190. 	Atlas  metallographique  de  microstructures  types.  Editions
Techniques  des  Industries  de  la  fonderie.  Paris.  ^
 191. 	Technique  de  l'ingenieur.  T.  I,  Editions  Techniques  de  1'In-
genieur,  Paris,  1957.
 Гл.  20
 192. 	Goldschmidt  H.  J.J.  Iron  and  Steel  Inst.,  160  (1948),
345  and  170  (1952),  189.
 193. 	Westgren  A.  Jernkontorets  Abn.,  117  (1933),  501,
Nature,  132—180  (1933),  480.
 194. 	Westgren  A.  and  Phragmen  G.  Trans.  Am.  Soc.
Steel  Treating,  13  (1928),  539,  J  ernkontorets  Ann.,  117
(1933),  1.
 195. 	В  о  г  e  1  1  i  u  s  G.  u.  a.  Arch.  Fysik,  2  (1950),  551.
 196. 	Busby  P.  E.  and  Wells  C.  Trans.  A.  I.  M.  E.,  200*
 (1954),  972.
 197. 	Corney  N.  S.  and  Turkdogan  E.  T.  J.  Iron  and.
Steel  Inst.  (1955),  344.
 198.  D  i  j  k  s  t  r  a  L.  J.  Trans.  A.  I.  M.  E.,  185  (1949),  253.
 199.  Fast  J.  D.  and  V  e  г  r  i  j  p  M.  B.  J.  Iron  and  Steel  Inst.,
180  (1955),  337  and  Acta  Met.,  3  (1955),  203.
 200. 	G  r  e  d  а  у  T.  Examen  des  Aspects  Metallurgiques  du  Vieil-
lissement  des  Aciers  a  Bas  Carbone,  ed.  Vaillant-Carmanne,.
 S. 	A.,  Liege,  Belgique.
 201. 	Хансен  M.  Структура  двойных  сплавов.  T.  1  и  2.  Ме¬
таллургиздат,  1962.
 202. 	Jack  К.  Н.  Act.  Cryst.,  3  (1950),  392.
 203. 	К  6  s  t  е  г  W.  Arch.  Eisenhiittenwesen,  3  (1930),  553—558,
637—658.
 204. 	В  е  a  t  i  е  Н.  J.  and  Н  a  g  е  1  W.  С.  Trans.  А.  I.  М.  Е.,
221  (1961),  28.
 205. 	Bungardt  К.  and  Lennartz  G.  Arch.  Eisenhiitten-
wesen,  33  (avril  1962),  251.
 206. 	Decker  R.  F.  and  FI  or  ее  n  S.  Precipitation  from
substitutional  Iron  Phase  Austenitic  and  Martensitic  Solid
Solutions.  Symposium  held  at  the  Fall  Meeting  and  the
A.  I.  M.  E.  in  Cleveland,  Ohio,  October,  21—24,  1963..
 94

207. 	D  r  a  p  i  e  r  J.  М.  е.  a.  Imperfections  et  Phenomenes  Struc-
turaux  dans  le  Cobalt  et  ses  Alliages.  Journees  Internationale.
 des  Applications  du  Cobalt,  Bruxelles,  9—11  juin  1964.
Centre  National  de  Recherches  Metallurgiques,  Liege,  et
Centre  d'Information  du  Cobalt,  Bruxelles.
 208. 	Hasegawa  T.  and  Terasaki  F.  J.  Iron  and  Steel
Inst.  Jap.,  48  (1962),  1586.
 209. 	Hull  F.  C.  and  Stickler  R.  Joint  International
Conference  on  Creep,  Inst,  of  Mech.  Eng.,  London,  1963.
 210. 	Юм-Розери  В.  и  Рейнор  Г.  В.  Структура  метал¬
лов  и  сплавов.  Металлургиздат,  1959.
 211. 	Lena  A.  J.  Precipitation  from  Solid  Solution.  A.  S.  M.,
Cleveland,  1958,  244.
 212. 	Pickering  F.  B.  The  Formation  of  Sigma  Phase  in
Austenitic  Stainless  Steels.  Iron  and  Steel  Institute  Special
Report  №  64,  118—123.
 213. 	Precipitation  Processes  in  Steels.  I.  S.  I.  Special  Report
№  64,  I.  S.  L,  4  Grosvemor  Gardens,  London,  S.  A.,  I,
1959.
 Гл.  21
 214. 	D  a  г  d  e  1  Y.  Circulate  d'Informations  Techniques,  №  6,
oct.  1948,  Centre  de  Documentation  Siderurgique,  Paris.
 215. 	Davenport  E.  S.  Trans.  A.  S.  M.,  27  (1939),  837—
 886.
 216. 	Davenport  E.S.  and  Bain  E.  C.  Trans.  A.  I.  M.  E.,
90  (1930),  117.
 217. 	M  о  r  r  a  1  F.  R.  Metal  Progsess,  48  (1945),  №  4,  818.
 218. 	Robertson  J.  M.  J.  Iron  and  Steel  Inst.,  119  (1929),
391.
 219. 	Smith  G.  V.,  Me  hi  R.  F.  Trans.  A.  I.  M.  E.,  150,
1942,  211.
 220. 	W  e  v  e  r  F.  u.  a.  Atlas  zur  warmebehandlung  der  Stable.
Diisseldorf,  1954,  56—58.
 221. 	Courbes  de  transformation  des  aciers  de  fabrication  fran-
Qaise.  Publications,  de  1'IRSID,  St-Germain-en-Laye,  France.

ТАБЛИЦА  15.  НОМЕРА  И  ХИМИЧЕСКИЙ  СОСТАВ  ИССЛЕДОВАННЫХ  СТАЛЕЙ,  %
 Номер  стали
 С
 SI
 Мп
 Р
 S
 Сг
 Си
 Мо
 Ni
 1
 0,40


 _
 1,40
 0,40
 4,00
 2
 0,05
 —
 —
 —
 —
 22,1
 —
 —
 7,8
 3
 0,06
 0,37
 0,96
 —
 —
 18,0
 —
 —
 10,3
 4
 0,15
 0,2
 1,0
 ^0,04
 <с0,04
 0,25
 —
 —
 ^0,40
 5
 0,50
 0,40
 0,70
 ^0,02
 ^0,02
 2,5
 —
 0,50
 —
 6
 0,05
 0,45
 1,20
 —
 0,013
 18,23
 —
 —
 9,79
 7
 0,06
 0,72
 1,80
 0,024
 0,016
 17,78
 —
 —
 10,63
 8
 0,06
 0,85
 1,14
 0,016
 —
 18,72
 —
 —
 9,52
 9
 0,10
 —
 —
 —
 —
 12,0
 —
 0,50
 —
 10
 0,11
 —
 —
 —
 —
 12,0
 —
 1,0
 —
 11
 —
 —
 —
 —
 —
 25
 —
 12
 —
 12
 о,п
 0,35
 0,29
 —
 —
 18,48
 —
 2,73
 8,18
 13
 1,00
 0,75
 14,0
 0,040
 0,030
 —
 —
 —
 —
 14
 0,086
 0,24
 0,54
 0,005
 0,015
 0,19
 —
 0,012
 9,5
 15
 0,09
 0,40
 0,46
 0,010
 0,012
 2,30
 —
 0,84
 —
 16
 0,18
 0,20
 1,36
 0,014
 0,025
 0,26
 —
 0,37
 0,91
 17
 0,87
 0,17
 0,44
 0,013
 0,006
 0,21
 —
 —
 0,39
 18
 0,18
 —
 —
 —
 —
 24,0
 —
 —
 20,0
 19
 0,08
 0,20
 0,45
 0,040
 0,020
 18,7
 —
 —
 8,25
 20
 0,13
 0,73
 0,41
 0,019
 0,013
 18,8
 —
 —
 8,7
 21  *
 0,010
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 1
 22
 0,018
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 1
 23
 0,020
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 0,26
 —
 24
 0,040
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 1,17
 —
 25
 0,040
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 2G
 0,017
 —
 0,45
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 27
 0,030
 —
 0,25
 0,052
 0,035
 —
 —
 —
 —
 28
 0,035
 —
 0,24
 0,020
 0,015
 —
 —
 —
 —
 29
 0,30
 0,35
 0,70
 0,025
 0,025
 —
 —
 —
 —
 30
 0,11
 0,43
 0,41
 0,010
 0,012
 2,10
 0,02
 0,96
 0,25
 31
 0,15
 0,15
 0,50
 0,040
 0,050
 —
 —
 —
 —
 32
 0,09
 0,12
 0,45
 0,026
 0,044
 —
 —
 —
 —
 33
 1,61
 0,155
 0,36
 0,050
 0,029
 —
 —
 —
 —
 34
 0,30
 0,35
 0,50
 —
 —
 1,10
 —
 0,25
 5,10
 35
 0,50
 0,30
 0,40
 —
 —
 1,10
 —
 0,35
 4,50
 *  36
 0,24
 0,30
 0,20
 —
 —
 0,96
 —
 0,68
 —
 37
 0,38
 0,29
 0,78
 0,015
 0,030
 1,01
 —
 0,14
 —
 38
 0,19
 0,10
 0,23
 0,003
 —
 —
 1
 —
 —
 S  39
 0,19
 0,19
 1,40
 0,020
 0,021
 —
 —
 —
 —
 40
 0,42
 0,25
 1,61
 0,010
 0,010
 —
 —
 0,25
 0,09
 41
 0,55
 0,25
 0,65
 0,030
 0,030
 —
 —
 —
 —
 42
 0,545
 0,26
 0,46
 —
 —
 1,2
 —
 0,48
 4,12
 43
 0,48
 0,28
 1,98
 0,020
 0,011
 —
 —
 —
 —
 44
 1,40
 0,20
 0,60
 —
 —
 1,5
 —
 —
 —
 45
 0,55
 —
 0,66
 0,010
 —
 —
 —
 —
 —
 46
 0,235
 0,137
 0,78
 0,005
 0,010
 —
 —
 —
 —
 47
 0,50
 0,20
 0,40
 —
 —
 1,10
 —
 0,30
 4,00
 48
 0,12
 —
 —
 —
 —
 16,24
 —
 —
 6,46
 49
 0,28
 —
 —
 —
 —
 1,5
 —
 —
 4,5
 50
 0,052
 —
 —
 —
 —
 12,2
 —
 —
 —

Продолжение  табл.  15
 Номер  стали
 Ti
 Sri
 Л1
 n2
 о*
 As
 V
 Со
 W
 Nb
 в
 1
 2
 3
 4
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 7,1
 —
 -
 0,003
 5
 6
 :
 :
 —
 0,32
 0,020
 —
 :
 —
 —
 7
 8
9
10
 0,64
 -
 0,020
 0,005
 -
 -
 2,0
 -
 0,59
 11
 12
 13
 14
 15
 16
 17
 18
 -
 -
 0,077
 0,0066
 -
 -
 0,004
 -
 -
 -
 -
 —
 0,048
 -
 —
 —
 0,057
 -
 —
 -
 —
 19
 20
21
 -
 -
 0,38
 0,0045
 -
 -
 -
 -
 -
 -
 22
 —
 —
 0,106
 0,0076
 —
 —
 —
 —
 —
 -
 —
 23
 24
 25
 —
 —
 —
 0,002
 —
 —
 —
 —
 —
 —







 —
 —
 0,039
 26
 —
 —
 0,0014
 0,0021
 —
 —
 —
 —
 --
 —
 27
 —
 —
 —
 0,0042
 0,050
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 28
 29
 30
 —
 —
 0,020
 0,040
 —
 —
 —
 —
 —
 —




 0,0126




 —
 —
 31
 32
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 33
 34
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 35
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 0,70
 —
 —
 36
 37
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 0,22
 —
 0,55
 —
 —
 38
 39

 —
 0,016

 —



 —


 40
 41
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 0,05
 —
 —
 —
 —
 42
 43
 44
 45
 46
 —
 —
 —
 —
 -
 —
 0,82
 —
 —
 -
 -
 0,158
 0,0041
 -
 -
 -
 -
 -
 -
 -
 47
 48
 49
 50
 -
 -
 -
 -
 -
 -

 15,35
 0,70
 -

 13  Металлография  железа,  том  I
 97

Продолжение  табл.  15
 Номере  тали
 с
 Si
 Мп
 Р
 S
 Сг
 Си
 Мо
 Ni
 51
 2,78
 3,13
 1,44
 0,070
 0,020
 2,10
 5,5
 —
 13,5
 52
 4,64
 0,61
 12,4
 0,0145
 0,050
 —
 —
 —
 —
 53
 0,023
 0,002
 0,008
 0,003
 0,007
 0,003
 0,002
 0,001
 —
 54
 0,15
 0,045
 0,63
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 55
 0,36
 —
 0,40
 —
 —
 0,88
 —
 —
 3,15
 56
 0,057
 —
 0,29
 0,018
 0,025
 —
 —
 —
 —
 57
 0,78
 —
 —
 —
 —
 17,1
 —
 —
 —
 58
 0,69
 —
 —
 —
 —
 17,4
 —
 —
 —
 59
 3,54
 0,583
 0,75
 —
 —
 15,15
 —
 0,10
 —
 60
 3,90
 —
 1,09
 —
 —
 31,6
 —
 —
 —
 61
 0,3
 —
 —
 —
 -
 10
 —
 —
 36
 62
 0,21
 —
 —
 —
 —
 12,6
 —
 —
 —
 63
 0,20
 —
 —
 —
 —
 26,5
 —
 —
 —
 64
 0,195
 0,071
 0,059
 —
 —
 27,41
 —
 —
 —
 65
 0,206
 0,023
 0,040
 —
 —
 18,3
 —
 —
 —
 66
 0,162
 —
 —
 —
 —
 14,36
 —
 4,2
 —
 67
 0,15
 1,58
 1,3
 —
 —
 25
 —
 —
 19
 68
 0,08
 0,50
 0,51
 —
 —
 17,18
 —
 —
 4,27
 69
 О.П
 0,21
 0,47
 0,012
 0,010
 2,29
 0,18
 1,02
 0,14
 70
 0,14
 0,26
 0,65
 —
 —
 -
 —
 2,05
 —
 71
 0,04
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 1,17
 —
 72
 0,02
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 0,26
 —
 73

 —
 —
 —
 —
 1,0
 —
 1,0
 —
 •j  74
 0,39
 0,58
 0,45
 0,018
 0,003
 1,45
 -
 0,47
 0,13
 75
 0,5
 —
 —
 -
 —
 4
 —
 —
 —
 76
 0,04
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 77
 0,15
 0,045
 0,63
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 78
 0,11
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 79
 0,034
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 80
 0,083
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 81
 0,07
 0,50
 1,15
 —
 —
 17,8
 —
 —
 11,1
 82
 0,06
 0,41
 0,46
 —
 —
 17,7
 —
 —
 9,5
 83
 0,07
 0,56
 1,60
 —
 —
 17,3
 —
 —
 11,9
 84
 0,135
 0,25
 0,34
 0,013
 0,010
 1,02
 —
 0,50
 —
 85
 0,10
 —
 —
 —
 —
 —
 --
 —
 —
 86
 0,03
 —
 15
 -
 -
 21,5
 —
 --
 —
 87
 0,045
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 88
 0,20—0,25
 0,10-0,90
 0,80—0,90
 0,005
 0,010
 —
 —
 —
 —
 89

 —
 —
 —
 —
 18
 —
 —
 10
 90
 0,05
 —
 —
 —  ‘
 —
 26,8
 —
 —
 —
 91
 0,05
 —
 —
 —
 —
 30,2
 —
 2,20
 —
 92
 0,09
 1,55
 1,06
 —
 —
 23,3
 —
 —
 18,4
 93
 0,03
 —
 —
 —
 —
 13
 —
 8
 —
 94
 0,03
 —
 -
 -
 —
 13
 —
 2
 —
 95
 0,002
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 96

 —
 —
 —
 25
 —
 —
 15
 97
 1,03
 —
 0,35
 —
 —
 —
 —
 0,03
 0,22
 98
 0,224
 0,226
 1,498
 0,022
 0,020
 0,33
 —
 0,125
 0,37
 99
 0,25
 —
 —
 —•
 —
 1,1
 —
 0,2
 1.7
 100
 0,27
 —
 —
 —■
 —
 1,25
 —
 0,5
 2,7
 98

Продолжение  табл.  15
 Номер  стали
 TI
 Sn
 Л1
 n2
 О*
 As
 V
 Со
 W
 Nb
 В
 51
 52
 53
 -
 0,008
 0,001
 0,002
 -
 0,001
 0,003
 -
 -
 -
 —
 54
 55
 56
 —
 —
 —
 0,0063
 —
 —
 —
 —
 —
 0,04
 -
 —
 —
 —
 0,002
 0,048
 —




 57
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 40,3
 —
 —

 58
 59
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 14,8
 —
 —
 -
 60
 61
 62
 -
 -
 -
 -
 -
 -
 -
 -
 -
 -
 -
 —
 —
 —




 14,9


 63
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 49,5
 —
 —
 —
 64
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 9,16
 —
 —
 —
 65
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 9,75
 —
 —

 66
 —
 -
 -
 —
 —
 —
 0,48  .
 13,60
 —
 —
 —
 67
 —
 —
 —
 —
 —
 —

 —
 —
 —

 68
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 69
 —
 —
 -
 —
 —
 —
 0,01
 —
 —
 —
 —
 70
 71
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 -
 —
 0,0020
 72
 —
 —
 —
 0,002







 73
 —
 —
 -
 —
 —
 —
 0,25
 —
 —
 —
 —
 74
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 0,70
 —
 0,55
 —
 —
 75
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 1,5
 —
 11
 —
 —
 76
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 0,39
 —
 77
 —
 —
 —
 0,0063
 —
 —
 —
 —
 —
 0,04
 —
 78
 —
 --
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 79
 -
 —
 —
 0,0029
 —
 —
 —
 —
 —
 0,041
 —
 80
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 0,036
 —
 81
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 0,86
 —
 82
 0,42
 —
 —
 —
 —





 —
 83
 0,50
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —

 —
 —
 84
 —
 —
 —
 —
 0,47
 —
 0,70
 —
 —
 85
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 15
 —
 —
 86
 —
 —
 —
 0,7
 —


 —

 —

 87
 —
 —
 0,20
 —
 0,0086
 -
 —
 —
 —
 —
 88
 —
 —
 0,09—0,160
 0,005—0,015
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 89
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 0,1
 90
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 16,2
 —
 —
 91
 92

 :
 —
 —
 —
 —
 —
 51,9
 —
 —
 —
 93
 94

 —
 —
 —
 —
 —
 —
 20
 __
 —
 —
 95
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 10
 —
 —
 —
 96
 97
 98
 -
 -
 -
 :
 —
 10
 15
 -
 99
 100
 -
 —
 -
 —
 -
 -
 —
 -
 -
 -
 -
 13*
 99

Продолжение  табл.  15
 Номер  стали
 С
 Si
 Мп
 р
 S
 Сг
 Си
 Мо
 N1
 101
 0,48
 0,21
 0,01
 0,018
 0,012
 0,01
 —
 —
 —
 102
 0,46
 0,28
 0,01
 0,019
 0,014
 0,15
 —
 —
 —
 103
 0,47
 0,13
 0,01
 0,021
 0,019
 0,33
 —
 —
 —
 104
 0,49
 0,12
 0,01
 0,021
 0,021
 0,55
 —
 —
 105
 0,45
 0,19
 0,01
 0,019
 0,011
 0,75
 —
 -
 —
 ,  106
 0,45
 0,19
 0,01
 0,018
 0,010
 0,87
 —
 —
 .  107
 0,44
 0,13
 0,01
 0,019
 0,014
 М2
 —
 —
 —
 •  108
 0,46
 0,13
 0,01
 0,019
 0,018
 1,68
 —
 —
 —
 109
 0,47
 0,15
 0,01
 0,019
 0,014
 1,93
 —
 —
 ПО
 0,45
 0,16
 0,01
 0,019
 0,015
 2,77
 —
 —
 111
 0,43
 0,22
 0,01
 0,019
 0,015
 2,97
 —
 —
 —
 112
 0,057
 0,024
 0,32
 0,013
 0,020
 0,065
 0,12
 —
 0,031
 113
 0,15
 0,29
 0,39
 0,012
 0,026
 0,12
 0,215
 —
 —
 114
 0,25
 0,28
 0,48
 0,013
 0,006
 —
 —
 —
 115
 0,33
 0,25
 0,55
 0,032
 0,030
 0,14
 0,23
 0,01
 0,01
 116
 0,44
 0,22
 0,66
 0,022
 0,029
 0,15
 —
 —
 —
 117
 0,60
 0,30
 0,59
 0,009
 0,007
 0,05
 —
 —
 —
 118
 0,76
 0,23
 0,61
 0,028
 0,028
 0,15
 —
 —
 119
 1,31
 0,18
 0,20
 0,008
 0,008
 0,07
 —
 --
 —
 120
 0,0024
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 121
 0,06
 0,40
 0,082
 0,052
 —
 ...
 —
 122
 0,003
 0,021
 0,0009
 0,003
 0,007
 —
 -
 —
 123
 0,23
 0,45
 1,32
 0,029
 0,022
 0,05
 —
 •-
 —
 124
 0,73
 0,19
 0,33
 0,014
 0,009
 —
 —
 ...
 —
 125
 0,34
 0,33
 1,28
 0,034
 0,0023
 -
 —
 —
 —
 126
 0,30
 0,01
 0,54
 0,011
 0,009
 —
 —
 --
 —
 127
 0,98
 0,08
 1,84
 0,023
 0,011
 —
 —
 --
 —
 128
 0,76
 0,22
 0,29
 0,008
 0,008
 0,11
 0,17
 0,019
 0,07
 129
 1,25
 0,001
 0,0015
 0,005
 0,011
 —
 -
 —
 —
 130
 1,29
 0,001
 0,0015
 0,005
 0,011
 --
 —
 —
 —
 131
 0,50
 0,001
 0,0015
 0,005
 0,011
 —
 —
 —
 132
 0,94
 0,19
 0,19
 0,007
 0,005
 0,06
 0,15
 0,01
 0,07
 133
 0,45
 0,34
 0,66
 0,022
 0,026
 0,17
 —
 —
 —
 134
 0,70
 0,17
 0,27
 0,024
 0,016
 0,09
 0,16
 0,01
 —
 135
 0,12
 0,38
 0,42
 0,013
 0,026
 0,085
 0,15
 0,02
 0,05
 136
 1,03
 0,17
 0,22
 0,014
 0,012
 0,07
 0,14
 0,01
 0,10
 137
 0,16
 0,01
 0,48
 0,034
 0,044
 —
 —
 —
 —
 138
 0,14
 0,17
 0,48
 0,032
 0,028
 —
 —
 --
 —
 139
 0,035
 0,03
 0,25
 0,011
 0,013
 —
 —
 —
 —
 140*
 0,050
 0,09
 0,36
 0,012
 0,022
 —
 —
 —
 —
 141
 0,09
 —
 0,73
 0,050
 0,224
 —
 —
 —
 —
 142
 0,73
 1,62
 0,73
 0,019
 0,012
 0,10
 0,19
 —
 0,12
 143
 0,20
 0,53
 1,20
 0,032
 0,030
 0,10
 0,17
 —
 —
 144
 0,21
 0,40
 1,52
 0,022
 0,023
 —
 —
 —
 —
 145
 0,15
 0,38
 0,98
 —
 —
 —
 1,03
 —
 1,00
 146
 1,29
 —
 13,3'
 —
 —
 0,08
 —
 —
 —
 147
 0,38
 1,05
 1,14
 0,035
 0,019
 0,23
 —
 —
 —
 148
 0,16
 0,22
 1,12
 0,030
 0.008
 0,99
 0,22
 0,02
 0,12
 149
 0,17—0,22
 0,15—0,35
 1,1-1,4
 0,035
 0,035
 1,0-1,3
 —
 —  .
 —
 150
 0,10
 0,42
 18,30
 0,037
 0,006
 13,60
 0,68
 2,25
 100

Продолжение  табл.  15
 Номер  стали
 Ti
 Sn
 AI
 n2
 о..
 As
 V
 Со
 w
 Nb
 В
 101



 —
 —
 —
 0,2
 —
 —
 —
 —
 102
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 --
 —
 103
 —
 —
 0,005
 0,003
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 -
 104
 —
 0,011
 0,005
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 105
 —
 —
 0,003
 0,003
 -
 —
 —
 —
 -
 --
 —
 106
 —
 —
 0,006
 0,001
 -
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 107
 __
 —
 0,003
 0,003
 —
 —
 —
 —
 —
 -
 —
 108
 —
 —
 0,004
 0,003
 —
 —
 —
 —
 --
 -
 —
 109
 —
 -
 0,007
 0,004
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 ПО
 —
 —
 0,027
 0,004
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 111
 —
 —
 0,017
 0,005
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 112
 —
 —
 0,014
 0,005
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 113
 —
 —
 0,044
 0,006
 0,004
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 114
 —
 —
 0,0033
 0,0065
 —
 -
 —
 -
 -
 -
 —
 115
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 116
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 0,01
 —
 —
 —
 —
 117
 —
 —
 —
 -
 —
 -
 0,02
 -
 -
 -
 —
 118
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 119
 —
 —
 —
 0,005
 —
 —
 —
 —
 —
 -
 —
 120
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 -
 —
 121
 —
 —
 —
 —
 0,002
 —
 —
 —
 —
 -
 —
 122
 —
 —
 —
 0,018
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 123
 —
 —
 —
 —
 0,003
 —
 —
 —
 —
 -
 —
 124
 —
 —
 0,001
 0,006
 -
 —
 —
 —
 —
 -
 —
 125
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 126
 —
 —
 —
 —
 —
 -
 —
 -
 -
 -
 —
 127
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 128
 —
 —
 0,008
 —
 —
 —
 0,02
 —
 —
 —
 —
 129
 —
 —
 0,003
 —
 0,171
 —
 —
 —
 -
 —
 —
 130
 —
 —
 0,003
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 131
 —
 —
 0,003
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 132
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 0,01
 —
 —
 —
 —
 133
 —
 —
 0,017
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 134
 —
 —
 0,018
 0,0065
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 135
 —
 —
 0,06
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 136
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 0,01
 -
 -
 —
 —
 137
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 138
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 -
 —
 139
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 140
 —
 —
 0,061
 0,007
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 141
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —  .
 142
 —
 —
 —
 0,005
 —
 —
 0,01
 —
 —
 -
 —
 143
 —
 —
 0,026
 0,007
 —
 —
 0,01
 —
 --
 —
 —
 144
 —
 —
 —
 0,019
 —
 —
 0,13
 .  —
 —
 —
 —
 145
 —
 —
 0,017
 —
 —
 —
 0,30
 —
 —
 -
 —
 146
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 147
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 0,02
 —•
 -
 -
 —
 148
 —
 —
 0,015
 —
 --
 —
 0,01
 —
 -
 --
 —
 149
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 -
 —
 150
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 101

Продолжение  табл.  15
 Номер  стали
 с
 Si
 Мп
 Р
 S
 Сг
 Си
 Мо
 Ni
 151
 0,50
 0,32
 18,0
 0,029
 0,006
 4,84



 152
 0,91
 0,28
 1,93
 0,015
 0,007
 0,33
 0,10
 0,01
 0,01
 15:1
 0,52
 0,24
 0,17
 0,019
 0,009
 -
 ...
 0,57
 —
 154
 0,54
 0,21
 0,21
 -
 —
 0,54
 --
 155
 0,18
 0,27
 0,73
 0,021
 0,010
 ...
 0,29
 —  ■
 15G
 0,13
 0,32
 0,54
 0,012
 0,015
 0,03
 0,18
 0,32
 0,11
 157
 0,18
 0,48
 0,64
 0,011
 0,009
 0,13
 0,15
 0,69
 0,13
 158
 0,43
 0,14
 0,04
 0,015
 0,012
 3,52
 —
 —
 —
 159
 0,35
 0,23
 0,65
 0,026
 0,013
 1,П
 0,18
 0,05
 0,23
 160
 1,04
 0,26
 0,33
 0,023
 0,006
 1,53
 0,20
 0,01
 0,31
 161
 0,44
 0,30
 0,20
 0,025
 0,010
 13,12
 0,09
 0,01
 0,31
 162
 1,62
 0,32
 0,24
 0,012
 0,009
 11,74
 —
 0,46
 —
 163
 2,08
 0,28
 0,39
 0,017
 0,012
 11,48
 0,15
 0,02
 0,31
 164
 0,08
 0,40
 0,59
 0,027
 0,009
 13,71
 —
 —
 0,09
 165
 0,10
 1,0
 1,0
 —
 —
 15,5—17,5
 —
 '  —
 —
 166
 0,12
 0,8-1,1
 1,0
 —
 —
 17,0-19,0
 —
 —
 —
 167
 0,22
 0,25
 0,64
 0,010
 0,011
 0,97
 0,16
 0,23
 0,33
 168
 0,38
 0,23
 0,64
 0,019
 0,013
 0,9^
 0,17
 0,16
 0,08
 169
 0,50
 0,32
 0,80
 0,017
 0,022
 1,04
 0,17
 0,24
 0,11
 170
 0,18
 0,25
 0,62
 0,011
 0,017
 0,80
 —
 0,40
 0,14
 171
 0,11
 0,35
 0,50
 0,010
 0,013
 0,87
 —
 0,45
 0,07
 172
 0,11
 0,21
 0,47
 0,010
 0,010
 2,29
 0,18
 1,02
 0,14
 173
 0,11
 0,25
 0,48
 0,021
 0,010
 2,43
 0,09
 0,98
 0,01
 174
 0,09
 0,35
 0,36
 0,022
 0,007
 5,52
 —
 0,52
 —
 175
 0,12
 0,35
 0,41
 0,018
 0,012
 4,94
 0,15
 0,53
 0,22
 176
 0,55
 0,22
 0,98
 0,017
 0,013
 1,02
 0,07
 —
 0,01
 177
 0,50
 0,30
 0,92
 0,017
 0,015
 1,11
 0,12
 0,03
 0,10
 178
 0,19
 0,98
 0,38
 0,015
 0,018
 1,32
 —
 1,05
 0,32
 179
 0,17
 0,53
 0,47
 0,012
 0,019
 1,10
 0,10
 1,16
 0,11
 180
 0,43
 0,27
 0,75
 0,011
 0,011
 1,31
 0,11
 0,72
 0,11
 181
 0,20
 0,39
 0,51
 0,029
 0,007
 11,66
 —
 1,07
 0,46
 182
 0,39
 0,94
 0,48
 0,013
 0,005
 5,53
 0,20
 0,87
 0,04
 183
 0,58
 0,89
 0,81
 0,013
 0,006
 1,27
 0,14
 0,02
 0,06
 184
 0,16
 0,31
 0,50
 0,013
 0,014
 1,95
 0,20
 0,03
 2,02
 185
 0,15
 0,13
 0,60
 0,014
 0,008
 1,94
 0,21
 0,06
 2,02
 186
 0,53
 0,27
 0,49
 0,019
 0,008
 0,58
 —
 —
 3,12
 187
 0,24
 0,46
 0,28
 0,029
 0,010
 17,66
 —
 —
 1,67
 188
 0,053
 0,50
 1,73
 0,032
 0,011
 18,05
 —
 0,37
 10,61
 189
 0,045
 0,23
 0,77
 —
 0,013
 20,20
 —
 0,28
 10,20
 190
 0,043
 0,48
 1,03
 0,026
 0,009
 17,95
 —
 0,18
 10,14
 191
 0,07
 0,48
 0,31
 0,019
 0,030
 16,56
 —
 0,06
 10,75
 192
 0,09
 0,50
 0,67
 0,020
 0,009
 18,2
 ч
 0,22
 10,05
 193
 0,04
 0,40
 1,24
 0,015
 0,018
 16,95
 0,18
 13,55
 194
 0,064
 0,59
 1,41
 0,022
 0,008
 17,3
 —
 2,22
 12,05
 195
 0
 СП
 1
 о
 сл
 0,8-1,3
 —
 —
 —
 24,0—26,0
 —
 —
 3,5—5,5
 196
 0,11
 1,91
 0,67
 —
 —
 25,4
 —
 —
 19,7
 197
 0,25
 0,30
 0,79
 0,018
 0,012
 —
 —
 0,14
 2,11
 198
 0,21
 0,19
 0,36
 0,012
 0,015
 —
 —
 —
 4.71
 199
 0,43
 0,24
 0,43
 0,014
 0,014
 0,04
 —
 —
 5,00
 200
 0,09
 0,21
 0,61
 0,009
 0,018
 —
 —
 —
 8,70
 102

Продолжение  табл.  15
 Номер  стали
 Ti
 Sn
 А1
 N2
 о2
 As
 V
 Со
 W
 Nb
 в
 151
 —
 —
 —
 0,10
 —
 —
 —
 —
 -
 -
 152
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 0,07
 —
 —
 —
 153
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 154
 —
 --
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 155
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 150
 —
 —
 0,005
 0,005
 —
 0,02
 —
 —
 —
 —
 157
 —
 —
 0,18
 0,0035
 —
 —
 0,30
 —
 —
 —
 —
 158
 —
 —
 0,14
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 159
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 0,01
 —
 —
 —
 —
 160
 —
 —
 —
 -
 —
 —
 0,01
 —
 —
 —
 —
 161
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 0,02
 —
 —
 —
 162
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 0,12
 —
 0,58
 —
 —
 163
 —
 —
 —
 -
 —
 —
 0,04
 —
 —
 —
 —
 164
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 165
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 166
 —
 —
 0,8-1,1
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 167
 -•
 —
 —
 —
 —
 0,01
 —
 —
 —
 —
 168
 —
 —
 —
 —
 —
 0,01
 —
 —
 —
 —
 169
 -
 —
 —
 —
 —
 —
 0,01
 —
 —
 —
 —
 170
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 0,01
 —
 —
 -
 —
 171
 —
 —
 —
 0,014
 —
 —
 0,01
 —
 —
 —
 172
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 0,01
 —
 —
 —
 —
 173
 —
 __
 —
 0,015
 —
 —
 0,02
 —
 —
 —
 —
 174
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 __
 175
 —
 —
 0,01
 0,011
 —
 —
 0,01
 —
 —
 —
 —
 176
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 0,11
 —
 —
 —
 —
 177
 —
 —
 —
 —
 —
 -
 0,07
 —
 —
 —
 —
 178
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 0,54
 —
 —
 —
 —
 179
 —
 —
 0,005
 0,013
 —
 —
 0,35
 —
 —
 —
 —
 180
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 0,23
 —
 —
 —
 —
 181
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 0,28
 —
 —
 —
 —
 182
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 0,48
 —
 —
 —
 —
 183
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 0,11
 —
 —
 —
 —
 184
 —
 —
 0,030
 —
 —
 —
 0,01
 —
 —
 —
 —
 185
 —
 —
 0,03
 —
 —
 —
 0,01
 —
 —
 —
 —
 186
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 187
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 188
 —
 —
 —
 —
 —
 -
 -
 -
 —
 —
 —
 189
 0,03
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 190
 0,39—0,43
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 191
 0,42
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 192
 0,64
 —
 —
 0,012
 —
 —
 0,02
 —
 —
 —
 —
 193
 0,03
 —
 —
 0,019
 —
 —
 —
 —
 —
 0,69
 —
 194
 0,06
 —
 —
 0,023
 —
 —
 -
 —
 —
 0,64
 —
 195
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 196
 —
 —
 —
 —
 —
 -
 —
 -
 —
 —
 —
 197
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 198
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 199
 0,01
 —
 0,031
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 200
 —
 —
 —
 —
 0,002
 —
 —
 —
 —
 —
 103

Продолжение  табл.  15
 Номер  стали
 с
 Si
 Мп
 р
 S
 Сг
 Си
 Мо
 Ni
 201
 0,34
 0,20
 0,60
 0,019
 0,008
 1,09
 0,16
 0,26
 1,04
 202
 0,30
 0,24
 0,46
 0,030
 0,025
 1,44
 0,20
 0,37
 2,06
 203
 0,40
 0,20
 0,35
 0,010
 0,015
 1,27
 0,16
 0,24
 4,03
 204
 0,52
 0,29
 0,70
 0,010
 0,010
 1,09
 0,23
 0,43
 1,72
 205
 1,31
 0,10
 0,33
 0,014
 0,007
 0,03
 —
 —
 —
 206
 0,97
 0,32
 0,93
 0,014
 0,005
 1,09
 0,13
 0,06
 0,08
 207
 1,03
 0,28
 0,97
 0,016
 0,018
 1,05
 0,25
 0,03
 0,13
 208
 0,55
 0,94
 0,34
 0,015
 0,012
 1,27
 0,22
 0,05
 0,12
 209
 0,28
 0,11
 0,36
 0,008
 0,004
 2,57
 0,16
 0,03
 0,04
 210
 0,81
 0,15
 0,33
 0,024
 0,003
 3,77
 0,20
 0,44
 0,12
 211
 0,39
 0,58
 0,45
 0,018
 0,003
 1,45
 0,20
 0,47
 0,13
 212
 0,59
 0,18
 0,18
 0,016
 0,006
 3,78
 —
 1,00

 213
 0,80
 0,11
 0,30
 0,013
 0,007
 3,96
 —
 9,22
 0,20
 214
 1,26
 0,39
 0,37
 —
 0,003
 4,30
 0,16
 0,98

 215
 0,46
 0,11
 1,15
 0,037
 0,024
 —
 —


 216
 0,45
 0,31
 0,60
 0,016
 0,027
 0,10
 0,22
 0,05
 0,14
 217
 0,45
 0,13
 1,04
 0,038
 0,033
 —
 —


 218
 0,10
 —
 0,40
 0,040
 0,015




 219
 0,04
 3,30
 0,08
 0,008
 0,007



 220
 0,04
 3,60
 0,07
 0,029
 0,008



 _
 221
 0,47
 0,12
 1,16
 0,045
 0,025




 222
 0,30
 0,28
 0,57
 0,010
 0,014
 0,05
 0,11
 0,35
 1,88
 223
 0,05
 0,08
 0,38
 0,024
 0,017




 224
 0,20
 0,23
 0,70
 0,036
 0,018


 _
 _
 225
 0,24
 0,28
 0,56
 —
 —
 0,9

 0,38
 0,43
 226
 0,42
 2,5
 0,375
 —
 —
 9,5

 1

 227
 0,41
 0,083
 0,93
 0,052
 0,023




 228
 0,34
 0,36
 0,62
 0,028
 0,029
 0,17
 0,22
 0,015
 0,23
 229
 0,34
 0,41
 0,60
 0,012
 0,025
 0,070
 0,130
 0,020
 0,14
 230
 0,32
 0,28
 0,73
 0,028
 0,008
 0,50
 0,18


 231
 0,30
 0,30
 0,73
 0,018
 0,017
 1,66
 0,09
 0,49
 2,13
 232
 0,30
 0,28
 0,72
 0,010
 0,010
 0,80

 0,44
 1,48
 233
 0,38
 0,195
 0,65
 0,014
 0,029
 0,050
 0,081


 234
 0,16
 —
 0,67
 0,066
 0,055


 _

 235
 0,03
 —
 0,44
 0,013
 0,022

 _
 _
 _
 236
 0,09
 —
 0,36
 0,014
 0,023


 _
 237
 0,07
 —
 0,38
 0,038
 0,022
 _

 _
 _
 238
 0,08
 —
 0,39
 0,036
 0,024
 239
 0,017
 —
 0,03
 0,013
 0,0095
 240
 0,085
 —
 0,37
 0,017
 0,023
 241
 0,065
 —
 0,34
 0,036
 0,043
 242
 0,11
 0,47
 0,016
 0,025
 243
 0,045
 —
 0,30
 0,018
 0,023
 244
 0,11
 —
 0,39
 0,042
 0,013
 245
 0,12
 —
 0,32
 0,088
 0,040
 246
 0,17
 0,09
 0,50
 0,087
 0,030
 247
 1,3
 ....
 -
 -
 0,40

 248
 0,25
 0,31
 0,54
 0,029
 0,029
 0,05
 0,160

 1,78
 249
 0,52
 0,25
 0,65
 0,017
 0,023
 250
 0,15
 0,15
 0,35
 0,012
 0,021
 0,45
 —
 0,40
 4,30
 104

Продолжение  табл.  15
 Номер  стали
 Ti
 Sn
 А1
 n2
 о2
 As
 V
 Со
 W
 Nb
 В
 201
 _





 0,01

 _
 —
 202
 -•
 —
 —
 —
 —
 —
 0,01
 -
 —
 ~
 203
 —
 —
 —
 —
 —
 0,04
 —
 —
 —
 —
 204
 —
 --
 —
 —
 —
 —
 0,14
 —
 —
 ...
 —
 205
 —
 -
 —
 —
 —
 —
 4,02
 —
 —
 20G
 —
 —
 —
 —
 —
 1,54
 —
 —
 207
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 1,15
 -
 -
 208
 —
 —
 —
 —
 0,18
 —
 2,10
 --
 —
 209
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 0,35
 —
 8,88
 ...
 —
 210
 —
 —
 —
 —
 --
 —
 1,07
 —
 18,25
 —
 -
 211
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 0,70
 —
 0,55
 —
 —
 212
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 0,70
 —
 0,55
 —
 —
 213
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 0,66
 —
 9,30
 —
 —
 214
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 1,15
 0,16
 1,79
 —
 —
 215
 —
 —
 -
 —
 —
 —
 3,85
 4,80
 13,00
 —
 —
 210
 —
 —
 —
 --
 _
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 217
 —
 -•
 360  г!т
 -
 —
 —
 -
 -
 -
 -
 -
 218
 —
 -
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 --
 -
 —
 219
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 220
 —
 —
 0,025
 —
 —
 -
 —
 —
 —
 —
 —
 221
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 /
 —
 -
 222
 —
 —
 —
 —
 —
 _
 —
 —
 -
 —
 223
 —
 0,022
 —
 —
 —
 —
 —
 ....
 —
 —
 224
 —
 —
 -
 -
 —
 —
 —
 —
 -
 -
 —
 225
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 -
 220
 —
 —
 —
 —
 —

 —
 —
 —
 -
 227
 -•
 —
 —
 —
 —
 _

 —
 —
 —
 —
 228
 —
 —
 —
 0,010
 —
 _

 —
 —
 —
 -
 229
 —
 0,047
 0,084
 —
 —
 —

 —
 —
 —
 —
 230
 —
 0,025
 0,010
 —
 —
 —

 —
 —
 —
 —
 231
 —
 0,010
 —
 —
 —
 _

 —
 —
 —
 —
 232
 —
 —
 —
 —
 —
 —

 —
 —
 —
 -
 233
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 0,15
 —
 —
 —
 -
 234
 —
 —
 —
 —
 —
 —

 —
 —
 —
 —
 235
 —
 —
 —
 0,0080
 —
 —

 —
 —
 —
 —
 230
 —
 —
 0,003
 —
 —
 —

 —
 —
 —
 -
 237
 0,075
 --
 120  г/т
 0,0050
 —
 0,063

 —
 —
 —
 —
 238
 —
 —
 —
 —
 —
 —

 —
 —
 —
 —
 239
 —
 —
 470  г/т
 0,0020
 —
 —

 —
 —
 —
 -
 240
 —
 —
 —
 —
 _


 —
 —
 —
 —
 241
 —
 —
 —
 0,0070
 —



 —
 —
 —
 242
 —
 —
 —
 0,0075
 —


 —
 —
 —
 -
 243
 —
 —
 —
 0,0070
 —
 —

 —
 —
 —
 —
 244
 —
 —
 —
 0,0048
 —


 —
 —
 —
 —
 245
 —
 —
 —
 0,0150



 —
 —
 —
 —
 240
 —
 —
 —
 —




 —
 —
 —
 247
 —
 —
 —
 —




 —
 —
 —
 248
 —
 —-



 —
 —
 -
 249
 —
 —
 0,006
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 250
 --
 --
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 14  Металлография  железа,  том  I
 105

Продолжение  табл.  15
 Номер  стали
 с
 Si
 Мп
 р
 S
 Сг
 Си
 Мо
 Ni
 251
 0,12
 —
 0,67
 0,035
 0,024
 —
 —
 —
 —
 252
 0,190
 0,20
 0,54
 0,032
 0,022
 —
 —
 —
 —
 253
 0,35
 0,35
 1,50
 —
 —
 _
 —
 0,22
 —
 254
 0,33
 0,22
 0,67
 0,027
 0,025
 1
 —
 0,28
 ---
 255
 0,38
 0,26
 0,58
 0,017
 0,020
 1,32
 —
 следы
 3,20
 256
 0,08
 0,50
 0,029
 0,020
 —
 —
 —
 —
 257
 0,038
 —
 0,31
 0,018
 0,015
 —
 —
 —
 —
 258
 1,30
 0,1
 0,3
 0,0016
 0,008
 —
 0,10
 —
 —
 259
 0,38
 0,24
 0,73
 0,018
 0,020
 —
 —
 —
 —
 260
 0,08
 —
 0,40
 0,021
 0,025
 —
 —
 —
 —
 261
 0,032
 —
 0,340
 0,014
 0,020
 —
 —
 —
 —
 262
 0,033
 —
 0,265
 0,020
 0,020
 —
 —
 —
 —
 263
 0,055
 -
 0,240
 0,018
 0,007
 —
 —
 —
 —
 264
 0,67
 0,40
 0,92
 0,020
 0,014
 0,30
 0,12
 —
 0,20
 265
 0,001
 —
 0,280
 0,013
 0,014
 —
 —
 —
 —
 266
 0,052
 —
 0,330
 0,030
 0,025
 —
 —
 —
 —
 267
 0,045
 —
 0,370
 0,034
 0,024
 —
 —
 —
 —
 268
 0,042
 -
 0,330
 0,018
 0,024
 —
 —
 —
 —
 269
 0,022
 0,003
 0,033
 0,010
 0,020
 —
 0,116
 —
 0,068
 270
 0,03
 1,7
 0,15
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 271
 0,02
 3,40
 0,08
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 272
 0,02
 3,13
 0,08
 0,016
 0,003
 —
 —
 —
 —
 273
 0,155
 —
 0,50
 0,015
 0,015
 —
 —
 —
 —
 274
 0,37
 0,34
 0,70
 0,014
 0,018
 —
 —
 —
 —
 275
 0,705
 0,395
 0,760
 0,023
 0,020
 —
 —
 —
 —
 276
 0,40
 1,60
 0,75
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 277
 0,018
 0,17
 0,15
 —
 —
 26
 —
 —
 —
 278
 0,046
 0,010
 0,445
 0,040
 0,033
 —
 —
 —
 —
 279
 0,38
 0,21
 0,53
 0,020
 0,009
 0,28
 —
 —
 —
 280
 0,08
 0,19
 0,20
 0,010
 0,007
 0,05
 —
 0,03
 1,85
 281
 0,36
 0,355
 0,860
 0,041
 0,019
 2,96
 0,34
 1,34

Продолжение  табл.  15
 Номер  стали
 Ti
 Sn
 А1
 n2
 о2
 As
 V
 Со
 W
 Nb
 В
 251
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 _
 252
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 253
 254
 —

 —
 —
 —

 —
 —

 255
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 256
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 257
 —
 -
 —
 0,010
 —
 -
 -
 -
 -
 -
 -
 258
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 259
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 260
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 261
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 262
 —
 —
 —
 0,0040
 —
 —
 —
 —
 —
 -
 -
 263
 —
 —
 —
 0,0040
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 264
 —
 —
 0,072
 0,0030
 —
 —
 —
 —
 —
 -
 -
 265
 —
 —
 0,0050
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 -
 —
 266
 —
 —
 —
 0,0025
 —
 —
 —
 —
 —
 -
 -
 267
 —
 —
 —
 0,0065
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 268
 —
 —
 —
 0,0095
 —
 —
 —
 —
 -
 -•
 —
 269
 —
 —
 —
 0,0040
 —
 -
 -
 -
 -
 —
 -
 270
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 ~
 —
 —
 271
 —
 —
 —
 —
 --
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 272
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 273
 Следы
 —
 0,003
 0,0015
 —
 -
 -
 -
 -
 -
 -
 274
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 275
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 276
 —
 —
 —
 —
 —
 -
 —
 —
 -
 -
 —
 277
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 278
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 -
 —
 —
 279
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 280
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 —
 281

ОПТИЧЕСКАЯ  МИКРОСКОПИЯ
 101/1  и  2.  Эти  две  микрофотографии  получены  при  абсолютно
одинаковых  оптических  условиях,  за  исключением  оптической
среды,  отделяющей  объектив  от  поверхности  образца.  Образец  из
углеродистой  стали,  содержащей  марганец,  был  частично  пре¬
вращен  изотермически  в  верхней  бейпитной  области  и  затем  за¬
кален  в  воде  (см.  ф.  170/5  и  171/1—4).  При  съемке  первой  микро¬
фотографии  применяли  сухой  планохроматический  объектив
с  числовой  апертурой  0,90,  а  при  съемке  второй  —  планохромати¬
ческий  объектив  с  числовой  апертурой  1,25  и  в  качестве  иммер¬
сионной  среды  кедровое  масло  (п  =  1,515  ±  0,0002).  Эти  две
микрофотографии  наглядно  показывают  влияние  числовой  апер¬
туры  па  четкость  изображения.  Вторая  микрофотография  улуч¬
шена,  кроме  того,  применением  среды  с  высоким  коэффициентом
преломления.
 101/3.  Эта  микрофотография  получена  при  граничных  опти¬
ческих  условиях.  На  шлифе  изотермически  обработанной  эвтек-
тоидной  стали  была  выбрана  область,  состоящая  из  тонкопластин¬
чатого  перлита  (см.  ф.  158),  и  сфотографирована  с  применением
иммерсионного  масла  (л---  1,515  ±  0,0002)  и  планохроматиче¬
ского  объектива  с  числовой  апертурой  1,25.  Конечное  увеличение
микроскопа  было  1250  :  1,  для  облегчения  интерпретации  отпеча¬
ток  с  негатива  увеличен  вдвое.  Среднее  расстояние  между  цемен-
титными  пластинками  перлита  в  центре  микрофотографии  равно
0,6  мм,  что  соответствует  разрешению  около  0,25  мкм.  На  не¬
котором  расстоянии  от  центра  пластинки  расположены  ближе
друг  к  другу  и  нс  разрешаются.
 101/4.  Участок,  состоящий  из  грубопластинчатого  перлита
(см.  ф.  156  и  157).  Светлополыюе  освещение.  Объектив  плано¬
хроматический.  Рельеф  (цементитные  пластинки)  выделяется
в  виде  темных  линий  на  светлом  фоне  феррита.
 101/5.  То  же  самое  поле  в  поляризованном  свете  (поляризатор
и  анализатор  скрещены  под  углом  75°).  Эффект  поляризации  на
феррите  (изотропный)  отличается  от  эффекта  поляризации  на
цементите,  где  видна  анизотропия  и  рельеф.
 101/6.  То  же  самое  поле  в  поляризованном  свете  (поляриза¬
тор  и  анализатор  скрещены  под  прямым  углом).  Рельеф  влияет
на  поляризационные  эффекты  и  предотвращает  полное  гашение.
 101/7.  То  же  самое  поле  при  темнополыюм  освещении  с  при¬
менением  простого  ахроматического  объектива.  Изображение
дополняет  ф.  101/4.  Обратите  внимание  на  искажение  изображе¬
ния  на  краях  микрофотографии  вследствие  аберрации.
 101/8.  То  же  самое  поле  при  интерференционном  контрасте.
Изображения  пластинок  размножены  вследствие  интерференции
за  исключением  тех  пластинок  (например,  в  правом  верхнем  углу
фотографии),  расстояния  между  которыми  соответствуют  рас¬
стоянию  между  интерференционными  полосами.
 ВЫСОКОТЕМПЕРАТУРНАЯ  МИКРОСКОПИЯ
 Хромоникельмолибденовая  сталь,  №  1.  Термическая  обра¬
ботка:  1000°  С,  охлаждение  со  скоростью  Ъ,ЪЬград!сек.  Эта  серия
микрофотографий  была  получена  во  время  охлаждения  и  пока¬
зывает  образование  и  рост  мартенситных  игл.
 102/1.  —  при  1000°  С;  102/2  —  при  325°  С  после  охлаждения
в  течение  23  мин;  102/3  —  при  300°  С  после  охлаждения  в  течение
26  мин;  102/4  —  при  280u  С  после  охлаждения  в  течение  28  мин;
102/5  —  при  270°  С  после  охлаждения  в  течение  30  мин;  102/6  —
при  260°  С  после  охлаждения  в  течение  32  мин;  102/7  —  при
235°  С  после  охлаждения  в  течение  38  мин.
 И  НТЕРФ  ЕРЕН  ЦИОН  Н  АЯ
ЭЛЕКТРОННАЯ  МИКРОСКОПИЯ
 103/1.  Измерение  внутреннего  потенциала  графита.  Эта
фотография  представляет  собой  интерференционное  электронно¬
микроскопическое  изображение  графитовой  пластинки,  получен¬
ной  путем  расщепления.  Одной  из  двух  зон  плоскости  объекта,
которые  накладываются  в  области  полос,  является  графитовая
 10$
 пластинка  толщиной  410  А  (41  нм),  тогда  как  другая  зона
соответствует  вакууму.  Снимок  иллюстрирует,  в  частности,  сдвиг
полос,  когда  они  пересекают  острие  пластинки  (наклонное  отно¬
сительно  полос).  Отношение  сдвига  к  расстоянию  между  поло¬
сами  Ьх!Ах  равно  (п  —  1)сА,  т.  е.  отношению  разности  фаз,
вызванной  пластинкой,  к  длине  волны.
 стриоскопия
 103/2.  Иглы  окиси  цинка  при  светлопольном  освещении.
Непрозрачная  металлизированная  проволока,  которая  должна
действовать  в  качестве  экрана  для  стриоскопического  изображе¬
ния,  уже  была  помещена  в  поле,  но  расположена  слегка  за  пре¬
делами  плоскости  фронта  волны,  содержащей  изображение  ис¬
точника.  Полосы,  которые  окаймляют  ее  тень,  являются  дока¬
зательством  того,  что  пучок,  освещающий  объект,  является
когерентным  и  что  проволока  ориентирована  правильно  относи¬
тельно  источника.
 102.3.  Стриоскопическое  изображение  игл  окиси  цинка.  Диа¬
метр  металлизированной  проволоки,  которая  действует  в  качестве
экрана,  равен  приблизительно  0,3  мкм.  Источником  является
тонкая  щель,  помещенная  внутри  конденсора.
 ОТРАЖАТЕЛЬНАЯ
ЭЛЕКТРОННАЯ  МИКРОСКОПИЯ
 104/1.  Перлитный  белый  чугун  (0j--2°,  0а  -  23°).  Опыт
показал,  что  при  увеличении  02  предел  разрешения  не  меняется.
Причиной  этого  является  уменьшение  освещенности  изображения.
Используя  пучок  электронов  высокой  интенсивности  и  ускоря¬
ющее  напряжение  более  50  кв,  можно  достигнуть  увеличения
от  1000  :  1  до  2000  :  1  при  значениях  02  приблизительно  от  20
до  25°.  При  этих  условиях  М2  —  М±  sin  02 	2,5.  При  этом
 искажение  невелико,  а  интерпретировать  изображение  легко.
 104/2.  Резко  охлажденная  аустенитная  сталь  (0Х  =  2°,
02  =  23°,  с  компенсационной  линзой).  Отношение  двух  харак¬
терных  увеличений  можно  еще  больше  приблизить  к  единице.
Для  этой  цели  цилиндрическую  линзу  помещают  за  проекционной
линзой  и  ориентируют  так,  чтобы  увеличить  М2  и  уменьшить  Мг.
Этим  способом  можно  получить  отношение  М21МХ  очень  близкое
к  единице,  поддерживая  02  при  умеренном  значении,  которое
обеспечивает  необходимую  яркость  изображения.
 ЭМИССИОННАЯ  ЭЛЕКТРОННАЯ  МИКРОСКОПИЯ
 105.  Микроснимки,  полученные  при  помощи  эмиссионного
электронного  микроскопа,  показывают  развитие  превращения
аустенит  перлит  в  стали  с  0,81%  С.  Поверхность  была  акти¬
вирована  осаждением  на  нее  тонкого  слоя  бария.  Обратите  вни¬
мание  на  фиксацию  эмиссионного  изображения  границ  зерен,
которое  обеспечивает  удобный  способ  определения  положения
этих  границ  во  время  превращения  (снимки  представлены  Иссле¬
довательскими  лабораториями  фирмы,  Айндховен).
 РАСТРОВАЯ  РЕНТГЕНОВСКАЯ  МИКРОСКОПИЯ
 Включения  сульфида  марганца  в  кипящей  стали  иногда  почти
полностью  окружаются  прослойкой  или  точками,  как  показано
на  микрофотографии  106/1,  снятой  при  помощи  оптического  мик¬
роскопа.  Эта  составляющая,  по-видимому,  является  включением
другого  происхождения.  Микрофотографии  106/2—5  являются
рентгеновскими  изображениями,  полученными  при  помощи  ска¬
нирующей  системы  микрозоида.  Размер  сканированных  обла¬
стей  100Х  100  мкм,  а  четкость  изображения  —  200  линий.  хЧикро-
фотографии  106/2,  4  и  5  представляют  изображения,  полученные
соответственно  в  Fe  К«,  МпКа*  и  SlKu-излучениях.  Микро¬
фотография  106/3  является  изображением  в  FcKa-излучении
с  использованием  устройства  для  дискриминации  импульсов  —
пороговый  и  полосовой  фильтры  пропускают  только  те  отражения,
которые  соответствуют  содержанию  железа  около  70%,  На  ОС¬

новании  полученного  таким  образом  изображения  можно  сделать
вывод  о  том,  что  компонент,  который  окружает  включение  суль¬
фида,  является  окислом  железа.
 Характерная  структура  сернистой  руды  показана  на  микро¬
фотографии  107/1.  Видны  белые  участки,  окруженные  серыми
и  черными  зонами.  Микрофотографии  107/2—5  являются  изо¬
бражениями  того  же  места  образца  соответственно  в  FeKa
(>50%  Fe),  FeKa  (<50%  Fe),  SiKa-  и  SKa-излучениях.  Ска¬
нированная  поверхность  имела  размеры  300X300  мкм.
 Исследование  этой  серии  микрофотографий  показывает,  что
сера  (107/5)  распределена  не  беспорядочно,  а  собрана  в  опреде¬
ленных  участках,  где,  вероятно,  связана  с  железом  (ф.  107/2
и  3).  Более  систематическое  исследование,  дополненное  счетом
интенсивности  отдельных  точек,  позволило  установить,  что  белые
участки  (ф.  107/1)  состоят  из  FeS.  Серые  и  черные  участки  со¬
стоят  соответственно  из  магнетита  и  сложного  силиката.  Так  как
сера  целиком  сконцентрирована  в  сульфиде,  то  ее  выделение  и
последующее  восстановление  из  металла  в  принципе  должно  быть
возможным.
 Исследование  фосфористых  чугунов  осложняется  тем,  что
в  оптическом  микроскопе  трудно  отличить  фосфид  железа  от
цементита  Fe3C.  Например,  в  фосфористом  сером  чугуне  (108/1)
области  стэдита  (стэдит  является  тройной  фосфидной  эвтектикой,
состоящей  из  феррита,  цементита  и  фосфида  железа)  разделяются
белыми  полосами.  Микрофотографии  108/2  и  3  являются  изо¬
бражениями  соответственно  в  FeKcr  и  Р/(а-излучениях.  Они
показывают,  что  белые  полосы  не  содержат  фосфора  (108/3)  и
что  содержание  железа  в  большей  части  междендритного  про¬
странства,  заполненного  фосфидной  эвтектикой,  и  в  белых  поло¬
сах  несколько  ниже,  чем  в  перлитной  матрице  (108/2).  Таким
образом,  белые  полосы,  по-видимому,  состоят  только  из  цемен¬
тита.
 Микрофотографии  108/4—7,  которые  являются  изображе¬
ниями  соответственно  в  Ti/Ca-,  V/Ca-,  MnKa-  и  SKa-излучениях,
дают  возможность  идентифицировать  весьма  сложное  включение,
расположенное  в  центре  микрофотографии  (108/1)  у  вершины
графитовой  пластинки.  Это  включение  является  сложным  окис¬
лом  титана  и  ванадия,  причем  титан  и  ванадий  концентрируются
соответственно  в  его  центральной  (108/4)  и  наружной  (108/5)
областях.  Некоторое  количество  сульфида  марганца  скопилось
на  обеих  сторонах  включения  (ф.  108/6  и  7).
 АВТОИОННАЯ  МИКРОСКОПИЯ
 109/1.  Автономная  микрофотография  кончика  железного  уса,
показывающая  выход  двойной  дислокации  на  плоскости  (001).
 ПРОЕКЦИОННАЯ
 РЕНТГЕНОВСКАЯ  МИКРОСКОПИЯ
 109/2.  Изображение  тонкой  фольги  перлита,  полученное
в  проекционном  рентгеновском  микроскопе  с  точечным  источ¬
ником.  Образец  был  утонен  электролитически  в  смеси  хлорной
(5%  НСЮ4)  и  уксусной  (95%  СН;,СООН)  кислот.  Снимок  получен
в  полихроматическом  излучении  золота,  бомбардируемого  элек¬
тронами,  ускоренными  разностью  потенциалов  12  кв.
 АВТОРАДИОГРАММЫ
 109/3,  4.  Авторадиограммы,  показывающие  влияние  тол¬
щины  образца  на  разрешающую  способность  изображения  для
элемента,  испускающего  (5-лучи  с  высокой  энергией  (в  настоящем
примере  мышьяк  76).  На  ф.  109/3  —  массивный  образец;  на
ф.  109/4  —  тонкая  фольга  толщиной  около  20  мкм.
 109/5,  6.  Авторадиограммы,  показывающие  влияние  высо¬
котемпературного  отжига  на  распределение  серы  в  стали
с  0,30%  С,  0,28%  Mn,  0,010%  S.  На  ф.  109/5  —  образец  в  литом
состоянии;  на  ф.  109/6—образец  после  отжига  при  1300°  С
в  течение  8  ч.
 МЕХАНИЧЕСКАЯ  ПОЛИРОВКА
 111/1.  Электронномикроскопический  снимок  алмазных  зерен,
содержащихся  в  6-мкм  алмазной  пасте.
 111/2.  Электронномикроскопический  снимок  алмазных  зе¬
рен,  содержащихся  в  1  -мкм  алмазной  пасте.
 111/3.  Электронномикроскопический  снимок  0,1  -мкм  зе¬
рен  у-окиси  алюминия,  применяемой  в  виде  суспензии  в  дистил¬
лированной  воде.
 111/4,7.  Поверхность  шлифа  очень  мягкой  стали  после  гру¬
бой  полировки  на  6-мкм  алмазной  пасте.  Электронномикроско¬
пический  и  оптикомикроскопический  снимки.
 111/5,8.  Поверхность  шлифа  очень  мягкой  стали  после  про¬
межуточной  полировки  на  \-мкм  алмазной  пасте.  Электронно¬
микроскопический  и  оптикомикроскопический  снимки.
 111/6,9.  Поверхность  шлифа  очень  мягкой  стали,  после  окон¬
чательной  полировки  0,1-мкм  окисью  алюминия.  Царапины  боль¬
ше  не  видны.  Электронномикроскопический  и  оптикомикроскопи¬
ческий  снимки.
 ПОТЕНЦИОСТАТИЧЕСКОЕ  ТРАВЛЕНИЕ
 Хромоникелькобальтовая  сталь  №  2.  Травитель:  1-н.  рас¬
твор  серной  кислоты,  содержащей  0,1  г  тиоцианата  (NH4CNS)
на  1  л.
 112/1.  Травление  при  —0,23  в  в  течение  30  сек.  При  этом
потенциале  6-феррит  является  активным  и  поэтому  растворяется
быстро.  Он  выявляется  в  виде  черных  участков  на  светлом  фоне
непротравленного  аустенита.
 112/2.  Тот  же  режим,  плюс  15  сек  при  —0,06  в.  Аустенитная
матрица,  не  протравившаяся  на  верхнем  фото,  теперь  раство¬
ряется.  После  15  сек  травление  все  же  слабое.  Появились  ряды
коррозионных  ямок,  связанные  с  ориентацией  решетки  аустени¬
тной  матрицы.  Они,  вероятно,  являются  результатом  неболь¬
шого  поверхностного  наклепа,  вызванного  полировкой.
 112/3.  После  более  длительной  выдержки  (30  сек)  при  этом
потенциале  (—0,06  в)  травление  значительно  более  интенсивное.
 ЦВЕТНАЯ  МЕТАЛЛОГРАФИЯ
 На  микроснимках  показаны  характерные  металлографиче¬
ские  структуры  обычных  углеродистых  сталей,  которые  наблю¬
даются  в  оптическом  микроскопе  при  белом  свете  после  электро¬
литического  полирования,  слабого  травления  в  реактиве  [1.1]
и  окисления  поверхности  на  воздухе.
 113/1.  Перлит,  образовавшийся  при  медленном  охлаждении
стали  с  0,47%  С.
 113/2.  Троостит,  бейнит  и  мартенсит.
 113/3.  Мартенсит  и  остаточный  аустенит  (желтоватого  цвета)
в  стали  с  0,31%  С,  хромом  и  никелем.
 113/4.  Та  же  сталь  после  отпуска  при  500°  С  в  течение  4  ч.
 113/5.  Та  же  сталь  после  отпуска  при  650°  С  в  течение  4  ч
(сорбит).
 ИНТЕРФЕРЕНЦИОННАЯ  МИКРОСКОПИЯ
 Сталь  с  1%  С  и  2%  Мп.  Термическая  обработка:  950°  С
в  течение  10  мин,  закалка  в  воде.
 114/1.  После  осаждения  селенида  цинка  из  пара.  Мартенсит
темный,  а  остаточный  аустенит  светлый.
 114/2.  После  травления  в  3%-ном  растворе  серной  кислоты
в  спирте.  То  же  поле,  что  и  на  микрофотографии  114/1.
 Железоникелевый  сплав,  содержащий  33%  N1.  Литое  со¬
стояние;  охлаждение  при  температуре  жидкого  азота  (—196°  С)
в  течение  10  мин.
 114/3.  Поверхность  покрыта  осажденным  из  пара  селенидом
цинка.  На  светлом  фоне  аустенита  темные  мартенситные  иглы.
 Хромоникелевая  аустенитная  сталь.  Термическая  обработка:
1300°  С  в  течение  15  мин,  закалка  в  воде;  повторный  нагрев  при
650°  С  в  течение  10  000  ч,  охлаждение  на  воздухе.
 114/4.  Покрыт  осажденной  из  пара  окисью  титана.  Вытя¬
нутые  нитевидные  скопления  карбидов  Ме2зСв  (темные)  на  гра¬
ницах  зерен  и  мартенситные  участки  (серые)  вблизи  границ.
Аустенитная  матрица  белая.
 Хромоникелевая  аустенитная  сталь,  содержащая  молибден.
 Термическая  обработка:  1300°  С  в  течение  15  мин,  закалка  в  воде;
повторный  нагрев  при  800°  С  в  течение  10  000  ч,  охлаждение  на
воздухе.
 114/5.  Покрыт  осажденным  из  пара  селенидом  цинка.  Кар¬
биды  (темные)  на  границах  зерен,  a-фаза  (светло-серая)  на  гра¬
ницах  и  внутри  зерен  и  аустенитная  матрица  (белая).
 Хромоникелькремнистая  сталь.  Термическая  обработка:
1250°  С  в  течение  1  ч,  закалка  в  воде;  повторный  нагрев  при  1000°С
в  течение  5  ч,  охлаждение  на  воздухе.
 114/6.  Покрыт  осажденной  из  пара  окисью  титана.  Аустенит
(белый),  феррит  (серый)  и  вытянутые  нитевидные  скопления  кар¬
бидов  (светло-серые),  главным  образом  на  границах  между  фер¬
ритом  и  аустенитом.
 Феррохром,  содержащий  4,96%  С.  Термическая  обработка:
550°  С  в  течение  250  ч,  охлаждение  на  воздухе.
 114/7.  После  осаждения  из  пара  окиси  титана.  Кар¬
биды  Ме7С3  (темно-серые),  карбиды  Ме2зСе  (светло-серые)  и
твердый  раствор  железо-хром  (белый).
 114/8.  После  травления  10%-ной  хромовой  кислотой.  Тоже
поле,  что  и  на  микрофотографии  114/7.
 109

Сталь  с  1½  С  и  1%  Мп.  Термическая  обработка:  П506С
в  течение  1  ч,  закалка  в  ледяной  воде.
 114/9.  Светлопольное  освещение.  После  осаждения  из  пара
окиси  титана.  Мартенситные  пластинки  (темные)  и  остаточный
аустенит  (светло-серый).
 114/10.  Скрещенные  призмы  Николя.  В  поляризованном
свете  мартенситные  пластинки  кажутся  светлыми  или  темными
в  зависимости  от  их  ориентации.  Контраст  весьма  заметный.
 ДВУХСТУПЕНЧАТЫЕ  РЕПЛИКИ
 115/1.  Неоттененная  триафол-угольная  реплика  стали,  це¬
ментованной  при  930°  С  в  течение  4  ч  и  охлажденной  на  воздухе.
Перлитная  структура,  состоящая  из  цементитных  пластинок
в  феррите.
 115/2.  Предварительно  оттененная  хромом  триафол-уголь¬
ная  реплика  стали  с  0,8%  С,  закаленной  в  масле  от  820°  С.  Микро¬
фотография  показывает  мартенсит  и  островки  остаточного  ау¬
стенита.
 115/3.  Предварительно  оттененная  хромом  триафол-уголь¬
ная  реплика  стали  с  1%  С,  закаленной  в  масле  от  900°  С  и  отпу¬
щенной  при  175°  С  в  течение  1  ч.  Внутри  мартенситных  игл  видно
обильное  выделение  карбидов.
 115/4.  Серебряно-угольная  реплика  высокохромистой  высо¬
коуглеродистой  инструментальной  стали  с  оттенением  вторичного
отпечатка  окисью  вольфрама.  Обратите  внимание  на  ясно  види¬
мую  структуру  серебра,  которая  может  обусловить  ошибочную
интерпретацию  изображения.
 МИКРОФРАКТОГРАФИЯ
 Очень  низкоуглеродистая  сталь.  Ударное  разрушение  при
—196°  С.
 116/1,2.  Микрофрактографические  снимки  поверхностей
разрушения  сколом.  Одноступенчатые  угольные  реплики.  Одной
из  характерных  особенностей  излома  по  плоскостям  скола  яв¬
ляется  наличие  ручьев  (116/1).  Они  фактически  являются  неболь¬
шими  ступеньками  на  поверхности  излома.  Излом  следует  па¬
раллельным  плоскостям  скола,  расположенным  на  небольших
расстояниях  друг  от  друга.  Линии  ручьев  соответствуют  пере¬
сечениям  этих  различных  плоскостей.  Излом  распространяется
в  направлении  слияния  ручьев.  Обратите  также  внимание  на
возросшее  количество  ручьев  там,  где  излом  пересекает  границу
субзерна.  Другой  особенностью  является  наличие  небольших
языков  (116/2).  Они  соответствуют  участкам,  где  трещина  рас¬
пространяется  не  по  плоскости  скола,  а  вдоль  поверхности  раздела
между  двойником  и  самим  кристаллом.  Двойники  образуются  на
фронте  трещины  из-за  возникших  там  больших  напряжений.
 Железоникелевый  сплав  с  30%  N1.  Разрушение  растяже¬
нием  при  20°  С.
 116/3,4.  Микрофотографические  снимки  вязкого  излома.
Одноступенчатые  угольные  реплики.  Вязкие  изломы  всегда  очень
схожи.  Их  поверхности  состоят  из  наложенных  друг  на  друга
чашечек,  вогнутых  на  обеих  плоскостях  излома.  Эти  чашечки
возникают  на  включениях  окиси  никеля.
 Раскисленная  алюминием  низкоуглеродистая  томасовская
сталь.  Разрушение  ударом  при  20°  С.
 116/5.  Микрофрактографический  снимок  вязкого  излома.
Одноступенчатая  угольная  реплика.
 Также,  как  на  фото  116/3  и  4,  чашечки  возникают  в  разры¬
вах  металла,  разделяющих  пустоты,  которые  образуются  на
каждом  включении  во  время  деформации.
 Нержавеющая  сталь  №  3.  Обработка:  15  мин  при  1000°  С,
охлаждение  на  воздухе;  испытан  на  ползучесть  в  течение  ИЗО  ч
при  650°  С  под  напряжением  10  кГ/мм2  (98  Мн/м2).  Разрушение
при  —196°  С.
 116/6.  Микрофрактографический  снимок.  Одноступенчатая
угольная  реплика.
 В  зонах,  разрушенных  при  низкой  температуре,  можно  видеть
трещины,  которые  образовались  при  высокой  температуре  и  имеют
межкристаллитный  характер.  Дно  этих  трещин  покрыто  бороз¬
дами,  аналогичными  бороздам,  которые  образуются  на  свободных
поверхностях  при  абсорбции  кислорода  или  иногда  на  границах
зерен  при  абсорбции  некоторых  элементов  в  твердом  растворе
в  матрице.  Можно  сделать  вывод  о  том,  что  на  поверхности  тре¬
щин,  образовавшихся  при  высокой  температуре,  имеется  абсор¬
бированный  слой.  Этот  слой,  уменьшая  поверхностную  энергию,
способствует  распространению  трещин.  Обратите  внимание  на
наличие  экстрагированных  карбидов  Л4е2зСв-
 110
 ТОНКИЕ  ФОЛЬГИ  МЕТАЛЛОВ
 Нержавеющая  сталь.  Термическая  обработка:  отжиг  при
1100°  С  в  течение  5  ч.
 117.  Тонкая  фольга.  Наблюдение  напросвет  при  помощи
электронного  микроскопа  с  ускоряющим  напряжением  1000  кв.
 Более  или  менее  искривленные  черные  линии,  видимые  на
микрофотографии,  соответствуют  дислокациям  на  плоскости
скольжения.  В  верхней  части  изображения  и  по  всей  его  ширине
сетка  интерференционных  полос  выявляет  наличие  границы  между
двумя  кристаллами.  И  наконец,  в  верхнем  левом  углу  имеется
«муаровая»  структура  —  на  микрофотографии  этот  участок  обо¬
значен  буквой  а,  а  на  увеличенном  изображении  —  буквой  б.
Это,  вероятно,  можно  объяснить  тем,  что  электронный  пучок
последовательно  прошел  через  два  наложенных  друг  на  друга
кристалла  с  весьма  незначительно  разнящимися  ориентациями.
 Нержавеющая  сталь.  Тонкие  металлические  фольги.  Наблю¬
дение  напросвет  при  помощи  электронного  микроскопа  с  уско¬
ряющим  напряжением  1000  кв.
 118/1.  Кристалл  аустенита,  содержащий  большое  количество
дислокаций,  многие  из  которых  сгруппированы  на  плоскостях
скольжения  идентичной  ориентации  на  обеих  сторонах  двойника.
В  левой  и  средней  части  изображения  видны  также  узлы  дисло¬
каций.
 118/2.  Изображения  дислокаций,  расположенных  на  раз¬
личных  плоскостях  скольжения  и  имеющих  различный  кон¬
траст,  изменяющийся  в  зависимости  от  ориентации  этих  пло¬
скостей  по  отношению  к  поверхности  фольги.
 118/3.  Тот  же  участок  при  темнопольном  освещении.
 СТРУКТУРЫ  ЗАТВЕРДЕВШЕГО  МЕТАЛЛА
 121/1.  Дендриты  в  30-т  слитке  никельхромомолибденовой
стали;  видны  главные  дендритные  оси  с  равноотстоящими  вет¬
вями,  оканчивающимися  пирамидами.
 121/2.  Продольное  сечение  показанных  выше  дендритов,
имеющих  три  различных  направления:  одно  продольное  сечение
сплавлено  с  двумя  поперечными.
 121/3.  Детали  приведенного  выше  сечения.  После  травления
чистые  оси  темнеют.  Некоторые  дендритные  оси  находятся  в  про¬
цессе  развития.
 121/4.  Сталь  с  4%  Si,  литое  состояние.  После  окончания  за¬
твердевания  дендритные  образования  исчезли,  зерна  соедини¬
лись  друг  с  другом  и  стали  равноосными.
 121/5.  Заготовка  той  же  кремнистой  стали,  полученная  не¬
прерывной  разливкой.  В  углу  литой  заготовки  наблюдаются  три
обычные  зоны  затвердевания.
 121/6.  Самозакаливающаяся  хромоникелевая  сталь,  литое
состояние  (1500-/сг  слиток).  Излом,  показывающий  три  зоны  за¬
твердевания.
 121/7.  Вертикальное  сечение  200-кг  слитка  хромомолибде¬
новой  стали;  после  травления  раствором,  содержащим  хлористую
медь,  видны  ранее  отмеченные  зоны.  Чистые  дендритные  оси  ка¬
жутся  черными.
 121/8.  Металлографическая  структура  обычной  углероди¬
стой  стали,  содержащей  0,2%  С.  Ферритные  зерна  и  перлитные
участки  имеют  только  отдаленное  сходство  со  структурой  за¬
твердевшего  металла.
 122/1.  Поперечное  сечение  столбчатой  зоны  4-т  слитка  сред¬
неуглеродистой  стали;  видны  дендриты  в  различных  стадиях
роста.  Чистые  дендритные  оси  черные.
 122/2.  После  окончания  затвердевания  дендритные  оси  вы¬
являются  травлением  в  реактиве,  содержащем  хлористую  медь.
 122/3.  Тот  же  слиток.  Дополнительное  травление  выявило
границы  зерен  после  затвердевания.
 122/4.  Детали  приведенного  выше  сечения.  Дендритные  оси
(черные)  содержат  включения  окислов.  Белые  участки  образо¬
вались  в  результате  ликвации.
 122/5.  Та  же  сталь  после  нормализации.  Вторичная  струк¬
тура  (феррит  и  перлит);  литая  структура  не  проявляется.
 122/6.  Травление  показанного  выше  участка  раствором,
содержащем  хлористую  медь,  позволило  вновь  выявить  дендриты,
образовавшиеся  во  время  затвердевания.
 122/7.  Та  же  сталь,  закаленная  в  воде  после  отливки.  Как  и
на  микрофотографии  122/5,  нет  следов  структуры  затвердевшего
металла:  мартенсит  кажется  однородным.
 122/8.  В  действительности  мартенсит  является  химически
неоднородным,  что  выявляет  травление  того  же  участка  реак¬
тивом,  содержащим  хлористую  медь.  Следовательно,  литая  струк¬
тура  просто  маскируется  последующей  термической  обработкой.
 123/1.  Продольное  сечение  180-т  блюма.  Прокатное  состоя¬
ние.  Полосчатая  структура  состоит  из  чередующихся  ферритных
и  перлитных  полос.

123/2.  Тот  же  участок  после  закалки.  Полосчатая  структура
почти  полностью  исчезла.  Только  наличие  нескольких  строчечных
сульфидных  включений  характеризует  ликвационные  полосы.
 123/3.  Лист  никельхромомолибденовой  стали  после  про¬
катки,  закалки  и  отпуска.  Травление  раствором,  содержащим
хлорид  меди,  выявляет  дендриты,  вытянутые  в  направлении
прокатки.
 123/4.  Поперечное  сечение  того  же  листа.  Дендриты  сжаты,
но  они  короче,  чем  показанные  выше.  Эти  вытянутые  зоны  лик¬
вации  являются  причиной  полосчатой  структуры  (см.  ф.  123/1).
 123/5.  Сечение  головной  части  125-т  слитка  среднеуглеро¬
дистой  стали  с  0,5%  Сг.  Структура  на  расстоянии  2/3  от  центра
до  поверхности  состоит  из  феррита  и  перлита.  Содержание  угле¬
рода  0,33%,  т.  е.  почти  равно  содержанию  углерода  плавки  —
0,32%.
 123/6.  Тот  же  слиток.  Сечение  через  головную  часть  по  оси
слитка.  Макроликвация  в  слитке  дала  значительно  большее
содержание  углерода  (0,65%)  и  тонкопластинчатую  перлитную
структуру.  Эту  часть  слитка  обычно  отрезают.
 123/7.  50-лш  пруток,  полученный  прокаткой  4-т  слитка
обычной  углеродистой  стали  с  0,65%  С.  Поперечное  сечение
около  поверхности  прутка  на  расстоянии  3/4  от  центра  до  поверх¬
ности.  Структура—феррит  и  перлит.  Локальный  анализ  0,61%  С.
 123/8.  Тотже  пруток,  но  в  центре  ликвации  (0,77%  С).  Пруток
имеет  полностью  перлитную  структуру.  Снимок  характеризует
макроликвацию  в  прокатанном  состоянии.
 НЕМЕТАЛЛИЧЕСКИЕ  ВКЛЮЧЕНИЯ
 Кипящая  сталь  с  0,05%  С.  Литое  состояние.
 126/1.  Круглые  темно-серые  включения  сложного  окисла
марганца  и  железа,  содержащие  на  периферии  небольшие  коли¬
чества  сульфида  марганца  (светло-серые  участки  на  микрофото¬
графии).
 126/2—4.  Изображения,  полученные  путем  сканирования
микрозондом.
 126/5.  Круглое  серое  включение,  содержащее  белые  иглы,
состоящие  из  дендритов  силиката  марганца  и  окиси  марганца.
 126/6—8.  Изображения,  полученные  путем  сканирования
микрозондом.
 Марганцовистая  сталь  №  4.  Раскислена  алюминием,  дефор¬
мирована  в  горячем  состоянии.
 126/9,  10.  Стекловидное,  деформируемое,  серое,  полупро¬
зрачное  включение.  Твердый  раствор  FeO—Si02  и  МпО—Si02.
 Хромомолибденовая  сталь  №  5.  Раскислена  алюминием,
литое  состояние.
 126/11.  Темно-серые  игольчатые  кристаллы  алюмината
в  светло-серой  матрице,  состоящей  из  оксисульфидов.
 Марганцовистая  сталь  №  4.  Раскислена  алюминием,  после
горячей  деформации.
 126/12.  Строчечные  включения  алюмината  параллельны
направлению  горячей  деформации.
 Аустенитная  нержавеющая  сталь  №  6.  Раскислена  крем¬
нием  и  цирконием;  литое  состояние.
 127/1.  Многофазное  шаровидное  включение,  состоящее  из
темно-серого  фона  силиката  марганца,  содержащего  несколько
светло-серых  кристаллов  окислов  циркония,  хрома,  марганца  и
железа.
 127/2—7.  Изображения,  полученные  путем  сканирования
микрозондом.
 Никельхромомолибденовая  конструкционная  сталь.  После
ковки  и  отжига.
 127/8.  Темно-серое  непрозрачное  кристаллическое  включе¬
ние  является  хромитом.
 127/9.  Темно-серое  непрозрачное  включение  (хромит),  со¬
держащее  темно-серые  иглы  окиси  алюминия.
 Углеродистые  конструкционные  стали.  Литое  состояние.
 128/1.  Круглые  серые  включения  окиси  сульфида  железа  и
марганца,  богатые  MnS  (сульфиды  I  типа).
 128/2.  Сульфиды,  расположенные  в  виде  эвтектических  агре¬
гатов  (сульфиды  11  типа).
 128/3.  Темно-серый  кристаллический  сульфид  (сульфид
III  типа).
 После  деформации.
 ♦  128/4.  Удлиненные  оксисульфцды  железа  и  марганца,  бо¬
гатые  MnS,  деформированные  прокаткой.
 Аустенитная  нержавеющая  сталь,  №  7.  Раскислена  и  ста¬
билизирована  титаном;  литое  состояние.
 128/5.  Светло-серые  межкристаллитные  включения  являются
сульфидом  титана  TiS.
 128/6.  Богатые  титаном  светло-серые  включения  (74%  Ti
по  рентгеноспектральному  анализу  с  Ti/Ссгизлучением)  являются
 окислами,  карбидами  или  нитридами,  содержащими  несколько
темных  частичек  окиси  алюминия.
 Никельхромомолибденовая  сталь.  Раскислена  титаном;  ли¬
тое  состояние.
 128/7,  8.  Стекловидное  включение,  содержащее  светло-серые
пластинки  сложного  окисла  железа  и  титана.  После  ковки.
 128/9.  То  же  включение,  деформированное  и  удлиненное  в  на¬
правлении  ковки.
 Аустенитная  нержавеющая  сталь  №  8.  Стабилизирована
ниобием;  литое  состояние.
 128/10.  Светло-серые  межкристаллитные  кристаллы  карбида
или  нитрида  ниобия  наряду  с  темно-серыми  включениями  суль¬
фида  марганца  и  черными  включениями  алюмината  марганца
(шпинелей).  500  :  1.
 6-ФЕРРИТ
 Хромомолибденовая  сталь  №  9.  Термическая  обработка;
1100°  С  в  течение  1  ч,  закалка  в  воде.
 131/1,  3,  4.  При  высоких  температурах  аустенит  находится
в  равновесии  с  6-ферритом  (белые  участки  на  микрофотографиях
131/1  и  3,  темные  участки  на  микрофотографии  131/4).  Феррит,
образовавшийся  при  высокой  температуре,  был  зафиксирован  при
комнатной  температуре  закалкой,  тогда  как  аустенит  превра¬
тился  в  мартенсит.  Обратите  внимание  на  полосчатый  вид  фер¬
рито-мартенситной  структуры.  Это,  вероятно,  вызвано  ликвацией
молибдена  и  других  элементов  в  направлении,  параллельном  на¬
правлению  прокатки.  Влияние  ликвации  может  быть  умень¬
шено,  и  только  после  длительной  термической  обработки  может
быть  получена  приблизительно  равноосная  структура,  которая
показана  на  микрофотографиях  131/2  и  5.
 Хромокобальтмолибденовая  сталь  №  10.  Термическая  обра¬
ботка:  1250°  С  в  течение  1  ч;  закалка  в  воде.
 131/2,  5.  Более  или  менее  полигональные  участки  6-феррита
в  мартенситной  матрице.  При  1250°  С  и  данном  составе  6-феррит,
который  образовался  из  расплава,  находится  в  равновесии  с  ау¬
стенитом.  Часть  феррита  превратилась  в  аустенит.  При  закалке
аустенит  превратился  в  мартенсит,  тогда  как  феррит  сохранился.
Обратите  внимание  на  характерную  вогнутую  форму  границ
зерен  6-феррита;  это  указывает  на  то,  что  у-аустенит  зародился
внутри  кристаллов  6-феррита  и  рос  за  их  счет.
 Хромоникелевая  сталь  №  11.  Термическая  обработка:
1175°  С  в  течение  20  мин;  закалка  в  воде.
 131/6,  7.  Скопления  карбидов  и  6-феррита  в  белой  аусте¬
нитной  матрице.  Карбиды  черные,  тогда  как  6-феррит  слегка  окра¬
шен.  Сталь  при  комнатной  температуре  и  при  равновесных  усло¬
виях  содержит  большое  количество  богатой  хромом  a-фазы.  После
отжига  при  температуре  1175°  С,  которая  выше  максимальной
температуры  существования  a-фазы,  эта  фаза  распадается  на
аустенит  и  богатые  хромом  карбиды.  Одновременно  образуется
довольно  большое  количество  6-феррита.  После  охлаждения  с  до¬
статочной  скоростью  сложная  структура,  состоящая  из  6-фер-
рита,  аустенита  и  карбидов,  делается  устойчивой  вплоть  до  ком¬
натной  температуры  (ср.  с  микрофотографиями  226/1  и  2).
 Нержавеющая  сталь  с  18%  Сг  и  8%  Ni  №  12.  Термическая
обработка;  1150°  С,  закалка  в  воде;  повторный  нагрев  при  900°  С
в  течение  1  ч.
 132/1.  Наличие  а-стабилизатора  молибдена  является  причи¬
ной  образования  после  закалки  от  1150°  С  островков  6-феррита.
При  отпуске  они  частично  превращаются  в  карбиды  типа  Ме2зС9
и  аустенит.  Черные  участки  на  микрофотографии  соответствуют
частично  превращенным  островкам.  Матрица  —  аустенитная.
 132/2.  Двухступенчатая  никель—угольная  реплика  с  экст¬
ракцией  карбидов.  Эта  микрофотография  иллюстрирует  распре¬
деление  карбидов  Ме2зС6  (черные),  возникающих  при  распаде
6-феррита.
 132/3,  4.  Рентгеновские  изображения,  полученные  скани¬
рованием  участка  200X200  мкм  предшествующей  реплики
в  СтКа  и  Ре/Са-излучениях.  Богатые  хромом  и  железом
участки  имеют  такую  же  форму,  что  и  островки  на  микрофото¬
графии  (132/2).
 132/2.  Оба  элемента  связаны  с  карбидом  Ме23Св.  Точечные
анализы  дали  отношение  Fe  :  Сг  (%,  по  массе)  приблизительно  2.
Разрушение  ударом  при  —196°  С.
 132/5.  Микрофрактографический  снимок  излома.  Односту¬
пенчатая  угольная  реплика.  Разрушение  проходит  по  границам
аустенитных  зерен,  на  которых  выделились  карбиды  хрома,  и
пересекает  островки  6-феррита.  Центр  этих  островков  имеет
особенность  (небольшие  языки),  характерную  для  изломов  по
плоскостям  скола  (см.  фото  116/1  и  2).  Так  как  излом  этого  типа
не  встречается  в  гранецентрированных  кубических  металлах,  эта
особенность  означает,  что  центр  островков  состоит  из  непре-
вращенного  6-феррита.
 111

132/6.  Рентгеновское  изображение,  полученное  путем  ска¬
нирования  участка  200X  200  мкм  предшествующего  снимка
в  Сг/Са-излучении.  Оно  показывает  распределение  карбидов
в  областях,  где  6-феррит  распался.
 Y-АУСТЕНИТ
 Нержавеющая  сталь  с  18%  Сг  и  8%  Ni.  Обработка:  про¬
катка  и  повторный  нагрев.
 136/1,  2.  Быстрым  охлаждением  от  температур  порядка
1100°  С  можно  стабилизировать  аустенит  в  высокохромистых
и  высоконикелевых  сплавах  вплоть  до  комнатной  температуры
и  исследовать  его  в  этом  состоянии  под  микроскопом.  Этот  ау¬
стенит  встречается  в  виде  зерен,  которые  имеют  довольно  пра¬
вильные  полигональные  границы.  Напряжения  вследствие  сжа¬
тия  металла  вызывают  появление  большого  количества  терми¬
ческих  двойников.
 Термическая  обработка:  1050°  С  в  течение  1  ч,  закалка  в  воде.
 136/3,  4.  При  помощи  просвечивающей  электронной  микро¬
скопии  можно  наблюдать  характерные  дислокационные  конфи¬
гурации  на  субграницах  аустенита.  Изображения  дислокации
представляют  темные  линии  на  фоне  более  светлой  матрицы.
Видны  также  чередующиеся  светлые  и  темные  полосы;  они  соот¬
ветствуют  дефектам  упаковки  в  гранецентрированной  кубической
решетке  аустенита  (см.  также  ф.  227/7  и  8).
 Сталь  Гадфильда  №  13.  Литое  состояние.
 136/5,  6.  Травление  поверхности  этой  стали  пикралем  [2.1]
выявляет  структуру  полигональных  зерен  аустенита.  Во  многих
областях  прошло  двойникование.  Кроме  того,  этот  травитель
выявляет  значительную  неоднородность  аустенита,  являющуюся
результатом  ликвации  при  затвердевании.  Эта  неоднородность
может  быть  устранена  только  длительным  отжигом  при  высокой
температуре.
 136/7.  Бисульфит  натрия  [35]  не  может  выявить  химиче¬
ской  неоднородности  стали  так  хорошо,  как  предшествующий
травитель.  Однако  такое  травление  значительно  лучше  выявляет
изменения  некоторых  структурных  характеристик,  как  например,
ориентацию  плоскостей  решетки,  границ  зерен  и  т.  д.  При  по¬
мощи  этого  травителя  можно  обнаружить  ориентацию  аустенит¬
ных  зерен  относительно  поверхности  образца,  так  как  он  выяв¬
ляет  места  пересечения  плоскостей  решетки  с  этой  поверхностью.
 Обработка:  после  травления  деформация  сжатием  (~5%).
 136/8.  Помимо  следов  плоскостей  решетки  и  дефектов  кри¬
сталла,  предварительно  выявленных  травителем,  отчетливо
видна  новая  сетка  линий.  Линии  слегка  искривлены,  имеют  опре¬
деленные  ориентации  и  приблизительно  параллельны  в  пределах
каждого  зерна.  Новая  сетка  образовалась  путем  пересечения  пло¬
скостей  скольжения,  по  которым  прошла  деформация,  с  по¬
верхностью  образца.
 Сталь  с  9%  N1,  №  14.  Термическая  обработка:  900°  С  в  те¬
чение  1  п;  охлаждение  на  воздухе  -►  790°  С  в  течение  1  ч;  закалка
в  воде.
 137/1.  Относительно  мелкоигольчатый  мартенсит  (см.
ф.  181—184).
 137/2.  Одноступенчатая  реплика,  1%-ный  формвар,  отте-
нение  Ge,  30°.  Количество  стабилизированного  аустенита  очень
мало  —  порядка  2—3%.
 Термическая  обработка:  отпуск  при  590°  С  в  течение  10  ч.
 137/3.  В  оптическом  микроскопе  невозможно  различить  с  пер¬
вого  взгляда  отпущенную  и  закаленную  структуры  (см.  ф.  137/1).
 137/4.  Одноступенчатая  реплика,  1%-ный  формвар,  оттене-
ние  Ge,  30°.  При  этом  увеличении  имеется  существенное  различие
между  закаленной  и  отпущенной  структурами.  Большинство
стабильных  выделений  аустенита  имеет  преимущественную  ориен¬
тировку,  которая  связана  с  первоначальными  ориентациями  мар¬
тенситных  игл.  Матрица—феррит.
 Хромомолибденовая  сталь  №  15.  Термическая  обработка:
930°  С  в  течение  30  мин,  выдержка  в  течение  2  ч  у  двери  печи,
затем  охлаждение  на  воздухе.
 137/5.  Зернистый  перлит  в  хромомолибденовой  стали.
 137/6.  Одноступенчатая  реплика,  1%-ный  формвар,  усиле¬
ние  2%-ным  коллодием,  оттенение  Ge,  45°.
 Остаточный  аустенит  в  структуре  зернистого  бейнита.
 Однако  часть  аустенита  в  бейните  при  охлаждении  превра¬
тилась  в  мартенсит.
 Марганцовистая  сталь  №  16.  Термическая  обработка:
30  мин  при  900°  С,  охлаждение  со  скоростью  6,5  град/сек.
 137/7.  Одноступенчатая  реплика,  1%-ный  формвар,  отте¬
нение  Ge,  30°.  Белые  участки  остаточного  аустенита  в  бейнитной
структуре.
 Эвтектоидная  сталь  №  17.  Термическая  обработка:  985°  С
в  течение  35  мин;  закалка  в  воде.
 112
 137/8.  Одноступенчатая  реплика,  1%-ный  формвар,  усиле¬
ние  2%-ным  коллодием,  оттенение  Ge,  45°.  Остаточный  аустенит
(белые  участки)  в  мартенситной  структуре.
 Хромоникелевая  сталь  №  18.  Литое  состояние,  после  элек¬
тролитического  полирования  окисление  на  воздухе  при  550°  С.
 138/1.  Изменения  цвета  выявляют  дендритную  ликвацию.
По-видимому,  дендриты  группируются  в  семейства  с  одинаковой
ориентацией.
 138/2.  Четко  выявляется  связь  между  зернами  и  дендри-
тами.  Гамма  цветов  в  дендритах  меняется  от  одного  зерна  к  дру¬
гому  в  соответствии  с  ориентацией  зерна  относительно  исследуе¬
мой  поверхности.
 138/3.  По-видимому,  расположение  границ  зерен  не  связано
с  дендритами.  Один  и  тот  же  дендрит  при  пересечении  границы
меняет  цвет.
 Сталь  с  18%  Сг  и  8%  Ni,  №  19.  Обработка:  прокатка,
отжиг  при  1150°  С;  закалка  в  воде;  после  электролитической
полировки  окисление  на  воздухе  при  550°  С.
 138/4.  Общий  вид  структуры.  Зерна  выявляются  благодаря
незначительным  различиям  в  цвете.  Двойники  почти  не  видны.
Наблюдаются  полосы  изменяющихся  оттенков,  которые  указы¬
вают  на  сохранение  эффекта  неоднородности  литого  состояния.
 138/5.  Слабое  электролитическое  травление  обусловило  обра¬
зование  фигур  травления.  Ясно  видна  связь  между  ориентацией
этих  фигур  и  цветом  зерен.  Микрофотография  138/6  пересекается
от  края  до  края  большим  двойником.
 Сталь  №  20.  Литое  состояние;  после  электролитической
полировки  окисление  на  воздухе  при  550°  С.
 138/7.  Междендритные  пространства  заполнены  скопле¬
ниями  карбидов.
 а-ФЕРРИТ
 Чистое  железо.  Обработка,  ковка  в  холодном  состоянии
и  рекристаллизация  при  700°  С  в  течение  30  ч.
 141/1.  Ферритные  зерна  являются  полигональными  и  имеют
регулярные  форму  и  размер.  Травление  раствором  азотной  кис¬
лоты  (1.1)  выявляет  границы  зерен,  тогда  как  степень  травления
середины  зерен  меняется  в  зависимости  от  ориентации.
 141/3,  5.  Двухступенчатые  реплики,  метилметакрилат  —
окись  кремния,  предварительное  оттенение  Ge,  30°.  Травление
ниталем  (1.1).  На  субграницах  ясно  видны  фигуры  травления,
которые  выявляют  плоскости  (ПО)  (ф.  141/3).
 141/2,  4.  Двухступенчатые  реплики,  метилметакрилат  —
окись  кремния,  предварительное  оттенение  Ge,  30°.  Скорость
травления  матрицы  меняется  в  зависимости  от  ориентации  зерен
относительно  исследуемой  поверхности.  В  пределах  каждого
зерна  травление  однородно  и  выявляет  плоскости  (110),  хотя  и
менее  отчетливо,  чем  в  предыдущем  случае.
 Обработка:  ковка  в  холодном  состоянии  и  рекристалли¬
зация  при  700°  С  в  течение  30  ч.
 142/1.  Травление  хлористым  железом  и  хлорной  кислотой
110.3]  дает  структуру,  которая  весьма  сходна  со  структурой,
полученной  предыдущим  травителем  (см.  141),  но  эффекты  более
заметны,  в  частности,  контраст  между  различно  ориентирован¬
ными  зернами.
 142/2.  Двухступенчатая  реплика,  метилметакрилат  —  окись
кремния,  предварительное  оттенение  Ge,  30°.  Электронномикро¬
скопическое  исследование  показывает,  что  этот  реактив  [10.3]
дает  только  фигуры  травления,  образующиеся  в  большом  коли¬
честве  на  поверхности  образца.  Они  имеют  пирамидальную  форму
со  сторонами,  соответствующими  плоскостям  (ПО).
 142/3,  5.  2%-ной  пикриновой  кислотой  и  1%-нон  плавиковой
кислотой  [3.3]  преимущественно  травятся  границы  зерен,  ко¬
торые  выявляются  значительно  лучше,  чем  при  использовании
предыдущих  травителей.  Кроме  того,  внутри  некоторых  зерен
наблюдается  большое  количество  фигур  травления,  тогда  как
другие  остаются  свободными  от  них.
 142/4,  6.  Двухступенчатые  реплики,  метилметакрилат  —
окись  кремния,  предварительное  оттенение  Ge,  30°.  Травление
выявляет  выпуклости,  высота  которых  над  поверхностью  образца
увеличивается  с  увеличением  продолжительности  травления.
Они  имеют  пирамидальную  форму  и  угол,  который  они  образуют
с  их  основной  плоскостью,  меняется  в  соответствии  с  углом,  обра¬
зованным  соответствующей  дислокацией  и  поверхностью.
 142/7.  Травление  медь-аммоний  хлористым  (17)  является
более  мягким,  чем  предыдущими  реактивами,  и  менее  резко  диф¬
ференцирует  зерна  и  зависимости  от  их  ориентации  относительно
поверхности.
 142/8.  Двухступенчатая  реплика,  метилметакрилат  —  окись
кремния,  предварительное  оттенение  Ge,  30°.  Опять  наблюдаются
фигуры  травления,  но  травление  по  всему  кристаллу  протекает
одновременно.  Следует  также  отметить,  что  плоскости  сторон

пирамидальных  ямок  травления  также  разрушаются  травлением;
предыдущие  травители  выявляли  местонахождение  выступов,
которые  возвышались  над  поверхностью,  а  медь-аммоний  хлори¬
стый  вызывает  образование  фигур  травления.
 ЛЕГИРОВАННЫЙ  ФЕРРИТ
 Низкоуглеродистая  сталь  №  21.  Термическая  обработка:
950°  С  в  течение  0,5  ч;  720°  С  в  течение  2  ч;  закалка  в  воде  и  жид¬
ком  воздухе,  старение  при  100°  С  в  течение  1  ч.
 143/1.  Тонкая  фольга.  Дислокации,  распределенные  по  всей
матрице,  и  несколько  дислокационных  петель.  Изображения
дислокаций  весьма  волнисты.  Наблюдаются  группировки  дис¬
локаций.  Вероятно  выделение  мелких  частиц  A1N  в  участках,
имеющих  высокую  плотность  дислокаций.
 Низкоуглеродистая  сталь  №  22.  Термическая  обработка:
отжиг  в  промышленных  условиях.
 143/2.  Тонкая  фольга.  Дислокационные  сетки.
 Низкоуглеродистая  сталь  №  23.  Термическая  обработка:
950°  С  в  течение  2  ч;  закалка  в  воде  и  жидком  воздухе.
 143/3.  Тонкая  фольга.  Некоторые  участки  характеризуются
^более  высокой  плотностью  дислокаций,  часть  из  них  появляется
*в  виде  петель.
 Термическая  обработка:  та  же,  что  и  143/3;  старение  при
625°  С  в  течение  6  ч;  охлаждение  на  воздухе.
 143/4.  Тонкая  фольга,  Дислокационная  сетка.
 Термическая  обработка:  та  же,  что  и  143/3,  старение  при
700°  С  в  течение  3  ч;  охлаждение  на  воздухе.
 143/5,  6.  Тонкая  фольга.  После  З-ч  отпуска  при  700°  С  ясно
видны  выделившиеся  частицы  Мо2С.  Эти  мелкие  выделения,  ко¬
торые  имеют  гексагональную  структуру,  связаны  либо  с  изоли¬
рованными  дислокациями,  либо  с  дислокационными  сетками,
либо  с  дислокационными  петлями.
 Низкоуглеродистая  сталь  №  24.  Термическая  обработка:
950°  С  в  течение  2  ч;  закалка  в  воде  и  жидком  воздухе.
 144/1.  Тонкая  фольга.  Многочисленные  винтовые  дислока¬
ции  декорированы  большим  количеством  выделений,  для  которых
дислокации  служат  местами  зарождения.
 Низкоуглеродистая  сталь  №  25.  Термическая  обработка:
1200°  С  в  течение  4  ч;  закалка  в  воде;  старение  при  700°  С  в  те¬
чение  0,5  ч;  закалка  в  воде.
 144/2.  Тонкая  фольга.  Довольно  однородное  распределение
и  умеренная  плотность  дислокаций  по  всей  матрице.  Наблюдаются
мелкие  выделения  частиц  карбида  ниобия,  иногда  в  виде  рядов.
Видно  несколько  винтовых  дислокаций.
 Железомедистый  сплав  с  0,08%  Си.  Обработка:  прокатка
в  холодном  состоянии  (60%-ное  обжатие);  старение  при  500°  С
в  течение  3  ч,  затем  при  650°  С  в  течение  10  мин.
 144/3.  Тонкая  фольга.  Медь  выделилась  на  границах  и  суб¬
границах  зерен.  Ясно  видимые  частицы  меди  выделились  на  сет¬
ках  дислокаций,  которые  образуют  субграницы.
 Марганцовистая  сталь  №  26.  Обработка:  старение  при  100°  С
в  течение  24  ч;  деформация  (—3%).
 144/4.  Тонкая  фольга.  При  деформации  образовались  скоп¬
ления  дислокаций  вблизи  карбидов,  возникших  при  старении.
На  микрофотографии  видно  несколько  дислокационных  петель.
Карбиды,  которые  выделились  во  время  старения  на  ранее  суще¬
ствовавших  дислокациях,  служат  в  свою  очередь  зародышами
для  новых  дислокаций,
 ЧИСТОЕ  ЖЕЛЕЗО.
 ХОЛОДНАЯ  ПЛАСТИЧЕСКАЯ  ДЕФОРМАЦИЯ
 Обработка:  после  травления  деформации  сжатием  (—5%).
 145/1.  Деформация  вызывает  образование  внутри  ферритных
зерен  отдельных  или  пересекающихся  семейств  линий  скольже¬
ния.  Их  ориентация  зависит  от  ориентации  зерна  относительно
полированной  поверхности  и  от  направления  деформации.  По¬
верхностный  рельеф,  вызванный  деформацией,  ухудшает  чет¬
кость  изображения  некоторых  зерен.
 145/2.  Двухступенчатая  реплика,  метилметакрилат  —  окись
кремния,  предварительное  оттенение  Ge,  30°.  В  местах,  где  зерна
были  деформированы,  видно  большое  количество  фигур  травле¬
ния.  Они  мельче,  чем  фигуры  травления,  наблюдавшиеся  ранее
(ф.  142/2),  и  находятся  на  пересечениях  плоскостей  скольжения
с  поверхностью  образца.  Эти  фигуры  соответствуют  местам  вы¬
хода  дислокаций  на  поверхность  образца.  Следующая  микро¬
фотография  (145/3)  —  тонкой  фольги  деформированного  ме¬
талла  —  показывает,  что  деформация  сопровождается  увеличе¬
нием  числа  дислокаций.
 145/3.  Тонкая  фольга.  До  деформации  было  относительно
мало  дислокаций,  которые  были  сосредоточены  на  границах
 15  Металлография  железа,  том  1
 зерен  и  в  сетках  на  субграницах.  После  деформации  количество
дислокаций  увеличилось  и  они  распределились  по  всей  матрице.
 Обработка:  деформация  на  50%.
 145/4.  Тонкая  фольга.  Микрофотография  145/3  показывает,
что  деформация  создала  однородную  дислокационную  структуру
в  пределах  зерна.  Сильно  деформированный  (50%)  феррит  имеет
ячеистую  структуру.  Светлые  субзерна,  плотность  дислокаций
в  которых  весьма  невелика,  претерпели  относительно  небольшую
деформацию  —  только  переместились  относительно  друг  друга,
тогда  как  основная  часть  деформационного  эффекта  была  скон¬
центрирована  в  областях,  разделяющих  субзерна.  Эти  области
имеют  вид  узких  полос,  которые  кажутся  темными  из-за  высокой
плотности  дислокаций  в  них.
 ХОЛОДНАЯ  ДЕФОРМАЦИЯ
И  РЕКРИСТАЛЛИЗАЦИЯ
 Низкоуглеродистая  сталь  №  27.  Обработка:  холодная  про*
катка  (обжатие  на  60%)  и  отжиг  в  атмосфере  азота  (см.  рис.  74).
 146/1,  2.  Отжиг  при  660°  С  в  течение  2,5  мин.
 146/3.  Отжиг  при  700°  С  в  течение  2,5  мин.  При  этой  не¬
сколько  более  высокой  температуре  рекристаллизация  уже  зна¬
чительно  больше  развита,  хотя  продолжительность  отжига  одна
и  та  же.  Образовалось  большое  количество  новых  зерен,  в  то
время  как  первые  рекристаллизованные  зерна  выросли.
 146/4,  9.  Отжиг  при  660°  С  в  течение  1  ч.  Процесс  рекри¬
сталлизации  завершен.  Зерна  равноосны  и  имеют  правильную
форму.  Большинство  карбидов  сгруппировались  на  границах
зерен  в  скопления  или  в  сплошные  или  разорванные  нити.  Не¬
которое  количество  карбида  осталось  внутри  зерен  в  процессе
миграции  границ.
 146/5,  6.  Отжиг  при  660°  С  в  течение  1  ч.  Размер  зерен  ре-
кристаллизованной  стали  равен  8—9  баллу  по  ASTM.  Обратите
внимание  на  сетку  карбидов,  оставленных  внутри  зерен  из-за
миграции  границ.  Они,  вероятно,  соответствуют  сетке  границ
a-зерен  до  рекристаллизации  (ср.  ф.  149/6  и  7).
 146/7,  8.  Отжиг  при  760°  С  в  течение  80  ч.  Была  достигнута
стадия  роста  зерен.  Этот  процесс  более  медленный,  чем  рекристал¬
лизация.  Помимо  увеличенного  размера  зерен  (6—7  балл  по
ASTM)  следует  также  отметить  большую  их  однородность.  И,
наконец,  длительная  выдержка  при  высокой  температуре  дала
возможность  углероду  диффундировать,  так  что  все  карбиды
сгруппировались  на  границах  зерен,  где  они  образовали  весьма
однородные  и  почти  сплошные  нити.
 ВЫСОКОТЕМПЕРАТУРНАЯ  ДЕФОРМАЦИЯ
И  1  РЕКРИСТАЛЛИЗАЦИЯ
 Низкоуглеродистая  сталь  №  28.  Обработка:  прокатка  в  го¬
рячем  состоянии.
 147/1.  Зерна  равноосны  и  довольно  правильной  формы,
но  их  границы  зазубрены.  Размер  зерен  порядка  7—8  балла  по
ASTM.
 147/2—4.  При  больших  увеличениях  ясно  видно  некоторое
утолщение  границ,  особенно  на  микрофотографии  147/3.  Это
указывает  на  наличие  в  границах  зерен  межзеренного  цементита
в  виде  более  или  менее  сплошных  и  толстых  прослоек.  Большие
количества  цементита  сгруппировались  в  темные  скопления,
в  виде  которых  выявляется  вырожденный  перлит.
 147/5,  6.  Одноступенчатая  реплика,  1%-ный  формвар,  отте¬
нение  Ge,  30°.  Помимо  цементита  на  границах  зерен  в  виде  гло-
булей  или  нитей,  или  в  виде  участков  вырожденного  перлита,
можно  видеть  цементитные  частицы,  оставшиеся  внутри  зерен
во  время  рекристаллизации.
 ЧИСТОЕ  ЖЕЛЕЗО.  РЕКРИСТАЛЛИЗАЦИЯ
 148/1.  Тонкая  фольга.  Во  время  рекристаллизации  дислока¬
ции  скопляются  на  границах  и  субграницах  зерен,  образуя
сетки.  Микрофотография  показывает  квадратную  дислокацион¬
ную  сетку.
 148/2.  Тонкая  фольга.  Обычно  форма  дислокационных  сеток,
которые  образуются  вое-железе  во  время  рекристаллизации,  более
или  менее  близка  к  гексагональной.  На  микрофотографии  видна
субграница  —  почти  законченная  дислокационная  сетка  этого
типа.
 148/3,  4.  Тонкие  фольги.  При  довольно  низких  увеличениях
дислокационные  сетки  не  разрешаются,  но  эти  две  фотографии
отчетливо  показывают  распределение  сеток  в  матрице  —  они
очерчивают  субграницы  (148/3).  Аналогично  этому  следы,  или
«прожилки»,  выявленные  на  поверхности  образца  путем  травле¬
ния  (ср.  ф.  149/2  и  3),  соответствуют  расположению  дислокацион¬
ных  сеток  (ф.  148/4).
 113

148/5,  7.  Тонкие  фольги.  Обе  микрофотографии  дополни¬
тельно  иллюстрируют  характерные  дислокационные  конфигу¬
рации  в  субграницах.
 Железомедистый  сплав  с  0,8%  Си.  Обработка:  закалка
от  925°  С,  старение,  чтобы  дать  возможность  выделиться  меди;
прокатка  в  холодном  состоянии  (обжатие  на  60%);  старение  при
500°  С,  затем  при  650°  С  в  течение  10  мин.
 148/6.  Тонкая  фольга.  Вид  ферритного  зерна  в  процессе
роста  во  время  рекристаллизации.  Очевидно,  частица  окисла
(черная)  явилась  местом  образования  зародыша  рекристалли¬
зации.
 ЧИСТОЕ  ЖЕЛЕЗО.
 ВНУТРЕННЕЕ  СТРОЕНИЕ  ЗЕРЕН
 Обработка:  ковка  в  холодном  состоянии,  рекристаллизация
при  700°  С  в  течение  30  ч.
 149/1.  Образец  деформирован  ударом  при  —180°  С.  Дефор¬
мация  создала  большое  количество  механических  двойников,
ориентированных  вдоль  плоскостей  {112}  объемноцентрированной
кубической  решетки  а-железа.
 149/2,  3.  Образец  был  деформирован  при  высокой  темпера¬
туре  и  отожжен.  Результатом  деформации  при  комнатной  темпе¬
ратуре  являются  следы  скольжения  (см.  ф.  145/1),  в  то  время
как  быстрая  деформация  дает  механические  двойники  (ф.  149/1),
после  деформации  при  более  высокой  температуре  в  конечной
структуре  при  комнатной  температуре  также  наблюдаются  де¬
формации,  которые  называются  «прожилками».  В  действитель¬
ности  прожилки  являются  особой  формой  субграниц,  выявляе¬
мых  соответствующими  металлографическими  травителями.  В  дан¬
ном  случае  образец  попеременно  травили  несколько  раз  в  4%-ном
растворе  пикраля  и  1%-ном  растворе  ниталя  в  течение  5  сек
каждый  раз.  В  зависимости  от  ориентации  зерен  относительно
исследуемой  поверхности  либо  выявляются  только  следы  про¬
жилок  (ф.  149/2),  либо  они  несколько  маскируются  из-за  одно¬
временного  травления  всей  матрицы  (ф.  149/3).
 Обработка:  деформация  сжатием  (~25%);  рекристаллизация
при  850°  С  в  течение  2  ч  в  среде  водорода.
 149/4.  Новые  кристаллы,  которые  находятся  в  процессе
образования,  очерчены  четкими,  но  тонкими  границами,  при
этом  видны  следы  прежних  границ.  Встречаются  также  несколько
следов  активных  плоскостей  скольжения,  выявляемых  в  виде
рядов  фигур  травления.
 Обработка:  как  и  в  149/4  плюс  рекристаллизация  в  течение
 8  ч.
 149/5.  В  центре  микрофотографии  видна  чрезвычайно  мелкая
сетка  фигуры  травления.  Она,  вероятно,  очерчивает  субграницы,
образовавшиеся  во  время  полигонизации  деформированных  кри¬
сталлов  при  повторном  нагреве.  На  микрофотографии  встре¬
чаются  также  несколько  больших  фигур  травления  (в  виде  черных
пятен).
 Обработка:  прокатка  в  холодном  состоянии  (обжатие  на  27%);
отжиг  при  890°  С  в  течение  150  ч  в  среде  водорода.
 149/6.  Темнопольное  освещение.  Видна  сплошная  сетка  су¬
ществующих  границ,  одновременно  наблюдается  сетка,  образо¬
ванная  большим  количеством  фигур  травления,  как  правило,
неопределенной  формы,  которая  соответствует  следам  границ
железа  после  прокатки.  Это  демонстрирует  промежуточные  поло¬
жения  границ  в  процессе  миграции  во  время  отжига;  видно,  что
миграция  не  была  непрерывной.  Обратите  также  внимание  на
несколько  нерастворившихся  выделений  на  одной  из  старых
границ.
 Обработка:  прокатка  в  холодном  состоянии  (обжатие—50%);
отжиг  при  890°  С  в  течение  48  ч  в  среде  водорода.
 149/7.  Темнопольное  освещение.  После  большей  степени
деформации  все  еще  обнаруживается  точечная  сетка,  однако  она
все  сильнее  вытягивается  в  направлении  прокатки  с  увеличением
степени  деформации.
 ЧИСТОЕ  ЖЕЛЕЗО.
 НАСЛЕДСТВЕННОСТЬ  ГРАНИЦ
 150/1.  Чистое  железо,  необработанное.
 150/2.  Образец  с  полированной  поверхностью  был  аусте-
низирован  при  950°  С  в  течение  19  ч  в  среде  водорода,  затем  охла¬
жден.  То  же  самое  поле,  что  и  ранее  (ф.  150/1).  Снимок  показы¬
вает  количество  бороздок,  образованных  термическим  травле¬
нием.
 150/3.  Тот  же  участок  после  повторной  полировки  и  трав¬
ления.  Темнопольное  освещение.  Термически  протравленные
бороздки  соответствуют  ранее  существовавшим  границам  и  суб¬
границам,  существующим  границам  и  недекорированным  следам,
 114
 которые  представляют  границы  у-фазы.  Черные  полосы  соответ¬
ствуют  у-границам.
 150/4.  Чистое  железо,  отжиг  при  950°  С  в  течение  103  ч
в  среде  водорода  и  охлаждение.  Темнопольное  освещение.  Кроме
существующих  границ,  показанных  сплошными  линиями,  ко¬
торые  разделяют  области  большей  частью  различных  цветов,
видны  также  следы  первоначальных  a-границ.  Они  выявляются
рядами  фигур  травления.  Видна  также  незаконченная  сетка  из
довольно  широких  ячеек  (от  10  до  50  мкм),  границы  которых
характеризуются  отсутствием  фигур  травления,  и  поэтому  при
темнопольном  освещении  кажутся  черными.  Это  —  границы
у-фазы.
 150/5.  Чистое  железо,  отжиг  при  1000°  С  в  течение  100  ч
в  среде  водорода.  Был  проведен  быстрый  нагрев  и  охлаждение,
чтобы  избежать  самодиффузии  в  a-фазе.  На  авторадиограмме
(ф.  150/6  —  до  отжига  на  поверхность  электролитически  были
осаждены  изотопы  Fe88  и  Fe55')  видна  четкая  сетка,  которая,
по-видимому,  указывает  на  быструю  стабилизацию  у-границ.
Сравнение  ее  с  сеткой,  выявленной  химическим  травлением
(ф.  150/5),  показывает,  что  следы  границ  точно  совпадают.  Более
четкие  участки  авторадиограммы  соответствуют  более  интен¬
сивно  протравленным  областям.  Тот  факт,  что  сетка  не  является
сплошной,  наглядно  демонстрирует  влияние  ориентации  на  рас¬
пределение  примесей  в  у-границах.
 150/7.  Чистое  железо,  отжиг  на  воздухе  при  950°  С  в  тече¬
ние  52  ч.  Шлиф  изготовлен  из  части  образца,  находящейся
на  1,7  мм  ниже  поверхности.  Конфигурация  у-границ  выявляется
благодаря  фигурам  травления  или  в  виде  сплошных  линий,  но
отсутствуют  зоны,  практически  свободные  от  фигур  травления,
как  у  образцов,  отожженных  в  среде  водорода.  Помимо  существу¬
ющих  границ,  видны  также  следы  старых  a-границ.  Может  быть
отмечено  два  отчетливых  случая  наследственности  границ  зерен:
граница  J  (а  у-наследственность)  и  граница  К  (у  -»  а-наслед-
ственность).  Наследственность  границ  необязательно  указывает
на  ^массовое»  превращение  a-зерна  в  одно  у-зерно  или  наоборот,
но  скорее  на  то,  что  первоначальная  граница  со  связанными
с  ней  примесями  и  дефектами  образует  барьер,  который  останав¬
ливает  миграцию  границы  у-зерна.
 150/8.  Чистое  железо,  отжиг  при  950°  С  в  течение  103  ч
в  атмосфере  водорода.  Зоны,  практически  свободные  от  фигур
травления,  можно  наблюдать  вблизи  выделений,  расположенных
на  следах  первоначальных  a-границ.  Вокруг  этих  зон  встречается
большое  количество  фигур  травления  (см.  также  ф.  150/4).
 ВИДМАНШТЕТТОВЫ  СТРУКТУРЫ
 Углеродистая  сталь  №  29.  Термическая  обработка:  950°  С,
охлаждение  со  скоростью  70  град!сек.
 151/1,  2.  Типичный  вид  видманштеттовой  структуры.  Это
название  применимо  ко  всем  игольчатым  структурам,  иглы  ко¬
торых  ориентированы  в  нескольких  определенных  направлениях
относительно  решетки  исходной  фазы.  Более  определенно  термин
«видманштеттова  структура»  применяется  для  показанного  на
этих  микрофотографиях  вида  игольчатого  феррита  (светлая
фаза,  не  протравленная  ниталем),  ориентированного  вдоль  окта¬
эдрических  плоскостей  исходного  аустенита  и  полученного  путем
достаточно  быстрого  охлаждения  от  температуры  выше  А3.
Микрофотография  151/1  показывает  зерно  исходного  аустенита.
Оно  очерчено  белой,  довольно  толстой  сеткой  феррита.  Внутри
него  имеется  большое  количество  игл,  которые  параллельны
некоторым  характерным  направлениям.  В  случае  нескольких
исходных  аустенитных  зерен  (ф.  151/2)  видно,  что  в  каждом  из
них  число  возможных  направлений  для  ферритных  игл  ограни¬
чено,  но  эти  ориентации  отличаются  от  одного  зерна  к  другому.
 151/3—7.  Одноступенчатые  реплики,  1%-ный  формвар,  уси¬
ление  2%-ным  коллодием,  оттенение  Ge,  45°.  Можно  видеть,  что
пространство  между  иглами  заполнено  феррито-цементитными
агрегатами  большей  частью  перлитного  происхождения,  хотя
иногда  они  имеют  бейнитный  вид  (151/5  и  7).  _Видманштеттовы
ферритные  структуры  получаются  в  основном  при  непрерывном
(шгаЩении,  при  котором  образование  феррита  сопровождается
перлитным  превращением.  При  достижении  бей  нити  ого  превра¬
щения  может  сохраняться  некоторое  количество  непревращен-
ного  аустенита,
 АНОМАЛЬНЫЙ  ФЕРРИТ
 Сталь  №  30.  Термическая  обработка:  аустенитизация  при
920°  С  в  течение  15  мин.
 152/1.  Превращение  при  640°  С  в  течение  8  ч;  закалка  в  воде.
Одноступенчатая  реплика,  1%-ный  формвар,  оттенение  манга¬
нином,  45°.  Диаграмма  изотермического  превращения  для  стали
этого  типа  показывает,  что  при  640°  С  превращение  аустенита

начинается  только  после  выдержки  1  ч  и  после  8  ч  далеко  от  за¬
вершения.  На  границах  ферритных  участков  можно  видеть  следы
дендритного  роста,  которые,  по-видимому,  отражают  механизм,
при  помощи  которого  протекает  превращение.
 152/2.  Превращение  при  600°  С  в  течение  16  ч\  закалка
в  воде.  Одноступенчатая  реплика,  1%-ный  формвар,  оттенение
манганином,  45°.  При  600°  С  аустенит  остается  устойчивым  в  те¬
чение  еще  более  длительного  времени.  После  16  ч  превращения
завершилось  на  более,  чем  на  20%.  На  границах  ферритных  уча¬
стков  снова  обнаруживаются  следы  древовидного  роста.
 152/3.  Превращение  при  560°  С  в  течение  128  ч;  закалка
в  воде.  Одноступенчатая  реплика,  1%-ный  формвар,  оттенение
манганином,  45°.  На  этой  микрофотографии  ясно  видны  удлинен¬
ные  ферритные  участки  на  одной  из  стадий  их  образования.  Из
них  часто  возникают  тонкие  ветви,  кристаллографические  пло¬
скости  которых  иногда  выявляются  травлением.  Их  зазубренные
очертания  показывают  направление  роста  превращенных  уча¬
стков.  Эти  удлиненные  ферритные  участки,  или  ферритные  иглы
могут  расти  внутрь  исходных  аустенитных  зерен  и,  по-видимому,
расположены  вдоль  определенных  предпочтительных  направ¬
лений.
 152/4.  Превращение  при  560°  С  в  течение  128  ч\  закалка
в  воде.  Одноступенчатая  реплика,  1%-ный  формвар,  оттенение
манганином,  45°.  Особый  вид  феррита,  который  Хультгрен  на¬
звал  «морщинистым  ферритом».
 152/5.  Превращение  при  560°  С  в  течение  128  ч\  закалка
в  воде.  Одноступенчатая  реплика,  1%-ный  формвар,  оттенение
манганином,  45°.  В  результате  превращения  все  еще  сохраняются
определенные  предпочтительные  направления  и  образуются
очень  тонкие  пластинки  (1000  А,  или  0,1  мкм),  которые  могут
вырасти  до  нескольких  микрон  без  увеличения  ширины.
 а-ФЕРРИТ
 Низкоуглеродистая  мягкая  сталь  №  31.  Литое  состояние.
После  электролитической  полировки  и  травления  —  окисление
на  воздухе.
 153/1—4.  Матрицей  является  феррит,  в  котором  содержится
некоторое  количество  перлита.  Ферритные  зерна  образуют  группы
с  одинаковой  ориентацией  (т.  е.  одинакового  цвета),  с  видман¬
штеттовой  структурой.  Перлит  окаймляет  эти  семейства  феррит¬
ных  зерен.  Меньшая  толщина  границ,  разделяющих  зерна  одного
и  того  же  цвета,  по  сравнению  с  границами,  разделяющими  зерна
различного  цвета,  подтверждает,  что  цвета  связаны  с  ориента¬
цией  зерен  (см.  также  ф.  151).
 Низкоуглеродистая  сталь  №  32.  Предварительная  обработка:
прокатка  в  горячем  состоянии.
 153/5,  6.  Вид  структуры  после  горячей  прокатки:  матрицей
является  феррит,  содержащий  следы  перлита.  Ферритные  зерна
имеют  разко  выраженную  полигональную  структуру  и,  судя  по
цвету,  ориентированы  беспорядочно.  Однако  в  отдельных  уча¬
стках  видны  группы  из  трех  или  четырех  зерен  одинакового
цвета.  Они  разделяются  очень  тонкими  границами  (ср.  ф.  147).
 Волочение  с  обжатием  до  40%.
 153/7.  Можно  наблюдать  удлинение  зерен,  а  также  посте¬
пенное  исчезновение  границ  между  зернами  одинакового  цвета,
т.  е.  имевшими  одинаковую  ориентацию.  В  некоторых  местах
наблюдается  даже  некоторая  связь  между  зернами  различных
цветов  (т.  е.  постепенное  изменение  цвета).
 153/8.  Структура  теперь  имеет  волокнистый  вид  и  поликри-
сталлическая  структура  зерна  больше  не  видна.  Волокна  парал¬
лельны  направлению  волочения.
 Волочение  с  обжатием  до  95%.
 154/1.  Однородность  окраски  волокон  (см.  ф.  153/8)  посте¬
пенно  уменьшается  по  мере  того,  как  увеличивается  степень
обжатия.
 Волочение  с  обжатием  до  99%.
 154/2.  Обратите  внимание  на  то,  что  цвет  фона  становится
все  более  темным  по  мере  того,  как  увеличивается  степень  де¬
формации.
 После  рекристаллизации.
 154/3.  Изменения  в  цвете  во  время  первой  стадии  рекри¬
сталлизации,  по-видимому,  становятся  постепенно  менее  замет¬
ными.  На  микрофотографии  уже  можно  видеть  первые  рекри-
сталлизованные  зерна;  они  сине-зеленого  цвета.
 154/4.  Значительное  развитие  рекристаллизации;  можно
видеть  большое  количество  зерен,  часто  весьма  больших  разме¬
ров.  В  частности,  обратите  внимание,  как  размер  зерен  меняется
в  зависимости  от  их  ориентации:  красные  зерна  значительно
больше,  чем  синие  (ср.  ф.  146/3).
 154/5.  Рекристаллизация  закончена.  Заметьте,  что  зерна
здесь  одинакового  цвета  с  заметным  преобладанием  красного.
 15*
 Если  окисление  продолжить,  что  преобладающим  был  бы  синий
цвет.  Следовательно,  значение  имеет  не  цвет,  а  преобладание
конкретного  цвета,  который  указывает  на  то,  что  зерна  рекри-
сталлизуются  легче  при  параллельной  или  приблизительно  па¬
раллельной  ориентации  (ср.  ф.  146).
 После  отжига  при  950°  С.
 154/6.  Превращение  в  аустенит  уничтожило  рекристалли¬
зацию  и  увеличило  разницу  в  окраске  зерен.  Структура  имеет
значительное  сходство  с  первоначальной  (см.  ф.  НЙ/5  и  6).
 ГРУБОПЛАСТИНЧАТЫЙ  ПЕРЛИТ
 Доэвтектоидная  сталь  с  0,75%  С.  Термическая  обработка:
875°  С;  охлаждение  с  печью  со  скоростью  0,1  град/сек.
 156/1.  Структура  состоит  из  перлитных  участков,  окружен¬
ных  белыми  участками  феррита.  Перлитная  смесь,  состоящая  из
феррита  и  цементита,  встречается  в  виде  чередующихся  пласти¬
нок,  которые  едва  разрешаются  микроскопом  при  этом  увели¬
чении.
 Заэвтектоидная  сталь  с  0,90%  С.
 156/2.  Эта  сталь  является  заэвтектоидной.  Перлит  окру¬
жается  не  ферритными  участками,  а  более  или  менее  сплошной
сеткой  заэвтектоидного  цементита.  Ниталевый  травитель  не  может
дифференцировать  цементит  и  феррит.  Однако  цементитные  пла¬
стинки  перлита  часто  кажутся  черными,  так  как  они  очень  тон¬
кие.  Травитель  выявляет  границы  между  фазами,  а  не  сами
фазы.  Эти  границы  затем  рассеивают  падающий  свет  в  оптиче¬
ском  микроскопе.  Так  как  границы  расположены  очень  близко
друг  к  Другу,  они  сливаются,  так  что  цементитные  пластинки
кажутся  черными.  В  действительности,  когда  пластинки  доста¬
точно  широки,  они  появляются  в  виде  белой  фазы,  не  протрав¬
ленной  травителем,  так  же  как  феррит  (в  некоторых  местах  на
микрофотографии  156/3).
 Эвтектоидная  сталь  №  17.  Термическая  обработка:  985°  С
в  течение  35  мин;  675°  С  в  течение  30  мин;  охлаждение  на  воздухе.
 156/3.  При  этом  большем  увеличении  структура  перлита
видна  отчетливо:  чередующиеся  участки  цементита  (черные)  и
феррита  (белые)  являются  параллельными,  более  или  менее  пря¬
мыми  пластинками  и  находятся  на  одинаковом  расстоянии  друг
от  друга.
 156/4,  5.  Одноступенчатая  реплика,  1%-ный  формвар,  отте¬
нение  Ge,  45°.  Цементитные  пластинки  (белые,  тогда  как  в  опти¬
ческом  микроскопе  они  кажутся  черными)  тоньше,  чем  ферритные.
 156/6.  Одноступенчатая  реплика,  1%-ный  формвар,  отте¬
нение  Ge,  45°.  Это  микрофотография  особенно  хорошо  иллюстри¬
рует  характерную  пластинчатую  и  совершенно  правильную  форму
перлита.  Кроме  того,  она  показывает  другую  характерную  осо¬
бенность  этой  структуры  —  незначительное  расширение  це-
ментитных  пластинок,  когда  один  свободный  конец  пересекает
другой.  Эта  особенность  видна  также  на  следующей  микрофо¬
тографии.
 156/7.  Одноступенчатая  реплика,  1%-ный  формвар,  оттене¬
ние  манганином,  45°.  На  этой  микрофотографии  особенно  хорошо
видны  уступы  на  цементитных  пластинках.  Грани  пластинок  в  кон¬
такте  с  ферритом  имеют  выемки  порядка  1000  А  (100  нм),  которые
четко  выявляются  оттенением.  Они,  по-видимому,  указывают  на
то,  что  цементит  связан  с  главными  кристаллографическими
плоскостями  феррита.
 157/1—3.  Эти  микрофотографии  иллюстрируют  характер¬
ную  структуру  перлита.  Вообще  в  пределах  данного  зерна  цемен¬
титные  пластинки  заканчиваются  на  постоянном  расстоянии  от
границы  зерна  (ф.  157/1),  тогда  как  межпластинчатое  расстояние
является  также  всегда  постоянным  (ф.  157/2).  Иногда  пластинки
значительно  наклонены  к  поверхности  (ф.  157/2)  или  имеют  вид
явно  вырожденной  структуры  (ф.  157/3),  подобную  вырожденной
структуре  сфероидизированного  перлита  (см.  ф.  159).  Эти  осо¬
бенности  зависят  от  ориентации  пластинок  в  перлитном  зерне
относительно  исследуемой  поверхности.
 Заэвтектоидная  сталь  №  33.  Термическая  обработка:
1000°  С  в  течение  4  ч\  охлаждение  на  воздухе  со  скоростью
0,1  град/сек.
 157/4,  5.  В  заэвтектоидных  сталях  перед  эвтектоидным  пер¬
литом  образуется  заэвтектоидный  цементит.  В  зависимости  от
содержания  углерода  в  стали  и  способа  охлаждения  этот  цементит
выделяется  в  виде  сплошных  или  прерывистых  прослоек  на  гра¬
ницах  аустенитных  зерен  или  в  виде  довольно  тонких  удлиненных
игл,  которые  возникают  на  границах  зерен  или  внутри  зерен  и
имеют  определенную  предпочтительную  ориентировку  относи¬
тельно  гранецентрированной  кубической  решетки  аустенита.
Эти  иглы,  разделяя  аустенитные  зерна,  увеличивают  количество
и  уменьшают  объем  участков  эвтектоидного  перлита.
 115

157/6,  7.  Одноступенчатые  реплики,  1%-ный  формвар,  уси¬
ление  2%-ным  коллодием,  оттенение  Ge,  45°.  В  сильно  заэвтек-
тоидных  сталях  цементитные  пластинки  в  перлите  зарождаются
на  заэвтектоидном  цементите  (середина  микрофотографии  157/6).
Затем  они  растут  одновременно  с  открытого  конца,  пока  не  столк¬
нутся  с  другим  перлитным  участком  или  другой  иглой  заэвтек-
тоидного  цементита.  При  сближении  этих  препятствий  их  рост
останавливается  (нижний  левый  угол  микрофотографии  157/6).
 ТОНКОПЛАСТИНЧАТЫЙ  ПЕРЛИТ
 Эвтектоидная  сталь  №  17.  Термическая  обработка:  985°  С
в  течение  35  мин;  595°  С  в  течение  25  сек;  охлаждение  на  воздухе.
 158/1,  2.  Тонкопластинчатый  перлит  эвтектоидной  стали
в  оптическом  микроскопе.  Степень  потемнения  перлитных  уча¬
стков  при  травлении  зависит  от  их  ориентаций"относительно  по¬
верхности  и  от  размера  зерен_  отдельных  составляющих.  При
исследуемой  температуре  превращения  '  перлитные  пластинки
являются  очень  тонкими  и  находятся  на  очень  близком  расстоя¬
нии  друг  от  друга.  Практически  их  невозможно  разрешить,  по
крайней  мере  при  увеличениях,  доступных  в  оптической  микро¬
скопии  (см.  также  ф.  101/3).
 158/4,  5.  Одноступенчатые  реплики,  1%-ный  формвар,  уси¬
ление  2%-ным  коллодием,  оттенение  Ge,  45°.  Характерная  струк¬
тура  перлита  может  быть  выявлена  электронной  микроскопией.
Сравните  ф.  156/6  и  158/5:  в  грубопластинчатом  перлите  расстоя¬
ние  между  пластинками  равно  примерно  1  мкм  (ф.  156/6),  тогда
как  в  показанном  здесь  перлите  оно  составляет  только  0,2  мкм,
т.  е.  в  пять  раз  меньше.
 Доэвтектоидная  сталь  с  0,75%  С.  Термическая  обработка:
875°  С;  охлаждение  на  воздухе  со  скоростью  0,1  град!сек.
 158/3.  Одноступенчатая  угольная  экстракционная  реплика.
Более  интенсивным  травлением  можно  экстрагировать  цементит¬
ные  пластинки  из  перлита.
 158/6,  7.  Двухступенчатые  реплики  парлодион-углерод,
предварительное  оттенение  Ge,  30°.  Сравнение  этих  микрофото¬
графий  с  микрофотографиями  158/4  и  5  ясно  показывает  разницу
в  структурах,  выявленных  двухступенчатыми  и  одноступенчатыми
репликами.  Для  интерпретации  изображения  одноступенчатой
реплики  необходимо  учитывать  обратный  контраст  относительно
оптического  изображения.  Изображение  двухступенчатой  реп¬
лики  труднее  интерпретировать:  оно  должно  показывать  кон¬
траст,  аналогичный  контрасту  в  оптическом  изображении,  но
оттенение  видоизменяет  его.
 СФЕР0ИДИЗИР0ВАННЫЙ,
 ИЛИ  ЗЕРНИСТЫЙ  ПЕРЛИТ
 Заэвтектоидная  сталь  с  1,00%  С.  Термическая  обработка:
отжиг  вблизи  А,.
 159/1,  2.  Эта  термическая  обработка  разрушает  типичную
пластинчатую  структуру  эвтектоидного  перлита.  Вместо  цемен-
титных  пластинок  появились  сфероиды  различного  размера,  дис¬
пергированные  в  ферритной  матрице.  Структура  этого  типа  назы¬
вается  зернистым,  или  «сфероидизированным»  перлитом.
 Эвтектоидная  сталь  №  17.  Термическая  обработка:  985°  С
в  течение  35  мин;  закалка  в  воде;  отпуск  при  675°  С  в  течение
15  ч;  охлаждение  на  воздухе.
 159/3.  Эта  структура  очень  похожа  на  приведенную  выше.
Разница  состоит  в  том,  что  она  была  получена  не  путем  сферои-
дизации  перлита,  а  путем  сфероидизации  сорбита  при  высоко¬
температурном  отпуске  мартенсита.  Следует  отметить,  что  в  этом
случае  размер  карбидов  менее  постоянный.  Некоторые  карбиды
очень  велики,  а  другие  относительно  малы.
 159/4,  5.  Одноступенчатые  реплики,  1%-ный  формвар,  уси¬
ление  2%-ным  коллодием,  оттенение  Ge,  45°.  Эти  микрофотогра¬
фии  хорошо  иллюстрируют  форму  и  распределение  карбидов
в  ферритной  матрице.  В  частности,  на  них  видно,  что  небольшие
черные  точки,  которые  встречаются  вместе  в  некоторых  участках
и  которые  делают  неясной  структуру  в  предыдущей  микрофото¬
графии  (159/3),  являются  очень  тонкими  и  плотными  карбидами.
Обратите  внимание  на  отчетливо  пластинчатую  форму  некоторых
из  них.  Однако  расстояние  между  пластинками  непостоянно.
Обратите  также  внимание  на  различие  между  травлением  пик-
ралем  и  ниталем.  Пикраль  выявляет  только  очертания  карбидов
(ф.  159/4),  а  ниталь  выявляет,  кроме  того,  границы  и  субграницы
ферритных  зерен,  а  также  разделение  ферритных  зерен  на  боль¬
шое  количество  очень  малых  кристаллитов  (ф.  159/5).  Размер
ферритного  зерна  соответствует  10—И  баллу  по  ASTM  и  каждое
зерно  содержит  приблизительно  от  25  до  50  кристаллитов.
 116
 ТРООСТИТ
 Высокоуглеродистая  сталь,  с  0,60%  С.  Термическая  обра¬
ботка:  900°  С;  охлаждение  со  скоростью  50  град!сек.
 160/1—3.  Трооститная  структура  (черные  участки)  на  мар¬
тенситном  фоне  (белый).  Троостит  образуется  при  скоростях  охла¬
ждения  несколько  меньших,  чем  критическая  скорость  охлажде¬
ния,  выше  которой  получается  только  мартенсит.  Троостит  обра¬
зуется  на  границах  аустенитных  зерен  и  реже  внутри  зерен.  Он
встречается  в  виде  круглых  или  веерообразных  мелких  зерен  и
очень  быстро  травится  химическими  реактивами,  которые  вызы¬
вают  его  почернение.  Обратите  внимание  на  наличие  нескольких
белых  непротравленных  ферритных  участков,  образование  кото¬
рых  предшествует  образованию  троостита  и  которые  располо¬
жены  внутри  трооститных  зерен.
 160/4,  5.  Одноступенчатые  реплики,  1%-ный  формвар,  уси¬
ление  2%-ным  коллодием,  оттенение  Ge,  45°.  Электронная  микро¬
скопия  позволяет  видеть,  что  составляющая,  называемая  троости-
том,  является,  аналогично  перлиту,  совокупностью  феррита  и
цементита,  но  в  отличие  от  перлита  плотность  цементитных  пла¬
стинок  очень  высока,  а  расстояние  между  ними  очень  мало:
~300  А,  или  0,03  мкм  (ср.  с  микрофотографиями  15S/6  и  158/5).
 Высокоуглеродистая  сталь  с  0,75%  С.  Термическая  обра¬
ботка:  875°  С;  охлаждение  со  скоростью  100  град!сек.
 160/6.  Другой  пример  трооститной  структуры  на  мартенсит¬
ном  фоне.  Количество  троостита  больше,  чем  в  предыдущем  при¬
мере.  Здесь  даже  можно  наблюдать  небольшие  белые  ферритные
участки,  в  основном  внутри  трооститных  зерен.
 160/7.  Одноступенчатая  реплика,  1%-ный  формвар,  оттене¬
ние  Сг,  30°.  Помимо  игл  троостита  и  мартенсита,  можно  наблюдать
довольно  вытянутые  тонкие  иглы.  Они  должны  соответствовать
ферриту  первичной  ориентации,  что  свидетельствует  о  начале
бейнитного  превращения.  Развитие  этого  превращения  было
предотвращено  резким  падением  температуры.
 Заэвтектоидная  сталь  №  33.  Термическая  обработка:  875°  С
в  течение  20  мин;  охлаждение  со  скоростью  100  град!сек  путем
закалки  в  масле.
 161/1-4.  Эти  микрофотографии  еще  раз  показывают  несколько
особенностей  трооститного  превращения.  Белый  фон  является
мартенситом.  Превращение  начинается  в  основном  на  границах
зерен  аустенита,  но  также  одновременно  внутри  зерен.  На  неко¬
торых  участках  границ  бывших  аустенитных  зерен  видны  белые
нити  заэвтектоидного  цементита.  Образование  цементита  пред¬
шествует  образованию  троостита.  Расстояние  между  цементит-
ными  пластинками  в  троостите  несколько  больше,  чем  у  доэвтек-
тоидной  стали  (ф.  160),  и  составляет  от  0,25  до  0,30  мкм,  т.  е.оно
находится  на  пределе  разрешающей  способности  оптического
микроскопа,  поэтому  количество  этих  пластинок  можно  подсчи¬
тать  с  трудом  (ф.  161/2).
 ЗЕРНИСТЫЙ  БЕЙНИТ
 Сталь  №  15.  Термическая  обработка:  930°  С  в  течение
30  мин;  охлаждение  до  600°  С  со  скоростью  1,5  град!сек;  охла¬
ждение  на  воздухе.
 166/1,  2.  Превращение,  которое  началось  в  ферритной  обла¬
сти  и  вызвало  выделение  крупных  доэвтектоидных  ферритных
зерен,  закончилось  в  бейнитной  области,  где  оно  вызвало  выде¬
ление  конгломерата,  лишенного  какой-либо  определенной  ориен¬
тации,  структура  которого  не  может  быть  разрешена  под  оптиче¬
ским  микроскопом.  Конгломерат  является  зернистым  бейнитом.
 166/3.  Одноступенчатая  реплика,  формвар,  оттенение  ман¬
ганином,  45°.  При  этом  увеличении  можно  идентифицировать
бейнитную  смесь.  Он  состоит  из  стабилизированного  аустенита
в  ферритной  матрице.  Аустенит  дает  рельеф  на  реплике.
 Хромоникелевая  сталь  №  34.  Термическая  обработка:
850°  С;  охлаждение  со  скоростью  0,006  град/сек.
 166/4.  Структура  этого  образца  почти  полностью  бейнитная.
Все  превращение  протекало  в  верхней  области.
 166/5.  Одноступенчатая  реплика,  1%-ный  формвар,  усиле¬
ние  2%-ным  коллодием,  оттенение  Ge,  30°.  При  этом  увеличении
можно  видеть,  что  зернистый  бейнит  не  всегда  состоит  только  из
участков  стабилизированного  аустенита  в  ферритной  матрице.
В  приведенном  образце  часть  аустенита  распалась  на  карбиды
и  феррит,  некоторое  его  количество  превратилось  в  мартенсит.
 Хромоникелевая  сталь  №  35.  Термическая  обработка:
850°  С;  охлаждение  со  скоростью  0,010  град/сек.
 166/6,  7.  Одноступенчатые  реплики,  1%-ный  формвар,  уси¬
ление  2%-ным  коллодием,  оттенение  Ge,  30°.  Обе  микрофотогра¬
фии  иллюстрируют  один  и  тот  же  тип  бейнитного  превращения,
которое  происходило  в  образце  с  составом,  аналогичным  приве¬
денному  выше,  и  при  одинаковой  скорости  охлаждения.

Сталь  №  15.  Термическая  обработка:  975°  С  в  течение
15  мин;  охлаждение  до  550°  С  со  скоростью  4  град/сек;  закалка
в  ледяной  воде.
 167/1.  Двухступенчатая  реплика,  метилметакрилат  —  окись
кремния,  предварительное  оттенение  Ge,  30°.  Микрофотография
показывает  зернистый  бейнит  на  одной  из  стадий  его  образования.
Структура  растет  из  точки  пересечения  трех  границ  и  постепенно
распространяется  внутрь  аустенитного  зерна,  оставляя  за  собой
большие  аустенитные  области,  которые  в  последствии  превраща¬
ются  в  мартенсит,  по  крайней  мере  в  иллюстрируемом  случае  К
 Термическая  обработка:  930°  С  в  течение  30  мин;  охлажде¬
ние  до  600°  С  со  скоростью  1,5  град/сек;  охлаждение  на  воздухе.
 167/2.  Одноступенчатая  реплика,  1%-ный  формвар,  усиле¬
ние  2%-ным  коллодием,  оттенение  Ge,  45°.  Другая  форма  зер¬
нистого  бейнита.  Он  состоит  опять  из  стабилизированного  ау¬
стенита,  аустенита,  превращенного  в  мартенсит,  и  нескольких
карбидов  в  ферритной  матрице.
 Хромомолибденовольфрамовая  сталь  №  36.  Термическая
обработка:  950°  С  в  течение  2  ч;  охлаждение  со  скоростью
1  град/сек.
 167/3.  Одноступенчатая  реплика,  формвар,  оттенение  Сг,
30°.  Зернистый  бейнит.  Часть  аустенита  стабилизировалась,
а  часть  превратилась  в  мартенсит  или  распалась  на  феррит  и
карбид,  причем  последний  скопился  в  областях,  которые  перво¬
начально  были  аустенитными.
 Марганцовистая  сталь  №  16.  Термическая  обработка:
900°  С  в  течение  30  мин;  охлаждение  со  скоростью  6  град/сек.
 167/4.  Зернистый  бейнит,  полученный  при  охлаждении
в  верхней  области  бейнитного  превращения.  Микрофотография
показывает  несколько  предпочтительных  ориентаций.  Д.  Одно¬
ступенчатая  реплика,  1%-ный  формвар,  усиление  2%-ным  кол¬
лодием,  оттенение  Ge,  45°.  Структура  ориентирована.  Она  со¬
стоит  из  удлиненных  участков  стабилизированного  аустенита
в  ферритной  матрице,  обогащенной  легирующими  элементами.
 Хромистая  сталь.,  _№_Д2*.  Термическая  обработка:  980°  С
в  течение  30  мин;  482ъ  С  в  течение  5  ч;  закалка  в  воде.
 167/5.  Одноступенчатая  реплика,  формвар,  отгенение  Ge,
30°.  Все  аустенитные  островки  распались  на  скопления  феррита
и  карбида,  рассеянные  по  ферритной  матрице.  Это  один  из  редких
случаев,  когда  изотермическая  обработка  дает  структуру  зер¬
нистого  бейнита.
 Мягкая  сталь  №  38.  Термическая  обработка:  920°  С  в  те¬
чение  5  мин;  охлаждение  на  воздухе.
 168/1,  2.  Зернистый  бейнит  может  принимать  весьма  разно¬
образные  формы.  Наиболее  обычная  форма,  состоящая  из  стаби¬
лизированных  аустенитных  островков  в  ферритной  матрице,
встречается  в  основном  в  легированных  сталях  (см.  ф.  166  и  167).
Однако  эти  аустенитные  участки  часто  распадаются  на  карбидо¬
ферритные  смеси,  особенно  в  низколегированных  или  обычных
углеродистых  сталях.  Так  происходит  в  показанной  здесь  мягкой
стали.  Количество  карбида  весьма  мало  из-за  низкого  содержания
углерода  в  стали.
 168/3.  Двухступенчатая  реплика,  парлодион—углерод,
предварительное  оттенение  Ge,  30°.  Безуглеродистые  ферритные
участки  довольно  велики  и  структура  показывает  ярко  выражен¬
ные  эффекты  ориентации.  Эти  ферритные  участки  разделены  кар¬
бидными  агрегатами.
 Марганцовистая  сталь  №  39.  Термическая  обработка:
950°  С  в  течение  30  мин;  охлаждение  со  скоростью  3,4  град/сек.
 168/5.  Структура  очень  похожа  на  структуру,  описанную
выше  (ср.  с  микрофотографией  168/2).
 168/6,  7.  Одноступенчатые  реплики,  формвар,  оттенение  Ge,
30°.  Карбидные  агрегаты  могут  иметь  разнообразную  структуру.
Некоторые  не  имеют  определенной  формы,  а  другие  имеют
сходство  с  различными  структурами,  например  перлитом  (168/7).
 Термическая  обработка:  950°  С  в  течение  30  мин;  охлаждение
со  скоростью  4,35  kpad/сек.
 168/4.  В  этой  марганцовистой  стали  некоторые  из  аустенит¬
ных  участков  не  распались  на  карбиды  и  феррит.  Это  уже  оче¬
видно  из  оптикомикроскопического  снимка.
 168/8.  Одноступенчатая  реплика,  формвар,  оттенение  Ge,
30°.  Электронномикроскопическое  наблюдение  подтверждает  сде¬
ланный  выше  вывод.  Микрофотография  показывает  большие
участки  непревращенного  или  частично  превращенного  аусте¬
нита  (более  светлые),  которые  соответствуют  белым  участкам,
заполняющим  пространство  между  ферритными  иглами  на  ме¬
таллографическом  снимке  (168/4).
 1  В  низкоуглеродистых  малолегированных  сталях  большинство
этих  аустенитных  участков  при  охлаждении  превращаются  в  мартен¬
сит—см.  Тавадзе  Ф.  Н.  и  др.  МиТОМ,  1967,  №  б,  с.  22  (Прим,
ред.)..
 Термическая  обработка:  950°  С  в  течение  30  мин;  охлаждение
со  скоростью  1,45  град/сек.
 169/1.  Одноступенчатая  реплика,  формвар,  оттенение  Ge,  30°.
Эта  микрофотография  показывает  предельный  случай  зернистого
бейнита,  в  котором  все  аустенитные  островки  распались  на
карбидные  агрегаты.
 Термическая  обработка:  950°  С  в  течение  30  мин;  охлажде¬
ние  со  скоростью  7  град/сек.
 169/2.  Одноступенчатая  реплика,  формвар,  оттенение  Ge,
30°.  В  этом  случае  был  стабилизирован  весь  аустенит.  Между
этими  двумя  предельными  случаями  (169/1  и  2)  в  зависимости
от  скорости  охлаждения  можно  встретить  все  промежуточные
структуры.
 Марганцевомолибденовая  сталь  №  40.  Термическая  обра¬
ботка:  840°  С  в  течение  10  мин;  охлаждение  на  воздухе.
 169/3—6.  Двухступенчатые  реплики,  метилметакрилат  —
окись  кремния,  предварительное  оттенение  Ge,  30°.  В  случае
зернистого  бейнита,  в  котором  аустенитные  участки  распались
на  феррит  и  карбиды,  карбидные  агрегаты  могут  быть  разнооб¬
разных  форм:  иногда  они  имеют  сходство  с  перлитом  (ф.  168/7),
иногда  они  подобны  карбидам  в  верхнем  бейните  и  вытянуты
в  направлении  роста  ферритных  игл  (ф.  169/4),  или  подобны  кар¬
бидам  в  нижнем  бейните  и  образуют  с  этим  направлением  угол  60°
(ф.  169/6).  Другие  расположения  определяются  менее  четко
(ф.  169/3  и  5).
 ВЕРХНИЙ  БЕЙНИТ
 Высокоуглеродистая  сталь  с  0,60%  С.  Термическая  обра¬
ботка:  900°  С;  охлаждение  со  скоростью  50  град/сек.
 170/1.  Эта  и  следующие  микрофотографии  иллюстрируют
характерную  стадию  в  превращении  верхнего  бейнита.  Феррит¬
ные  иглы  первичной  ориентации  растут  из  границы  зерна  исход¬
ного  аустенита.
 170/2—4,  6,  7.  Одноступенчатые  реплики,  1%-ный  формвар,
усиление  2%-ным  коллодием,  оттенение  Ge,  45°.  В  то  время  как
ферритные  иглы  растут  быстро  вдоль  направления  своих  осей,
а  примыкающий  аустенит  благодаря  диффузии  обогащается  угле¬
родом,  сперва  на  основе  игл,  затем  вдоль  их  длины  начинают
образовываться  карбиды,  хотя  и  со  значительным  запаздыванием
во  времени  относительно  роста  ферритных  игл;  микрофотографии
позволяют  проследить  за  развитием  превращения.  Боковой  рост
структуры  является  более  медленным  и  начинается  после  зна¬
чительного  инкубационного  периода,  как  показано  на  микрофо¬
тографии  170/6.  Хотя  игла  уже  продвинулась  вперед  через  боль¬
шую  часть  зерна,  первые  карбиды  только  что  образовались  на  ее
основе.  Видно  несколько  областей  стабилизированного  аустенита,
особенно  на  микрофотографии  170/7.
 Хромистая  сталь  №  37.  Термическая  обработка:  985°  С
в  течение  30  мин;  482°  С  в  течение  30  сек;  закалка  в  воде.
 170/5.  Одноступенчатая  реплика,  формвар,  оттенение  Ge,
30°.  Феррит  в  виде  очень  тонких  длинных  игл,  который  быстро
распространяется  вправо  через  аустенитные  зерна.  В  резуль¬
тате  термообработки  с  непосредственной  закалкой  по  краям
игл  образуется  тонкий  слой  стабилизированного  аустенита,  обо¬
гащенного  углеродом,  продиффундировавшим  из  ферритных  игл.
 171/1,  2.  Обычный  вид  структуры  верхнего  бейнита  в  ча¬
стично  превращенной  низколегированной  стали.  Довольно
длинные  иглы  в  виде  пучков  или  изолированные  иглы  растут
из  бывших  границ  аустенитных  зерен  и  реже  зарождаются  внутри
аустенитных  зерен.  Матрица  мартенситная.
 171/3,  4.  Одноступенчатые  реплики,  формвар,  оттенение  Ge,
30°.  Ферритные  иглы  разделены  областями  стабилизированного
аустенита,  или  аустенита,  распавшегося  на  феррит  и  карбиды.
Они  имеют  предпочтительную  ориентировку  относительно  ре¬
шетки  исходного  аустенита.
 Марганцовистая  сталь  №  39.  Термическая  обработка:
950°  С  в  течение  30  мин;  охлаждение  со  скоростью  70  град/сек.
 171/5.  Области  верхнего  бейнита  окружены  участками  до-
эвтектоидного  феррита  (белый)  и  мартенсита.
 171/6,  7.  Одноступенчатые  реплики,  формвар,  оттенение  Ge,
30°.  Структуры  реплик  двух  бейнитных  участков  в  образце.
Ферритные  иглы  бейнита  разделены  удлиненными  участками
(в  рельефе)  аустенита,  который  частично  распался  на  карбиды.
 Высокоуглеродистая  сталь  №  41.  Термическая  обработка:
920°  С  в  течение  10  мин;  350°  С  в  течение  60  сек;  закалка  в  воде.
 171/7.  Одноступенчатая  реплика,  0,5%  мовиталя  в  хлоро¬
форме,  усиление  цапонлаком,  без  оттенения.  По  мере  того  как
уменьшается  содержание  углерода,  между  ферритными  иглами
бейнита  выделяется  все  меньше  карбидов.  Они  встречаются  не
в  виде  довольно  толстых  стержней,  вытянутых  в  направлении
роста  ферритных  игл,  а  в  виде  скоплений  очень  мелких  зерен,
причем  каждое  скопление  соответствует  положению  стержня.
 117

Эвтектоидная  сталь  №  17.  Термическая  обработка:  985°  С
в  течение  35  мин;  290°  С  в  течение  б  сек;  455°  С  в  течение  12  сек;
закалка  в  воде.
 172/1.  Структура  частично  превращенного  верхнего  бей-
нита,  полученная  путем  прерванного  изотермического  превра¬
щения.  Превращение  протекало  с  границы  зерна.
 172/2.  Одноступенчатая  реплика,  формвар,  оттенение  Сг,
45°.  Показанный  выше  участок  при  том  же  увеличении  под  элек¬
тронным  микроскопом.
 172/3.  Одноступенчатая  реплика,  формвар,  оттенение  Сг,
45°.  Структура  при  большем  увеличении:  ферритные  иглы  чере¬
дуются  с  карбидами,  удлиненными  в  направлении  роста  игл.
 Термическая  обработка:  985°  С  в  течение  35  мин\  290°  С
в  течение  б  сек;  400°  С  в  течение  7  мин;  охлаждение  на  воздухе.
 172/4,  5.  Бейнитное  превращение  завершено.  Вследствие
ограниченного  разрешения  оптического  микроскопа  трудно
определить  структуру.
 172/6.  Одноступенчатая  реплика,  1%-ный  формвар,  уси¬
ление  2%-ным  коллодием,  оттенение  Ge,  45°.  Структуру  можно
объяснить,  так  как  электронный  микроскоп  дает  высокое  разре¬
шение.  Вид  действительно  тот  же,  что  и  описанный  ранее  (ф.  170/3,
171/8  и  172/3),  но  на  этот  раз  бейнитные  участки  занимают  всю
поверхность  образца.  И,  наконец,  обратите  внимание,  как  сильно
отличается  структура  верхнего  бейнита  от  структуры  тонко¬
пластинчатого  перлита,  описанной  ранее  (ф.  158):  карбиды  раз¬
дроблены  и  больше  не  встречаются  в  виде  длинных  пластинок,
как  это  бывает  в  перлитной  структуре.
 НИЖНИЙ  БЕЙНИТ
 Сталь  №  42.  Термическая  обработка:  850°  С  в  течение  30  мин;
охлаждение  со  скоростью  0,006  град/сек.
 173/1—3.  Типичное  расположение  бейнитных  игл  в  струк¬
туре  нижнего  бейнита.  Превращение  не  закончено,  особенно
хорошо  показано  расположение  и  форма  игл  (ср.  со  случаем
полного  превращения,  ф.  175).  Белый,  непротравленный  фон
состоит  из  мартенсита.  Бейнитные  иглы  имеют  несколько  пред¬
почтительных  ориентировок  (три  основных  направления)  отно¬
сительно  исходного  аустенита.  При  более  высоких  увеличениях
можно  видеть  многочисленные  выделения  внутри  бейнитных
игл.
 173/4.  Одноступенчатая  реплика,  1%-ный  формвар,  уси¬
ление  2%-ным  коллодием,  оттенение  Ge,  45°.  В  противополож¬
ность  верхнему  бейниту,  в  котором  углерод  еще  способен  диф¬
фундировать  вдоль  сторон  ферритных  игл,  где  он  выделяется
в  виде  карбидов,  диффузия  углерода  при  более  низких  темпера¬
турах  превращения  нижнего  бейнита  является  более  медлен¬
ной  и  если  она  им^ет  место  вообще,  то  протекает  на  более  корот¬
кие  расстояния.  Поэтому  углерод  выделяется  in  situ  1  в  виде
карбидов  внутри  ферритных  игл.  По-видимому,  карбиды  вы¬
страиваются  в  более  или  менее  правильный  ряд  в  направлении,
находящемся  под  углом  приблизительно  60°  к  оси  бейнитных
игл,  внутри  которых  они  находятся.  Кроме  того,  эти  ряды  кар¬
бидов  параллельны  осям  других  игл.
 Марганцевомолибденовая  сталь  №  40.  Термическая  обра¬
ботка:  840°  С  в  течение  10  мин;  270°  С  в  течение  20  сек;  закалка
в  воде.
 174/1,3.  Другой  пример  неполного  превращения  в  области
нижнего  бейнита.  Темные,  более  глубоко  протравленные  иглы
нижнего  бейнита  на  фоне  более  светлой  матрицы  тонких  мартен¬
ситных  игл.  Опять  обнаруживаются  те  же  предпочтительные
ориентации.  Обычно  бейнитные  иглы  травятся  быстрее,  чем
мартенситные,  и  это  позволяет  дифференцировать  фазы,  даже
если  их  внутренняя  структура  не  разрешается.
 174/2,  4,  5.  Одноступенчатые  реплики,  1%-ный  формвар,  уси¬
ление  2%-ным  коллодием,  оттенение  Ge,  45°.  Бейнитные  иглы
содержат  довольно  плотное  выделение  очень  мелких  карбидов,
выстроенных  в  ряд  в  направлении,  образующем  с  направлением
роста  игл  угол  60°.  Их  легко  отличить  от  мартенситной  матрицы.
 Заэвтектоидная  сталь  №  33.  Термическая  обработка:
1150°  С  в  течение  2  ч;  закалка  в  воде.
 174/6.  Бейнитные  иглы  растут  в  основном  из  границ  зерен  ис¬
ходного  аустенита  и  простираются  далеко  в  зерна.  Одновременно,
хотя  и  реже,  они  зарождаются  внутри  зерен.  Микрофотогра¬
фия  показывает  неполное  превращение.  Белая  матрица  состоит
из  мартенсита.
 174/7.  Двухступенчатая  реплика,  метилметакрилат  —  уг¬
лерод,  предварительное  оттенение  Ge,  30°.  В  этой  высокоугле¬
родистой  стали  плотность  выделившихся  карбидов  высока  и
 1  В  месте  нахождения  (Прим,  перев.).
 размер  их  велик.  Они  также  выстроены  в  ряды  в  направлении,
образующем  с  направлением  роста  игл  )июл  60°.
 Эвтектоидная  сталь  №  17.  Термическая  обработка:  985°  С
в  течение  35  мин;  232°  С  в  течение  30  мин;  закалка  в  воде.
 175/1,2.  Превращение  закончено.  Структуру  трудно  разре¬
шить  при  помощи  оптического  микроскопа,  так  же  как  в  случае
тонкопластинчатого  перлита  и  верхнего  бейнита.  Можно  сравнить
различные  структуры,  полученные  в  одной  и  той  же  стали  (ф.  158/1
и  2,  172/4  и  5,  175/1  и  2).
 175/3.  Одноступенчатая  реплика,  1%-ный  формвар,  уси¬
ление  2%-ным  коллодием,  оттенение  Ge,  45°.  Структура  настолько
сложна,  что  даже  при  наибольшей  разрешающей  способности
электронного  микроскопа  трудно  идентифицировать  различные
составляющие.  Однако  все  же  видно  выстраивание  карбидов
в  ряд  в  направлении,  образующем  с  осью  роста  игл  угол  60°,
например,  в  больших  иглах,  которые  простираются  от  верхнего
правого  угла  по  направлению  к  центру  микрофотографии.
 Хромистая  сталь  №  37.  Термическая  обработка:  980°  С
в  течение  30  мин;  375°  С  в  течение  15  мин;  закалка  в  воде.
 175/4,5.  Несколько  ясно  выраженных  ориентаций  служат
признаком  бейнитной  структуры,  хотя  это  нельзя  установить
с  какой-либо  достоверностью  под  оптическим  микроскопом.
 175/6,  7.  Двухступенчатые  реплики,  метилметакрилат  —
окись  кремния,  предварительное  оттенение  Ge,  30°.  В  превра¬
щениях  верхнего  и  зернистого  бейнита  часто  имела  место  ста¬
билизация  аустенита  в  пределах  бейнитной  структуры,  особенно
в  легированных  сталях.  Кажется  маловероятным,  что  иглы  ниж¬
него  бейнита  могут  включать  стабилизированный  аустенит,
хотя  эта  возможность  не  исключается.  Некоторые  из  пластинок,
показанные  на  микрофотографии  175/7,  могли  состоять  из  та¬
кого  стабилизированного  аустенита.  Обратите  еще  раз  внимание
на  угол  60°,  образованный  выстроенными  в  ряд  карбидами  с  на¬
правлением  роста  игл.
 ОТПУЩЕННЫЙ  БЕЙНИТ
 Марганцовистая  сталь  №  43.  Термическая  обработка:
850°  С,  475°  С  в  течение  30  сек;  закалка  в  воде;  отпуск  при  160°  С.
 176/1.  Верхний  бейнит.  Отпуск,  по-видимому,  оказал  не¬
большое  влияние  за  исключением  того,  что  мартенсит  травится
несколько  более  интенсивно.  Сравните  с  микрофотографиями
170/1  и  172/1.
 176/2.  Одноступенчатая  реплика,  мовиталь,  усиление  кол¬
лодием,  без  оттенения.  Аустенитные  участки,  окружающие  бей¬
нитные  иглы,  не  изменились,  тогда  как  в  мартенсите  прошло
сильное  выделение  карбидов.
 Термическая  обрабогка:  отпуск  при  230°  С.
 176/3.  Одноступенчатая  реплика,  мовиталь,  усиление  кол¬
лодием,  без  оттенения.  Сохранилось  некоторое  количество  ста¬
бильного  аустенита  рядом  с  ферритными  пластинками  бейнита.
 Термическая  обработка:  отпуск  при  260°  С.
 176/4,  5.  Одноступенчатые  реплики,  мовиталь,  усиление  кол¬
лодием,  без  оттенения.  Аустенит  распался  на  феррит  и  карбиды.
 Хромомолибденовая  сталь  №  15.  Термическая  обработка:
950°  С  в  течение  30  мин;  охлаждение  на  воздухе;  отпуск  при  400°  С
в  течение  100  ч.
 176/6,7.  Одноступенчатые  реплики,  1%-ный  формвар,  от¬
тенение  манганином,  45°.  Области  стабилизированного  аусте¬
нита  в  зернистом  бейните  распались  на  феррит  и  карбиды.  В  то  же
время  на  границах  зерен  видно  несколько  больших  карбидов
типа  Ме23Сь.
 МАРТЕНСИТ
 Заэвтектоидная  сталь  №  33.  Термическая  обработка:  1100°  С
в  течение  30  мин;  закалка  в  ледяной  соленой  воде.
 181/1,3.  Микрофотографии  иллюстрируют  характерный  вид
мартенситной  структуры  в  высокоуглеродистой  стали.  Превра¬
щение  не  закончено;  между  хорошо  развитыми  копьеобразными
мартенситными  иглами  находятся  большие  области  остаточного
аустенита  (эти  области  не  протравлены,  тогда  как  мартенсит¬
ные  иглы  окрашены).  Вдоль  оси  мартенситной  иглы  можно  за¬
метить  довольно  широкий  двойник:  кажется,  что  игла  образо¬
вана  из  этого  двойника.  И  наконец,  обратите  внимание  на  харак¬
терные  ориентации  мартенситных  игл.
 Хромистая  сталь  №  44.  Термическая  обработка:  850°  С
в  течение  30  мин;  закалка  в  масле.
 181/2.  Одноступенчатая  реплика,  углерод,  предварительное
оттенение  Pt—Iг,  30°.  При  помощи  электронной  микроскопии
можно  показать,  что  внутри  мартенситных  игл  нет  выделений,
и  это  отличает  их  от  игл  нижнего  бейнита  (ф.  173—175).  В  этом
изображении  реплики,  полученной  испарением  углерода  после
 118

предварительного  оттенения,  стабилизированный  аустенит  вы¬
ступает  над  поверхностью  и  несколько  темнее,  чем  мартенсит.
 Железоникелевый  сплав  с  33,4%  Ni.  Термическая  обра¬
ботка:  1230°  С  в  течение  64  ч;  закалка  в  ледяном  соленом
растворе;  охлаждение  в  жидком  кислороде.
 181/4.  Тонкая  фольга.  Эта  микрофотография  показывает
внутреннюю  структуру  мартенситных  игл,  состоящих  из  боль¬
шого  числа  чрезвычайно  близко  расположенных  двойников.
В  левой  части  центра  микрофотографии  виден  участок  остаточ¬
ного  аустенита.  Он  имеет  высокую  плотность  дислокаций,  ко¬
торые  возникают  частично  из-за  внутренних  напряжений,  воз¬
никающих  при  закалке,  и  которые  группируются  в  виде  сеток.
 Высокоуглеродистая  сталь  №  45.  Термическая  обработка:
900°  С  в  течение  1  ч;  закалка  в  воде.
 182/1.  В  низкоуглеродистых  сталях  (ср.  ф.  181)  мар!ен-
ситная  структура  состоит  из  более  мелких  и  более  сросшихся
игл.  Они  имеют  три  основных  ориентировки.  Количество  оста¬
точного  аустенита  явно  уменьшается  с  уменьшением  содержания
углерода.
 182/2.  Одноступенчатая  реплика,  1%-ный  формвар,  уси¬
ление  2%-ным  коллодием,  оттенение  Ge,  45°.  Структура  той  же
стали  в  электронном  микроскопе.
 Низкоуглеродистая  сталь  №  46.  Термическая  обработка:
закалка  в  воде.
 182/3.  На  изображении  тонкой  фольги  видна  форма  мартен¬
ситных  игл  в  стали  с  более  низким  содержанием  углерода  (см.
ф.  181/4).  Искажения  решетки  меньше,  а  близко  расположен¬
ные  двойники,  которые  наблюдались  в  мартенсите  высокоугле¬
родистой  стали,  больше  не  встречаются.  В  этой  низкоуглероди¬
стой  стали  распределение  дислокации  носит  более  выраженный
ячеистый  характер.
 Эвтектоидная  сталь  №  17.  Термическая  обработка:  985°  С
в  течение  35  мин;  закалка  в  воде.
 182/4,5.  Характеристики  приведенной  выше  структуры
доэвтектоидной  и  заэвтектоидной  сталей,  сохраняются  и  в  на¬
стоящем  случае.  Иглы  имеют  промежуточный  размер  относительно
тех,  которые  встречаются  в  предыдущих  сталях.  Имеются  ха¬
рактерные  ориентации:  количество  остаточного  аустенита  яв¬
ляется  промежуточным  между  количеством  аустенита  в  низко-
и  очень  высокоуглеродистой  стали.
 182/6.  Одноступенчатая  реплика,  1%-ный  формвар,  уси¬
ление  2%-ным  коллодием,  оттенение  Ge,  45°.  Те  же  характе¬
ристики:  иглы  без  выделений,  имеющие  характерные  ориента¬
ции.  Остаточный  аустенит,  уже  в  довольно  больших  количествах,
кажется  белым  на  более  темном  фоне,  в  котором  проявляются
ориентации  мартенситных  игл.
 Сталь  №  47.  Термическая  обработка:  образец  Жомини
аустенизация  при  900°  С  в  течение  1  ч,  затем  при  850°  С  в  тече¬
ние  30  мин.
 183/1.  Закаленный  торец.  Торец  образца  был  подвергнут
резкой  закалке.  Чрезвычайно  высокая  скорость  охлаждения
понизила  температуру  Мн.  В  стабильной  аустенитной  матрице
образовалось  несколько  мартенситных  игл.
 183/2.  Сечение  на  расстоянии  1,6  мм  от  закаленного  торца.
По  мере  увеличения  расстояния  от  закаленного  торца  количе¬
ство  мартенсита  постепенно  увеличивается.  Однако  иглы  все
еще  большие.
 183/3,  4.  Сечение  на  расстоянии  17,7  мм  от  закаленного
торца.  Мартенсит  черзвычайно  мелкий,  едва  разрешается  при
этих  увеличениях,  тогда  как  остаточный  аустенит  практически
исчез.
 Нержавеющая  сталь  №  48.  Термическая  обработка:  1025°  С
в  течение  2  ч;  закалка  в  воде.
 183/5,6.  Мартенситная  структура  с  несколькими  участками
остаточного  аустенита  (белый).  Эти  участки  можно  все  же  иден¬
тифицировать,  так  как  ясно  видны  следы  двойниковых  плоскостей.
Температура  Мк  этой  стали  значительно  ниже  комнатной  тем¬
пературы,  как  показано  на  следующей  микрофотографии.
 Термическая  обработка:  та  же,  затем  погружение  в  жидкий
воздух  (—196°  С)  в  течение  10  ч;  воздух.
 183/7,  8.  Единственной  обработкой,  которая  может  вызвать
протекание  мартенситного  превращения,  хотя  и  не  полного,
является  понижение  температуры  значительно  ниже  комнатной.
При  выдержке  при  —196°  С  образовались  дополнительные  мар¬
тенситные  иглы.  Рельеф  на  поверхности  выявляет  следы  новых
мартенситных  игл,  хотя  после  погружения  в  жидкий  воздух
образец  не  был  ни  переполирован,  ни  протравлен  повторно.
 Хромоникелевая  сталь  №  34.  Термическая  обработка:  1100°С
в  течение  4  ч;  охлаждение  на  воздухе.
 i  Образец  для  испытания  на  прокаливаемость  (Прим.  ред.).
 184/1,  2.  Мартенситная  структура,  полученная  просто  пу¬
тем  охлаждения  на  воздухе.  «Носы»  кривых  перлитного  и  бейнит-
ного  превращения  хромоникелевых  сталей  настолько  смещены
вправо,  что  даже  на  воздухе  достигается  критическая  скорость
охлаждения,  особенно  в  случае  иллюстрируемых  здесь  неболь¬
ших  образцов,  которые  охлаждаются  быстрее.  Превращение
полностью  мартенситного  типа.  Копьевидные  иглы  на  микрофото¬
графии  174/2  весьма  характерны  для  мартенситной  структуры.
 Самозакаливающаяся  сталь  №  49.  Термическая  обработка:
850°  С;  охлаждение  на  воздухе.
 184/3,  4.  Типичная  структура  самозакаливающейся  стали:
строго  говоря,  структура  больше  не  является  мартенситной.
 184/5,  6.  Одноступенчатые  реплики,  1%-ный  формвар,  уси¬
ление  2%-ным  коллодием,  оттенение  Ge,  45°.  Внутри  мартенсит¬
ных  игл  имеется  большое  количество  карбидов.
 Хромокобальтовая  сталь  №  50.  Термическая  обработка:
1090°  С  в  течение  30  мин;  закалка  в  масле;  охлаждение  до  —75°  С;
воздух.
 184/7.  Очень  мелкие  и  сросшиеся  мартенситные  иглы,  ко¬
торые  характерны  для  этих  высоколегированных  сталей.
 184/8.  Тонкая  фольга.  В  этих  высоколегированных  сталях
мартенсит  очень  мелкий,  изображения  игл  накладываются  друг
на  друга  и  их  внутренняя  структура  неясна.
 ФОРМЫ  ГРАФИТА  В  ЧУГУНАХ
 191/1.  Тип  А  —  однородно  распределенные  пластинки  гра¬
фита  без  предпочтительных  ориентаций.  Это  наиболее  часто
встречающаяся  форма  графита.  Такой  графит  имеется  в  серых
чугунах,  если  только  содержание  кремния  и  фосфора  не  очень
велико.  Эта  форма  обусловлена  едва  заметным  эвтектическим
переохлаждением.
 191/2.  Тип  Б  —  розеточный  графит.  Этот  тип  графита  обус¬
ловлен  большими  скоростями  охлаждения.  Каждая  розетка
графита  имеет  свое  начало  в  центре  кристаллизации,  из  которого
пластинки  графита  растут  в  радиальном  направлении.  Розе¬
точный  графит  часто  встречается  в  тонкостенных  отливках,  а
также  на  поверхности  отливок,  которые  в  своих  внутренних
частях  имеют  графит  типа  А.
 191/3.  Тип  В—пластинки  различных  размеров.  Графит
этого  типа  встречается  в  заэвтектических  чугунах.  Грубые  пла¬
стинки  образуются  непосредственно  из  жидкого  металла,  тогда
как  эвтектический  графит  получается  позже  в  пространствах,
которые  свободны  от  грубого  графита.  Обратите  внимание  на
отчетливо  видимые  выделения  вторичного  графита  на  сторонах
пластинок.
 191/4,  6.  Шаровидный  графит.  Этот  графит  получается  в  чу¬
гунах  с  определенным  основным  составом,  когда  чугун  модифи¬
цируют  такими  металлами,  как  магний  и  церий.  Шаровидный
графит  состоит  из  множества  кристаллов,  которые  растут  наружу
из  общего  центра.  В  каждом  кристаллите  плотноупакованные
кристаллографические  плоскости  перпендикулярны  радиусу
шарика.
 191/5.  Хлопьевидный  графит.  Такой  графит  встречается
в  ковких  чугунах.  Он  возникает  в  результате  распада  цементита
при  высокой  температуре.  Очертание  графитовых  выделений
может  быть  совершенно  неправильным,  дающим  «крабообраз¬
ный»  или  хлопьевидный  вид.
 191/7.  Тип  Г  —  переохлажденный  междендритный  графит.
Эта  форма  обусловлена  замедленным  зарождением  графита,
связанным  с  ясно  наблюдаемым  переохлаждением.  Графит
встречается  в  виде  большого  числа  очень  маленьких  пластинок,
в  распределении  которых  проявляются  оси  роста  кристаллов
во  время  затвердевания.
 191/8.  Тип  Д  —  междендритный  графит  с  предпочтительными
ориентациями.  Этот  графит  встречается  в  сильно  заэвтектических
чугунах.  Он  связан  с  менее  ярко  выраженным  переохлаждением.
Ориентационные  эффекты  контролируются  дендритами.
 192/1,2.  Заэвтектический  серый  чугун  (такой  же,  как  на
микрофотографии  191/3).  Графит  кристаллизовался  из  расплава
в  виде  длинных,  довольно  тонких,  совершенно  прямых  пласти¬
нок.  Позже,  при  эвтектической  температуре,  кристаллизуется
оставшаяся  жидкость,  давая  аустенитографитовый  комплекс
(более  короткие  изогнутые  пластинки).  Последняя  часть  жид¬
кости,  которая  сильно  обогащена  фосфором,  затвердевает  в  виде
стэдита  (ср.  ф.  195  и  196).  Во  время  охлаждения  затвердевшей
отливки  углерод  аустенита  диффундирует  по  направлению  к  пер¬
вичным  графитовым  пластинкам,  на  краях  которых  образуется
ясно  видимое  выделение.  И  наконец,  аустенитная  матрица  пре¬
вращается  в  свою  очередь  сперва  в  феррит,  а  затем  при  эвтектоид-
ной  реакции  в  перлит.
 119

192/3.  Чугун  с  шаровидным  графитом  (такой  же,  как  на
микрофотографиях  191/4  и  6).  На  этой  микрофотографии  осо¬
бенно  ясно  видна  внутренняя  структура  шаровидного  графита.
Контраст  обусловлен  изменениями  в  поглощении  света,  а  также
поляризационными  эффектами,  связанными  с  различными  ориен¬
тациями  кристаллов,  из  которых  составлен  графитовый  сфе-
ролит.
 192/4,5.  Половинчатый  чугун  (отлитый  в  кокиль  валок
прокатного  стана).  При  промежуточных  содержаниях  кремния
структура  затвердевшего  чугуна  (серого  или  белого)  зависит  от
скорости  затвердевания.  При  кокильной  отливке  быстро  за¬
твердевает  корка  из-за  эффективного  удаления  тепла  через  стенки
формы,  поэтому  корка  состоит  из  белого  чугуна.  Тело  отливки
охлаждается  менее  быстро,  так  что  имеется  достаточное  время
для  образования  графитных  пластинок.  Промежуточные  области
показывают  структуры  белого  и  серого  чугуна,  образовавшиеся
одновременно.
 ГРАФИТИЗИРУЮЩИЙ  ОТЖИГ,  ЧУГУНОВ
 Белосердечный  ковкий  чугун.
 193/1,  4, 	5.  «Белосердечный»  графитизирующий  отжиг
 не  только  приводит  к  распаду  Fe3C  во  всей  отливке  на  аустенит
и  графит,  но  и  вызывает  диффузию  углерода  от  центра  по  на¬
правлению  к  наружным  поверхностям.  Структура  поверхност¬
ных  слоев  состоит  из  ферритной  матрицы,  содержащей  окислы
железа.  Этот  участок  ограничен  оболочкой  переменной  толщины,
состоящей  из  распавшегося  перлита.  Помимо  этого,  в  направле¬
нии  к  центру  встречается  полностью  ферритная  зона,  за  которой
следует  феррито-перлитная  область  с  возрастающим  содержа¬
нием  перлита.
 193/2.  Центр  чугунной  отливки,  отожженной  белосердеч¬
ным  процессом,  обычно  имеет  полностью  перлитную  структуру
с  несколькими  большими  графитными  хлопьями  в  отливках
большого  сечения  (диаметром  5—6  мм  и  более).  Из-за  весьма
низкого  содержания  кремния  количество  зародышей,  которые
способствуют  графитизации,  довольно  ограничено,  так  что
графитовых  хлопьев  очень  мало,  он  они  большие,  особенно  по
сравнению  с  графитовыми  хлопьями,  образующимися  при  черно¬
сердечном  графитизирующем  отжиге  (ф.  193/3).
 Черносердечный  ковкий  чугун.
 193/3.  После  графитизирующего  отжига  черносердечным
процессом  структура  в  основном  ферритная  с  большим  количе¬
ством  графитных  хлопьев:  содержание  кремния  в  этих  чугунах
выше,  чем  в  предыдущем  случае.  В  то  же  время  хлопья  меньше,
но  более  многочисленны.  Содержание  углерода  ниже,  чем  в  бело¬
сердечных  чугунах.
 БЕЛЫЕ  ЧУГУНЫ
 194/1,  2.  Доэвтектический  белый  чугун,  в  структуре  ко¬
торого  находятся  дендриты  первичного  аустенита  и  эвтектика,
состоящая  из  аустенита,  диспергированного  в  цементите  (бе¬
лая  фаза  на  микрофотографии).  Во  время  охлаждения  после  за¬
твердевания  как  первичный,  так  и  эвтектический  аустенит  пре¬
вратились  в  перлит  в  результате  эвтектоидной  реакции  при
723°  С.
 194/3,  4.  Эвтектический  белый  чугун,  содержащий  4,3%  С.
Вся  матрица  состоит  из  цементитно-аустенитной  эвтектики
(аустенит  превратился  в  перлит),  называемой  «ледебуритом».
 194/5,  6.  Заэвтектический  белый  чугун.  Длинные  белые  иглы
первичного  цементита  в  эвтектической  матрице  ледебурита.
Эти  иглы  чрезвычайно  твердые  и  хрупкие.
 194/7,  8.  Чугун  типа  нихард,  содержащий  5,0%  Ni.  До¬
бавка  никеля  способствует  затвердеванию  расплава  в  виде  се¬
рого  чугуна.  Однако  при  достаточно  больших  скоростях  охлажде¬
ния,  углерод  может  кристаллизоваться  в  виде  цементита  и  чу¬
гун  будет  белым.  При  последующем  охлаждении  после  затверде¬
вания  наличие  никеля  значительно  замедляет  эвтектоидное
превращение,  так  что  аустенит  превращается  в  мартенсит.
Конечная  структура  показана  на  микрофотографиях  194/7  и  8.
Как  первичный,  так  и  эвтектический  аустенит  превратились
в  мартенсит.  Мартенситные  иглы  до  некоторой  степени  про-
травились.  Они  окружены  белыми  непротравленными  участками
аустенита,  трудно  отличимого  от  цементита,  который  также  не
травится.
 ФОСФИДНАЯ  ЭВТЕКТИКА
 195/2.  Типичная  форма  тройной  фосфидной  эвтектики  в  фос¬
фористом  перлитном  сером  чугуне.  Эта  эвтектика,  называемая
«стэдитом»,  занимает  междендритные  пространства.  При  трав¬
лении  ниталем  она  выступает  в  виде  белых  глобулей  феррита
 120
 на  белом  фоне,  который  содержит  как  цементит,  так  и  фосфид
железа.  Поэтому  при  помощи  травителя  [33.1  ]  эти  составляющие
не  могут  быть  дифференцированы.
 195/1,  3—5.  Различные  структуры  эвтектики,  встречаю¬
щиеся  в  показанном  выше  чугуне  после  травления  щелочным
раствором  пикрата  натрия.  Этот  реактив  достаточно  быстро  де¬
лает  черным  цементит  и  слегка  окрашивает  фосфид  железа  Fe3P
(при  условии,  что  продолжительность  травления  не  очень  ве¬
лика).  Феррит  не  травится.
 196/1.  Фосфидная  эвтектика  в  фосфористом  белом  чугуне.
Эвтектика  встречается  в  виде  очень  тонких  прослоек  между
включениями  сульфида  марганца  или  по  краям  перлитных  ден-
дритов.  При  максимальных  оптических  увеличениях  невозможно
четко  различить  фазы,  из  которых  состоит  эвтектика  (см.
ф.  196/4  и  5).
 196/2.  Смешанные  участки  фосфидной  эвтектики  и  цемен¬
тита  в  фосфористом  перлитном  сером  чугуне.  Эвтектические  уча¬
стки  чередуются  с  белыми  областями,  состоящими  исключи¬
тельно  из  цементита  (анализ  микрозондом,  ф.  108).
 196/3.  Псевдобинарная  фосфидная  эвтектика  в  виде  стерж¬
ней.  Эта  эвтектика  состоит  из  перлитных  глобулей  в  белой  ма¬
трице  фосфида  железа.
 196/4,  5.  Одноступенчатые  реплики,  1%-ный  формвар,
усиление  2%-ным  коллодием,  оттенение  <3е,  45°.  То  же.  что  и
на  микрофотографии  196/1.  Границы  перлитных  участков  яв¬
ляются  краем  области  фосфидной  эвтектики,  что  создает  впе¬
чатление  обратного  контраста  на  изображении  реплики.  Дис¬
пергированная  фаза,  которая  выходит  в  рельеф,  состоит  из
Fe3C  и  Fe3P.  На  микрофотографии  196/5  Fe3C  и  Fe3P  слегка
различаются  по  степени  контраста.  Углубленные  участки  со¬
стоят  из  ферритных  глобулей.
 Нирезист  №  51.  Литое  состояние.
 196/6,  7.  В  этом  чугуне  с  высоким  содержанием  никеля  и
хрома  появляется  эвтектика,  структура  которой  очень  схожа
со  структурой  описанных  выше  фосфидных  эвтектик.  Факти¬
чески  она  полностью  состоит  из  железо-хромистых  карбидов,
диспергированных  в  аустенитной  матрице.  Однако  высокое  со¬
держание  кремния  способствовало  образованию  некоторого
количества  графита.  Следует  также  отметить  ликвацию  внутри
первичных  аустенитных  дендритов,  выявляемую  изменениями
цвета  (межкристаллитная  ликвация).  Она  в  основном  обусловлена
высоким  содержанием  меди  в  этом  сплаве.
 СЕРЫЕ?  ЧУГУНЫ
 197/1,  2.  Доэвтектический  фосфористый  серый  чугун.  Струк¬
тура  состоит  из  перлитной  матрицы  (красная),  графита  (желтый)
и  стэдита,  окрашенного  в  розовый  цвет  и  окруженного  синим
ореолом.
 197/3—5.  Ферритный  серый  чугун.  Матрица  состоит  из
зерен  феррита.  Сравните  микрофотографии  191/8  и  197/3.  Обра¬
тите  внимание  на  неоднородность  ферритных  зерен  при  больших
увеличениях  —  это  видно  по  изменениям  цвета  в  пределах  зерен.
Обратите  также  внимание  на  выделение  вторичного  графита,
который  отчетливо  виден  на  микрофотографии  197/4.
 197/6,  7.  Закаленный  чугун  с  шаровидным  графитом,  моди¬
фицированный  магнием.  Матрица  состоит  из  мартенсита  и  це¬
ментита,  а  также  из  сфероидов  графита.  Обратите  внимание  на
структуру  этих  сфероидов  в  белом  (ф.  197/6)  и  в  поляризованном
свете  (ф.  197/7).
 198/1.  Черносердечный  (американский)  ковкий  чугун.  Гра¬
фитные  хлопья  в  матрице  ферритных  зерен.  Обратите  внимание
на  изменения  цвета  в  пределах  одного  и  того  же  ферритного  зерна,
а  также  на  голубой  ореол  вокруг  графитных  хлопьев.
 198/2.  Чугун  с  шаровидным  графитом,  модифицированный
магнием.  Матрица  является  перлитной,  тогда  как  графитовые
сфероиды  окружены  кольцом  ферритных  зерен  (ср.  с  микрофото¬
графиями  191/6  и  192/3).
 198/3.  Половинчатый  чугун.  Сравните  структуру  карбидов
со  структурой  на  микрофотографиях  192/4  и  5.
 БЕЛЫЕ  ЧУГУНЫ
 Чугун  №  52.  Литое  состояние.
 198М,  5.  Так  называемый  «шпинель»,  или  зеркальный  чу¬
гун  с  высоким  содержанием  марганца.  Цементит  красный,  тогда
как  аустенит  ледебурита  синий.
 карбиды  железа
 Железоуглеродистый  сплав  с  150-10-6%  С.  Термическая
обработка:  720°  С  в  течение  1,5  ч;  закалка  в  ледяной  воде;  ста¬
рение  при  150°  С  в  течение  50  мин.

201/1.  Тонкая  фольга.  Черные  стержни,  вероятно,  являются
частицами  карбида  железа  Fe3C.
 Низкоуглеролистая  сталь  №  53.  Термическая  обработка:
7С0°  С  в  течение  2  ч;  закалка  в  Боде;  старение  при  100°  С  в  те-
чение  45  ч.
 201/2.  Тонкая  фольга.  Дислокации  декорированы  карбид¬
ными  частицами.
 Железомарганцевоуглеролистый  сплав  №  26.  Обработка:
старение  при  100°  С  в  течение  24  ч;  холоднее  волочение  на  3%.
 201/3.  Тонкая  фольга.  При  старении  выделились  мелкие
частицы  карбида  Fe3C.  От  этих  частиц  во  время  деформации  про¬
исходило  зарождение  дислокаций.  Микрофотография  показы¬
вает  несколько  петель  дислокаций,  исходящих  из  карбидов.
На  тех  карбидах,  которые  выделились  на  существующих  дисло¬
кациях,  во  время  деформации  в  свою  очередь  происходило  обра¬
зование  новых  дислокаций.
 Железоуглеродистый  сплав  с  0,014%  С.  Термическая  обра¬
ботка:  740°  С  в  течение  30  мин;  закалка  в  воде;  старение  при  150—
260°  С.
 201/4,  5.  Экстракционные  реплики.  Дендритная  форма  вы¬
делений  Fe3C,  образовавшихся  при  старении.  Видно,  что  ден-
дриты  лежат  вдоль  двух  основных  направлений,  образующих
между  собой  yi  ол  68—73°.  Имеется  также  третье  направление,
образующее  с  первыми  двумя  угол  50—60°.
 Сталь  с  добавкой  ниобия  №  54.  В  состоянии  поставки.
 201/6.  Тонкая  фольга.  Цементитные  пластинки  перлита,
видно  несколько  дислокационных  линий.
 Мягкая  мартеновская  сталь.  Термическая  обработка:  на¬
грев  от  комнатной  температуры  до  680  °С  в  течение  4  ч;  охлажде¬
ние  за  20  ч;  разрешение  ударом  при  —196°  С.
 201/7.  Микрофрактографический  снимок  излома  по  плос¬
кости  скола.  Разрушение  происходило  по  плоскости  скола,  за
исключением  показанного  здесь  одного  участка,  где  разрушение
межзеренное.  Эти  участки  соответствуют  наличию  на  границах
зерен  пластинок  цементита,  которые  были  экстрагированы  и  на
одноступенчатой  угольной  реплике  кажутся  черными.  Они
были  идентифицированы  электронографически.
 ЦЕМЕНТИТ
 Хромистая  сталь  №  37.  Термическая  обработка:  985°  С
в  течение  30  мин;  закалка  в  воде.
 202/1.  Двухступенчатая  реплика,  метилметакрилат  —  окись
кремния,  предварительное  оттенение  Ge,  30°.  Мартенситная
структура.
 Отпуск  при  260°  С  в  течение  1  ч.
 202/2.  Двухступенчатая  реплика,  метилметакрилат  —  окись
кремния,  предварительное  оттенение  Ge,  30°.  Внутри  мартен¬
ситных  игл  ясно  видны  выделения.  Они  состоят  г.з  карбида  Fe3C,
в  котором  могло  растворяться  некоторое  количество  хрома  (см.
состав  стали).  Отпуск  при  480°  С  в  течение  1  ч.
 202/3.  Двухступенчатая  реплика,  метилметакрилат  —  окись
кремния,  предварительное  оттенение  Ge,  30°.  Количество  выде¬
лившегося  карбида  значительно  больше,  чем  в  предыдущем  слу¬
чае.  Выделения,  которые  являются  очень  мелкими,  не  могут
быть  определены  оптической  микроскопией.  Единственной  ощу¬
тимой  разницей  по  сравнению  с  закаленным  мартенситом  яв¬
ляется  повышенная  скорость  травления  из-за  наличия  выделив¬
шихся  карбидов  (ф.  202/5).
 Отпуск  при  700°  С  в  течение  1  ч.
 202/4.  Двухступенчатая  реплика,  метилметакрилат  —  окись
кремния,  предварительное  оттенение  Ge,  30°.  В  электронном
микроскопе  видна  некоторая  коагуляция,  игольчатый  характер
мартенсита  начинает  исчезать.  Структура  на  этой  стадии  от¬
пуска  мартенсита  часто  называется  «сорбитом».  Под  оптическим
микроскопом  этот  тип  структуры  обычно  виден  неотчетливо  и
его  трудно  идентифицировать. 	t
 Заэвтектоидная  сталь  с  1,40%  С.  Термическая  обработка:  i
1100°  С;  закалка  в  воде;  отпуск  при  100°  С. 	*'
 202/5.  Мартенситная  структура.  Отличается  от  мартенсита
закалки  тем,  что  она  значительно  быстрее  травится,  в  результате
чего  иглы  чернеют.  Это  следует  связать  с  наличием  очень  мел¬
ких  выделений  (неразрешаемых  под  оптическим  микроскопом)
карбидов  типа  Fe3C,  показанных  на  микрофотографиях  202/2  и  3.
 Хромоникелевая  самозакаливающаяся  сталь  №  55.  Терми¬
ческая  обработка:  850°  С  в  течение  30  мин;  закалка  в  масле;  от¬
пуск  при  650°  С  в  течение  30  мин;  закалка  в  воде;  отпуск  при
500°  С  в  течение  3  ч;  закалка  в  воде;  разрушение  ударом  при
—196°С.
 202/6.  Микрофрактографический  снимок  межзеренного  раз¬
рушения,  одноступенчатая  угольная  реплика.  Структура  яв¬
ляется  сорбитной.  Разрушение  происходит  по  границам  исходных
 16  Металлография  железа,  том  I
 аустенитных  зерен  и  вдоль  поверхнссти  раздела  феррит-карбид
(отпускная  хрупкость).  Карбиды  были  экстрагированы  репли¬
кой  и  наблюдаются  в  виде  черных  глобулей.
 Эвтектоидная  сталь  №  17.  Термическая  обработка:  985°  С
в  течение  35  мин;  закалка  в  воде;  675°  С  в  течение  15  ч;  охлажде¬
ние  на  воздухе.
 202/7.  Сфероидизированный  карбид,  полученный  при  дли¬
тельном  высокотемпературном  отжиге  мартенсита.
 202/8.  Одноступенчатая  реплика,  1%-ный  формвар,  уси¬
ление  2%-кым  коллодием,  оттенение  Ge,  45°.  Те  же  участки  оп¬
тической  микрофотографии  202/7  труднее  разрешить.  Электрон-
номикрсскопический  снимск  показывает,  что  они  состоят  из
скоплений  более  мелких  и  более  плотных  карбидов,  некоторые
из  которых  удлинены  в  определенном  направлении.
 Низкоуглеродистая  сталь  №  56.  Обработка:  после  холодной
прокатки  рекристаллизация  при  760°  С  в  течение  80  ч.
 203/1.  Избыточный  углерод  в  феррите  (т.  е.  выше  0,028%
при  723°  С)  продиффундировал  по  направлению  к  границам  зе¬
рен,  где  он  выделился  в  виде  цементита  Fe3C.
 Эвтектоидная  сталь  №  17.  Термическая  обработка:  885°  С
в  течение  35  мин;  675°  С  в  течение  2,5  ч;  охлаждение  на  воздухе.
 203/2.  Эвтектоидная  структура.  В  эвтектоидной  течке  S
(723°  С  и  0,8%  С  по  массе)  «эвтектсидный»,  или  «перлитный»
цементит  (Fe3C)  выделяется  в  виде  пластинск,  между  которыми
находится  феррит.
 Зазвтектоидная  сталь  №  33.  Термическая  обработка:  1100°  С
в  течение  4  ч;  охлаждение  на  воздухе.
 203/3.  Для  концентраций  углерода  в  аустените  в  пределах
от  0,8  до  2%  между  1147°  С  и  эвтектоидной  температурой  либо
на  границах  аустенитных  зерен,  либо  в  виде  игл;  выделяется  оп¬
ределеннее  количество  «заэвтектоидного»,  или  «вторичного»  це¬
ментита.  Когда  содержание  углерода  выше  2%  (по  массе),  этот
цементит  соединяется  с  эвтектическим  и  их  трудно  различить.
 Эвтектический  белый  чугун  с  4,25%  С.  Литое  состояние.
 203/4,  6.  В  эвтектической  точке  (4,30%  С  и  1147°  С)  из
жидкости  образуется  эвтектика.  Она  состоит  из  аустенита  и  це¬
ментита,  который  на  микрофотографии  кажется  белым.  Эта  смесь
называется  ледебуритом.
 Зазвтектический  белый  чугун  с  4,50%  С  и  0,046%  Si.
 Литое  состояние.
 203/5.  Когда  содержание  углерода  больше  4,30%,  выше  эв¬
тектической  точки  выделяется  цементит.  На  этой  микрофотогра¬
фии  он  наблюдается  в  виде  больших  белых  пластинок.
 КАРБИДЫ  ТИПА  Ме,С9
 Хромокобальтовая  сталь  №  57.  Термическая  обработка:
1200°  С  в  течение  2  ч;  закалка  в  воде.
 204/1.  Белые  участки  первичного  аустенита  и  эвтектические
участки,  состоящие  из  карбидов  (Сг,  Fe,)7  С3,  диспергированных
в  аустените.  Обратите  также  внимание  на  несколько  карбидов,
которые  образовались  в  аустенитной  матрице  во  время  термиче¬
ской  обработки  при  1200°  С.  Они  также  соответствуют  типу  Ме7С9.
 Хромокобальтовая  сталь  №  58.  Термическая  обработка:
1000°  С  в  течение  50  ч;  закалка  в  воде.
 204/2.  Одноступенчатая  реплика,  1%-ный  формвар,  отте¬
нение  Ge,  30°.  Структура  стали  с  составов,  аналогичным  приве¬
денному  выше.  Очень  большие  участки  (белые)  карбидов
(Cr,Fe)7C3.
 Хромистый  чугун  №  59.  Литое  состояние.
 204/3.  Эвтектическая  структура,  состоящая  из  карбидов
(Сг,  Fe)7C3  и  превращенного  аустенита.  Превращение  аустенита
протекало  в  твердом  состоянии  и  привело  сначала  к  выделению
карбидов  Ме7Сь,  а  затем  к  эвтектоидному  распаду  на  феррит  и
цементит,  содержащий  в  растворе  хром.  Обратите  внимание
на  звездообразную  форму  эвтектических  компонентов.
 Хромистый  чугун  №  60.  Литое  состояние.
 204/4.  Большие  белые  пластинки  первичного  карбида
(Сг,  Fe)7C3  и  эвтектика,  состоящая  из  очень  тонких  белых  игл
(Сг,  Fe)7C3  и  аустенита,  превращенного  при  эвтектоидной  реакции
в  феррит  и  карбид  (Сг,  Fe)7C3  (последний  компонент  является
очень  мелким  выделением,  расположенным  между  иглами  эв¬
тектического  карбида).
 Хромистая  сталь  с  4,0%  С.  Термическая  обработка:  за¬
калка  и  отпуск.
 204/5.  Одноступенчатая  угольная  экстракционная  реплика.
Довольно  большие  стержни  более  тонкие  пластинки  карбида
(Сг,  Fe)7C3.
 Аустенитная  сталь  №  61.  Термическая  обработка:  1200°  С
в  течение  1  ч;  закалка  в  воде;  повторный  нагрев  при  900°  С  в  те-
чение^  30  мин;  закалка  в  воде;  разрушение  растяжением  при
 121

204/6.  Микрофрактографический  снимок  пластичного  из¬
лома,  одноступенчатая  угольная  реплика.  Экстракция  межкри-
сталлитных  карбидов  типа  (Сг,  Fe)7C3.
 Повторный  нагрев  при  950°  С  в  течение  100  ч;  закалка  в  во¬
де;  разрушение  ударом  при  —196°  С.
 204/7.  Микрофрактографический  снимок  межкристаллит-
ного  излома,  одноступенчатая  угольная  реплика.  Экстракция
межкристаллитных  хромистых  карбидов  (Сг,  Fe)7C3,  раздроблен¬
ных  деформацией,  которая  предшествовала  разрушению.
 КАРБИДЫ  ТИПА  Ме23С9
 Хромокобальтовая  сталь  №  62.  Термическая  обработка:
700°  С  в  течение  200  ч,  закалка  в  воде.
 205/1.  Мелкие  карбиды  типа  (Сг,  Fe)23  Сс,  распределенные
в  мартенситной  матрице.
 205/2.  Одноступенчатая  реплика,  1%-ный  формвар,  отте-
нение  Ge,  30°.  Электронномикроскопический  снимок  показан¬
ного  выше  образца.
 Хромокобальтовая  сталь  №  63.  Термическая  обработка:
гомогенизация  при  1200°  С;  выдержка  при  800°  С  в  течение
100  ч;  закалка  в  воде.
 205/3.  Карбиды  типа  Ме23Сь  в  аустенитной  матрице.  Иглы,
образующие  видманштеттову  структуру,  состоят,  вероятно,
из  е-фазы  (твердый  раствор  с  гексагональной  структурой  на  ос¬
нове  кобальта),  так  как  содержание  кобальта  в  сплаве  особенно
высокое.
 Хромокобальтовая  сталь  №  64.  Термическая  обработка:
1200°  С  в  течение  2  ч;  охлаждение  на  воздухе;  900°  С  в  течение
50  ч;  закалка  в  воде.
 205/4.  Скопление  карбидов  типа  (Сг,  Fe)23Ce  выстроившихся
в  ряды  на  границах  ферритных  зерен.
 Хромокобальтовая  сталь  №  65.  Термическая  обработка:
1200°  С  в  течение  4  ч;  охлаждение  на  воздухе;  950°  С  в  течение
72  ч;  закалка  в  воде.
 205/5.  Прожилка  карбидов  типа  (Сг,  Fe)23Ce  вдоль  границ
исходных  аустенитных  зерен.  Матрица  является  мартенситной.
 Термическая  обработка:  1200°  С  в  течение  2  ч;  охлаждение
на  воздухе;  900°  С  в  течение  2  ч;  650°  С  в  течение  168  ч;  закалка
в  воде.
 205/6.  Эвтектоидная  структура,  состоящая  из  карбида  типа
(Сг,  Fe)23C(j  и  феррита,  образовалась  на  границе  исходного  аусте¬
нитного  зерна.  Матрица  является  ферритной.
 Хромистая  ферритная  сталь  с  25%  Сг.  Термическая  обра¬
ботка:  длительная  выдержка  при  700°  С.
 205/7.  Прямая  угольная  реплика.  Прожилки  карбидов
типа  (Сг,  Fe)23Ce  на  границах  зерен,  вблизи  которых  образова¬
лось  несколько  пластинок  а-фазы.
 Легированная  сталь  №  66.  Термическая  обработка:  1090°  С
в  течение  30  мин;  закалка  в  масле;  охлажцение  до  —75°  С  в  те¬
чение  30  мин;  нагрев  до  комнатной  температуры,
 206/1.  Тонкая  фольга,  наблюдаемая  в  электронном  микро¬
скопе  напросвет,  показывает  мартенситную  структуру.  Тонкие,
весьма  удлиненные  иглы  содержат  большое  количество  дисло¬
каций.
 Термическая  обработка:  отпуск  при  590°  С  в  течение  4  ч;
охлаждение  на  воздухе.
 206/2.  Тонкая  фольга.  Выделение  карбидов  типа  Ме23Се
(черные)  в  мартенситных  иглах.
 Термическая  обработка:  отпуск  при  590°  С  в  течение  200  ч;
охлаждение  на  воздухе.
 208/3.  Тонкая  фольга.  Множество  карбидов  типа  Ме23С9
(более  грубые,  чем  на  предыдущей  микрофотографии).  Несколько
весьма  больших  темных  участков,  которые,  по-видимому,  со¬
стоят  из  интерметаллического  соединения  железо-хром-молиб-
ден.
 Хромой  и  келевая  сталь  №  61.  Термическая  обработка:  1200°  С
в  течение  1  ч;  закалка  в  воде;  повторный  нагрев  при  750°  С
в  течение  96  ч.
 206/4.  Тонкая  фольга.  Карбиды  хрома  типа  Ме23Св  (черные)
выделились  в  аустенитной  матрице  по  каждую  сторону  от  границы
зерна.  Обратите  внимание  на  дислокации  вокруг  выделений,
которые  являются  результатом  напряжений,  обусловленных  вы¬
делениями.
 206/5.  Тонкая  фольга.  Карбиды  хрома  типа  Ме23Се  (черные),
выделившиеся  в  аустенитной  матрице.
 Аустенитная  нержавеющая  сталь  №  67.  Термическая  обра¬
ботка:  1200°  С  в  течение  1  ч;  закалка  в  воде.
 207/1.  Экстракционная  реплика.  Экстрагированный  меж-
зеренный  карбид  хрома  типа  МемСв.  Этот  карбид  дендритной
формы  образовался  при  охлаждении  с  1200°  С.
 122
 Хромоникелевая  аустенитная  сталь  №  68.  Термическая
обработка:  1050°  С;  закалка  в  среде,  охлажденной  до  —78°  С;
отпуск  приблизительно  при  500°  С.
 207/2.  Одноступенчатая  угольная  экстракционная  реплика.
Экстрагированный  карбид  хрома  типа  Me2SCe.  Этот  карбид  ден¬
дритной  формы  образовался  на  поверхности  раздела  8-феррит—
мартенсит  при  отпуске.  Закаленная  структура  была  мартенсит¬
ной  с  несколькими  участками  б-феррита.
 Аустенитная  нержавеющая  сталь  типа  18/8.  Термическая
обработка:  1200°  С  в  течение  1  ч;  закалка  в  воде;  повторный
нагрев  при  700—900°  С  в  течение  от  1  до  24  ч;  разрушение  уда¬
ром  при  —196°  С.
 207/3—6.  Микрофрактографические  снимки  межзеренных
изломов,  одноступенчатые  угольные  реплики.  Различные  формы
экстрагированных  межзеренных  карбидов  типа  Ме23Св.
 КАРБИДЫ  Мо2С
 Хромомолибденовая  сталь  №  30.  Термическая  обработка:
920°  С  в  течение  15  мин;  700°  С  в  течение  1  ч;  закалка  в  воде.
 208/1,  2.  Экстракционные  реплики,  1%-ный  формвар,  от-
тенение  Ge,  30°.  Структура  и  расположение  карбидов  молибдена
Мо2С.  Они  встречаются  в  виде  длинных  стержней  (черные),
которые,  по-видимому,  упорядоченно  ориентированы.  Анало¬
гично  этому,  очевидно,  существует  связь  между  коррозионными
ямками  и  выделениями  (ф.  208/2).
 Термическая  обработка:  отпуск  при  670°  С  в  течение  100  ч.
 208/3,  4.  Экстракционные  реплики,  1%-ный  формвар.  Дру¬
гие  формы  выделений  Мо2С.
 Хромомолибденовая  сталь  №  69.  Термическая  обработка:
950°  С,  открытая  печь;  отпуск  при  650°  С  в  течение  50  ч;  охлаж¬
дение  на  воздухе.
 208/5.  Экстракционная  реплика.  Выделения  карбидов  мо¬
либдена  типа  Мо2С  в  феррите.
 Молибденовая  сталь  №  70.  Термическая  обработка:  970°  С;
закалка  в  воде;  отпуск  при  700°  С  (973°  К)  в  течение  1  ч.
 208/6.  Одноступенчатая  угольная  экстракционная  реп¬
лика.  Палочки  Мо2С  в  видманштеттовой  структуре.
 Хромомолибденовая  сталь  №  69.  Термическая  обработка:
950°  С  в  течение  10  мин;  охлаждение  в  открытой  печи  до  650°  С;
закалка  в  воде;  650°  С  в  течение  50  ч;  охлаждение  на  воздухе;
550°  С  в  течение  15  000  ч  под  давлением  9  кГ/см2  (88,2  Мн/м2).
 209/1.  Экстракционная  реплика,  мовиталь.  Полосчатое  вы¬
деление  карбидов:  широкие  полосы  имеют  ветви.
 Термическая  обработка:  950°  С;  открытая  печь;  отпуск
при  650°  С  в  течение  50  ч;  охлаждение  на  воздухе.
 209/2.  Экстракционная  реплика,  мовиталь.  Веерообразный
эвтектоид  феррит-карбид  молибдена  МоС,возникший  на  грани¬
цах  участков  доэвтектоидного  феррита.
 Молибденовая  сталь  №  71.  Термическая  обработка:  950°  С
в  течение  2  ч;  закалка  в  воде  и  жидком  воздухе.
 209/3.  Тонкая  фольга.  Дислокационные  петли,  декориро¬
ванные  выделениями  Мо2С.
 Молибденовая  сталь  JVi  72.  Термическая  обработка:  950°  С
в  течение  2  ч;  закалка  в  воде,  затем  в  жидком  воздухе.
 209/4,  5.  Экстрагированные  карбиды  молибдена,  инденти-
фицированные  электронной  дифракцией.
 КАРБИДЫ  VC
 Легированная  сталь  №  73.  Термическая  обработка:  отпуск
при  965°  С.
 210/1.  Экстракционная  реплика.  Карбиды  ванадия  типа  VC,
встречающиеся  в  виде  длинных  плотноупакованных  волокон.
 210/2.  Тонкая  фольга.  Видны  субграницы,  свободные  от
дислокаций  и  волокна  карбида  VC.
 210/3,  4.  Тонкие  фольги.  Обе  микрофотографии  сняты  с  од¬
ного  и  того  же  участка,  но  образец  в  каждом  случае  имел  раз¬
личный  наклон.  Прямоугольная  форма  с  игольчатыми  выделе¬
ниями,  образующих  прожилки  (в  левой  части  микрофотографии,
сверху  вниз).
 210/5,  6.  Тонкие  фольги.  Две  микрофотографии  различаются
углом  наклона  образца.  Наблюдаемый  участок  в  обоих  случаях
один  и  тот  же.  Обильное  выделение  Н-образных  частиц.
 КАРБИДЫ  VC  и  Ме.2С
 Легированная  сталь  №  74.  Термическая  обработка:  1050°  С
в  течение  15  мин;  685°  С  в  течение  50  мин;  закалка  в  воде.
 211/1.  Экстракционная  реплика,  мовиталь.  Мелкие  выде¬
ления  карбида  ванадия  (черные)  и  перлитные  пластинки  (бе¬
лые).

211/2.  Экстракционная  реплика,  мовиталь.  В  перлите  вновь
появились  карбиды  VC,  образующие  тройную  эвтектику.
 Быстрорежущая  сталь  №  75.  Термическая  обработка:
1300°  С;  закалка  в  масле.
 211/3.  Двухступенчатая  реплика,  никель-углерод,  с  эк¬
стракцией  карбидов.  Экстрагированные  частицы  являются  кар¬
бидами  ванадия  типа  VC,  которые  зародились  при  охлаждении
с  1300°  С.
 Легированная  сталь  №  73.  Термическая  обработка:  965°  С;
отпуск.
 211/4.  Тонкая  фольга.  Карбиды  типа  Мо2С  и  VC.  Очевидна
связь  между  двумя  типами  карбидов.
 КАРБИДЫ  NbC
 Стали  с  добавками  ниобия.  Сталь  с  0,04%  С  и  0,39%  Nb.
 Термическая  обработка:  950°  С  в  течение  2  ч;  охлаждение  на
воздухе.
 212/1.  Тонкая  фольга.  Мелкие  частицы  карбида  ниобия  NbC
в  ферритной  матрице.
 Термическая  обработка:  950°  С  в  течение  2  ч;  закалка  в  воде,
затем  в  жидком  воздухе;  250°  С  в  течение  75  ч.
 212/3.  Электронномикроскопический  снимок  экстрагиро¬
ванных  карбидов  ниобия.
 Сталь  №  77.  Термическая  обработка:  950°  С  в  течение  1  ч\
охлаждение  на  воздухе.
 212/2.  Тонкая  фольга.  Мелкие  частицы  карбида  ниобия  NbC
в  ферритной  матрице.  Обратите  внимание  на  то,  что  эти  частицы
иногда  образуют  ряды.
 Сталь  №  78.
 212/4.  Одноступенчатая  угольная  экстракционная  реплика.
Обратите  внимание  на  форму  граней  небольших  экстрагирован¬
ных  частиц  карбида  ниобия.
 Сталь  №  79.  Термическая  обработка: 	750°  С  в  течение
 1  ч;  закалка  в  воде;  затем  в  жидком  воздухе.
 212/5.  Тонкая  фольга.  Форма  частиц  карбида  ниобия,  уд¬
линенных  в  направлении  прокатки  (которая  предшествовала
упомянутой  выше  обработке),  по-видимому,  указывает  на  то,
что  они  являются  исходными  карбидами,  которые  не  были  рас¬
творены  при  750°  С.  Обратите  внимание  на  дислокации  вблизи
этих  частиц.
 Сталь  №  80.  Термическая  обработка:  1200°  С  в  течение
30  мин;  закалка  в  воде,  затем  в  жидком  воздухе.
 212/6—8.  Тонкие  фольги.  Различные  структуры  этой  стали,
видимые  в  просвечивающем  электронном  микроскопе.
 На  микрофотографиях  212/7  и  8,  которые  показывают  це-
ментитные  частицы,  находящиеся  в  более  или  менее  парал¬
лельных  скоплениях  или  в  виде  длинных  пластинок,  не  было
возможности  определить  дополнительное  присутствие  карбидов
ниобия,  это  удалось  сделать  при  помощи  электронной  дифрак¬
ции  —  микрофотография  212/6;  здесь  карбиды  ниобия  встреча¬
ются  в  виде  мелких  выделений,  образующих  параллельные
полосы.
 КАРБИДЫ  NbC  и  TiC
 Стабилизированная  ниобием  нержавеющая  сталь
типа  18/8
 Сталь  №  81.  Термическая  обработка:  1200°  С  в  течение
1  ч;  закалка  в  воде;  повторный  нагрев  при  850°  С  в  течение  8  ч;
охлаждение  с  печью.
 213/1,  2.  Межкристаллитные  выделения  NbC,  одноступен¬
чатые  угольные  экстракционные  реплики.  При  помощи  элек¬
тронной  дифракции  было  установлено,  что  выделения  являются
карбидами  ниобия.  Более  того,  микрозондирование  показало,
что  это  —  смесь  карбидов  ниобия  и  тантала  с  отношением  кон¬
центраций  ниобия  и  тантала  25  :  1  (%,  по  массе).
 Стабилизированные  титаном  нержавеющие  стали
типа  18/8
 Сталь  №  82.  Термическая  обработка:  1100°  С  в  течение
15  мин;  охлаждение  на  воздухе;  отпуск  при  650°  С  в  течение
3000  ч.
 213/3.  Межкристаллитные  выделения  TiC,  одноступенча¬
тая  угольная  экстракционная  реплика.  Межкристаллитные
выделения  карбида  титана  (TiC),  идентифицированные  электрон¬
ной  дифракцией.
 Сталь  №  83.  Термическая  обработка:  1200°  С  в  течение
1  ч;  закалка  в  воде;  750°  С  в  течение  500  ч;  разрушение  ударом
при  —196°  С.
 16*
 213/4,  5.  Микрофрактографические  снимки  межкристаллит-
ного  излома,  одноступенчатые  угольные  реплики  с  экстракцией
карбидов.  Большие  частицы  являются  карбидами  хрома  (Ме23Св),
тогда  как  мелкие  выделения  представляют  карбиды  титана  (TiC).
Это  подтвердил  анализ  экстрагированных  карбидов  при  помощи
микрозонда.  После  повторного  нагрева  при  900®  С  межзеренное
выделение  состоит  только  из  TiC.
 КАРБИДЫ  WC  и  МевС
 Легированная  сталь  №  84.  Термическая  обработка:  975°  С
в  течение  75  мин;  730°  С  в  течение  95  сек;  закалка  в  воде.
 214/1,  2.  Одноступенчатые  угольные  экстракционные  реп¬
лики.  Ориентированные  частицы  карбида  ванадия,  идентифи¬
цированные  электронной  дифракцией,  а  также  несколько  чер¬
ных  пятен,  которые  соответствуют  нерастворенным  выделениям.
 Термическая  обработка:  975°  С  в  течение  75  мин;  730°  С
в  течение  10  мин;  закалка  в  воде.
 214/3,  4.  Одноступенчатые  угольные  экстракционные  реп¬
лики.  Иглы  больше  не  встречаются,  но  вместо  них  появилось
много  карбидных  частиц  VC  и  Мо2С.  VC  является  сильно  диспер¬
гированным,  тогда  как  Мо2С  встречается  в  виде  относительно
больших  стержней.
 Термическая  обработка:  975°  С  в  течение  75  мин;  730°  С
в  течение  30  ч;  закалка  в  воде.
 214/5,  6.  Одноступенчатые  угольные  экстракционные  реп¬
лики.  Описанные  выше  карбиды  коагулировали.  Кроме  того,
образовались  частицы  Ме6С  (Fe4Mo2C);  на  микрофотографии
214/5  удлиненные  частицы,  направленные  сверху  вниз,  вероятно,
являются  карбидами  типа  МевС.
 Термическая  обработка:  975°  С  в  течение  75  мин;  730°  С
в  течение  500  ч;  закалка  в  воде.
 214/7.  Одноступенчатая  угольная  экстракционная  реплика.
Наблюдаются  только  сложные  карбиды  Ме2зСв  вдоль  границ
зерен  и  коагулированные  карбиды  VG  и  Ме№С  внутри  зерен.
 Вольфрамовая  сталь  №  85.  Термическая  обработка:  1300°  С
в  течение  2  ч;  закалка  в  воде;  750°  С  в  течение  16  ч;  закалка  в  воде.
 214/8.  Двухступенчатая  реплика,  метилметакрилат-угле¬
род,  предварительное  оттенение  Ge,  30°.  Карбиды  (Fe,  W)eC
выделялись  на  границах  зерен  и  изредка  (более  крупные  выде¬
ления)  внутри  зерен  матрицы.  Последняя  представляет  феррит,
содержащий  мелкие  выделения  железовольфрамового  интер-
металлида,  вероятно,  фазы  Лавеса  FeaW  типа  MgZn2.
 НИТРИД  ХРОМА  Cr2N
 Хромомарганцовистая  сталь  №  86.  Термическая  обработка:
1100°  С  в  течение  1  ч;  закалка  в  воде;  повторный  нагрев  при
650°  С  в  течение  24  ч.
 221/1.  Повторный  нагрев  вызвал  ячеистое  выделение  из
границ  зерен.  Островки  содержат  нитрид  хрома  Cr2N  и  обеднен¬
ный  хромом  аустенит.  Кроме  того,  встречаются  межзеренные
выделения  Сг23Св.
 221/2.  Одноступенчатая  угольная  экстракционная  реплика.
Экстрагированные  нитриды  хрома,  идентифицированные  элек¬
тронной  дифракцией.
 221/3.  Сканирование  микроанализатором  с  использованием
Сг/Са-излучения  выявляет  форму  островков,  в  которых  выделился
нитрид.  Разрушение  ударом  при  —196°  С.
 221/4.  Микрофр  актографический  снимок,  одноступенчатая
угольная  реплика.  Часть  излома  межкристаллитная.  Однородно
распределенные  дендритные  выделения  были  идентифицированы
дифракцией  как  карбиды  хрома  типа  Ме2зС0.
 221/5,  6.  Сканирование  микроанализатором  с  использова¬
нием  Сг/С<г  и  Fe/Ca-изл  учения  показало,  что  эти  выделения  дей¬
ствительно  содержат  хром  и  железо.  Выявляются  также  неко¬
торые  обогащенные  хромом  области,  в  которых  железо  нельзя
обнаружить:  они  являются  нитридом  хрома  Cr2N,  который  со¬
ответствует  на  предыдущей  микрофотографии  (221/4)  зонам  с  вы¬
сокой  плотностью  выделений.
 НИТРИД  АЛЮМИНИЯ  A1N
 Железоалюминиевый  сплав  №  87.  Термическая  обработка:
азотирование  при  750°  С  в  течение  12  ч  в  аммиаке;  разрушение
ударом  при  —196°  С.
 222/1,  2.  Микрофрактографические  снимки,  одноступенча¬
тые  угольные  реплики.  Экстракция  межзернистых  выделений  A1N,
определенных  электронной  дифракцией.  В  тех  местах,  где  нет
выделений,  излом  типа  скола  («ручьи»  и  «языки»,  ср.  ф.  116).
Там,  где  имеются  выделения,  излом  межкристаллитный  и  обус¬
ловлен  нитридами  на  границах  зерен.
 123

Раскисленные  алюминием  стали  №  88.  Термическая  обра¬
ботка:  аустенитизация;  прокатка  при  950°  С;  охлаждение  на
воздухе.
 222/3—6.  Тонкие  фольги.  В  просвечивающем  электронном
микроскопе  видны  стержни  нитрида  A1N  в  ферритной  матрице
(222/3.  6)  или  в  перлите  222/4.
 БОРИДЫ
 Сплав  №  89.  Термическая  обработка:  нагрев  до  1350°  С.
 223/1.  Нагрев  до  1350°  С  вызвал  образование  слабо  протра-
вившихся  зон  около  границ  зерен.  Можно  предположить,  что
на  границах  зерен  происходит  оплавление,  при  последующем
охлаждении  образуются  бориды  и  обедненный  бором  аустенит,
который  находится  в  структурных  смесях  эвтектического
типа.
 223/2.  Электронное  изображение,  полученное  путем  скани¬
рования  микрозондом.  Здесь  видно,  что  в  межзеренных  об¬
ластях  находится  очень  легкий  элемент,  который  понижает  сред¬
ний  атомный  номер  в  этих  областях.  Этим  элементом  может  быть
только  бор  —  это  следует  из  состава  сплава.
 Разрушение  ударом  при  —196°  С.
 223/3.  Микрсфрактографический  снимок  межкристаллит-
ного  излома,  одноступенчатая  угольная  реплика.  Экстраги¬
рованный  борид  изоморфен  с  боридом  железа  Fe2B.
 223/4—7.  Исследование  экстрагированных  выделений  при
помощи  микрозонда  позволяет  дифференцировать  области,  ко¬
торые  содержат  выделения,  от  областей  угольной  реплики  без
выделений;  электронное  изображение  угольной  пленки  (223/4)
и  выделений  (223/5).  Рентгеновские  изображения,  полученные
FeKa-  (223/6)  и  СтКа-  (223/7)  излучениями,  показывают  распре¬
деление  железа  и  хрома  в  этих  экстрагированных  боридных
выделениях.  Что  касается  количественных  определений,  то  они
дают  содержания  хрома,  железа  и  никеля  соответственно  42,
35  и  5%.  Это  весьма  точно  отвечает  соединению  (Сг,  Fe.  Ni)2B,
изоморфному  с  Fe2B.
 сг-ФАЗА
 Хромоникелевая  сталь  №  11.
 226/1,  2.  a-фаза,  окрашиваемая  реактивом  Гресбека  в  се¬
рый  цвет,  встречается  как  в  виде  длинных  игл,  ориентированных
вдоль  октаэдрических  плоскостей  аустенита,  так  и  в  виде  более
или  менее  обширных  участков  по  границам  аустенитных  зерен.
Матрица  состоит  из  аустенита  (белый)  и  выделившихся  карбидов
(черные).  При  больших  увеличениях  в  a-фазе  наблюдаются  не¬
большие  участки,  которые  слегка  окрашены  и  состоят  из  6-
феррита,  стабильного  при  высоких  температурах.
 226/3,  4.  После  нагрева  при  1175°  С  в  течение  20  мин  и
быстрого  охлаждения  (закалки  в  воде)  для  стабилизации  фаз,
находящихся  в  равновесии  при  этой  температуре,  a-фаза  больше
не  наблюдается.  Она  распадается  на  аустенит,  темные  карбиды
и  относительно  большие  количества  6-феррита.
 Хромокобальтовая  сталь  №  90.  Термическая  обработка:
600°  С  в  течение  4  ч;  закалка  в  ледяном  соленом  растворе.
 227/1.  Сильно  окрашенная  a-фаза  в  ферритной  матрице.
a-фаза  встречается  в  виде  больших  пластинок.
 Стальной  образец  из  двери  печи.
 227/2.  Сталь  с  высокой  плотностью  о-фазы,  которая  встре¬
чается  в  виде  белых  игл,  образующих  видманштеттову  струк¬
туру,  а  также  на  границах  зорен.  Эта  фаза  образовалась  во  время
работы  двери  печи,  из  которой  был  взят  образец.
 Хромокобальтмолибденовая  сталь  №  91.  Термическая  обра¬
ботка:  выдержка  при  1000°  С  в  течение  1  ч.
 227/3.  Характерная  структура  a-фазы;  она  состоит  из
длинных  пересекающихся  игл  с  видманштеттовой  ориенти¬
ровкой.
 Аустенитная  сталь  №  92.  Термическая  обработка:  1200°  С
в  течение  1  ч;  закалка  в  воде;  повторный  нагрев  при  750°  С
в  течение  830  ч;  разрушение  при  —196°  С.
 227/4.  Микрофрактографический  снимок  межкристаллит-
ного  излома,  одноступенчатая  угольная  реплика.  Скол  пласти¬
нок  a-фазы  произошел  параллельно  их  кристаллографическим
плоскостям,  затем  во  время  деформации,  предшествующей  раз¬
рушению  или  сопровождающей  его  пластинки,  разрушились
на  множество  кусочков.
 Ферритная  сталь  с  25%  Сг.
 227/5.  Одноступенчатая  угольная  реплика.  Пластинки
о-фазы
 124
 %-ФАЗЫ  И  ФАЗЫ  ЛАВЕСА
 Хромокобальтмолибденовая  сталь  №  93.  Термическая  обра¬
ботка:  1100°  С  в  течение  30  мин;  закалка  в  масле;  охлаждение
до  —75°  С  в  течение  16  ч;  воздух;  500°  С  в  течение  128  ч;  охлаж¬
дение  на  воздухе.
 228/1.  Металлографический  снимок  очень  неясен.  Однако
на  нем  видны  мартенситные  иглы,  образовавшиеся  при  закалке.
Иглы  протравились  весьма  быстро,  что  указывает  на  наличие
выделений.  Можно  также  заметить  несколько  белых  пятен  и
пластинок.  Они,  вероятно,  состоят  из  аустенита.
 228/2—4.  Тонкие  фольги.  Просвечивающая  электронная
микроскопия  ясно  выявляет  обильный  аспад  внутри  игл  (228/2).
Выделения  были  идентифицированы  с  помощью  электронной
дифракции.  Они  состоят  из  более  или  менее  овальных  частиц
соединений  типа  Fe2Mo  или  фазы  Лавеса,  которые  встречаются
(228/3,  4),  и,  с  другой  стороны,  из  более  сложного  (Fe,  Сг,  Мо,
Со)  соединения,  или  %-фазы  в  виде  черных  более  или  менее  пря¬
мых  стержней,  которые  пересекают  иглы  или  декорируют  их
границы.  Было  также  обнаружено  упорядоченное  соединение,
состав  которого  соответствует  приблизительно  Fe3Co.  Оно  пред¬
ставляет  очень  мелкие  частицы,  которые  в  данном  случае  довольно
трудно  различить  (ср.  ф.  229/4).  Белая  фаза,  наблюдаемая  с  по¬
мощью  оптического  микроскопа,  в  действительности  является
аустенитом  (он  не  заметен  на  этих  микрофотографиях,  но  виден
на  изображениях,  приведенных  ниже).
 Термическая  обработка:  1100°  С  в  течение  30  мин;  закалка
в  масле;  охлаждение  до  —75°  С  в  течение  16  ч;  воздух;  600°  С
в  течение  I  ч;  закалка  в  воде.
 228/5.  На  этой  микрофотографии  видны  увеличения  плот¬
ности  и  размера  аустенитных  областей,  по  сравнению  с  плотно¬
стью  и  размером  аустенитных  областей,  показанных  на  микро¬
фотографии  228/1.  Эти  области  встречаются  не  только  внутри
мартенситных  игл,  но  также  в  виде  прожилок  на  границах  ис¬
ходных  аустенитных  зерен.  Ориентированная  структура,  уна¬
следованная  от  мартенсита,  практически  исчезла.
 228/6—8.  Тонкие  фольги.  Структура  не  очень  сильно  отл^г
чается  от  показанной  на  микрофотографиях  228/2—4.  Многочис¬
ленные  аустенитные  области  очень  велики  и  содержат  большое
количество  дефектов  упаковки  (228/7).  Упорядоченное  соеди¬
нение  (Fe3Co),  по-видимому,  больше  не  встречается.
 Термическая  обработка:  1100°  С  в  течение  30  мин;  закалка
в  масле;  охлаждение  до  —75°  С  в  течение  16  ч;  воздух;  600°  С
в  течение  1  ч;  закалка  в  воде.
 229/1.  Тонкая  фольга.  Из  микрофотографии,  которая  иллю¬
стрирует  стадию  превращения  при  600°  С,  прерванного  закал¬
кой,  следует,  что  количество  аустенита  увеличивается  в  резуль¬
тате  растворения  интерметаллического  соединения  в  матрице.
 Хромокобальтмолибденовая  сталь  №  94.  Термическая  обра¬
ботка:  1100°  С  в  течение  30  мин;  закалка  в  масле;  охлаждение
до  —75°  С;  воздух;  500°  С  в  течение  128  ч;  закалка  в  воде.
 229/2.  Металлографический  снимок,  показывающий  ориен¬
тацию  закаленного  мартенсита.
 229/3,  4.  Тонкие  фольги.  В  этой  стали,  в  которой  содержа¬
ние  молибдена  несколько  больше,  чем  в  предыдущей,  упорядо¬
ченнее  соединение  типа  Fe3Co  более  заметно  из-за  менее  обиль¬
ного  выделения  фазы  Лавеса  (Fe2Mo).  Это  соединение  выделилось
по  всей  матрице  и  наблюдается  в  виде  мелких,  сильно  диспер¬
гированных  черных  пятен.
 Легированная  сталь  №  95.  Термическая  обработка:  1300°  С
в  течение  2  ч;  закалка  в  воде;  750°  С  в  течение  1  ч;  охлаждение
на  воздухе.
 229/5,  6.  Тонкие  фольги.  Исследование  в  просвечивающем
электронном  микроскопе  выявляет  много  небольших  удлинен¬
ных  черных  пластинок.  Электронная  дифракция  свидетельствует
о  наличии  фазы  той  же  природы,  что  и  фаза  Лавеса  Fe2Mo;
вероятно,  что  интерметаллическое  соединение  Fe2\V.
 Хромоникелевая  сталь  №  96.  Термическая  обработка:
1150°  С;  закалка  в  воде;  повторный  нагрев  при  900°  С;  охлажде¬
ние  на  воздухе.
 229/7.  В  богатых  хромом  островках  6-феррита  образовались
пластинки  о-фазы  вместе  с  аустенитом.
 /ИЗОТЕРМИЧЕСКОЕ  ПРЕВРАЩЕНИЕ
ЭВТЕКТОИДНОЙ  СТАЛИ  (см.  рис.  102)
 Сталь  №  17.  Изотермические  обработки  после  аустенизации
при  985°  С  в  течение  35  мин.  Термическая  обработка:  675°  С
в  течение  2,5  ч;  охлаждение  на  воздухе.
 231/1.  Структура  грубопластинчатого  перлита  с  несколькими
областями  доэвтектоидного  феррита  (ср.  гл.  18,  с.  77  ф.  156
и  157).  Образец  №  1  на  рис.  102.

231/2.  Одноступенчатая  реплика,  1%-ный  формвар,  отте-
нение  Ge,  45°.  Электронномикроскопический  снимок  участка,
аналогичного  участку  на  микрофотографии  231/1.
 Термическая  обработка:  595°  С  в  течение  25  сек;  охлаждение
на  воздухе.
 231/3.  Тонкопластинчатый  перлит  трудно  разрешить  опти¬
ческой  микроскопией  (ср.  гл.  15,  с.  77  и  ф.  158).  Образец  №  2
на  рис.  102.
 231/4.  Одноступенчатая  реплика,  1%-ный  формвар,  уси¬
ление  2%-ным  коллодием,  оттенение  Ge,  45°.  Электронномикро¬
скопический  снимок  структуры  тонкопластинчатого  перлита
в  эвтектоидной  стали.
 Термическая  обработка:  290°  С  в  течение  б  сек;  400°  С  в  те¬
чение  1  мин;  охлаждение  на  воздухе.
 231/5.  Верхний  бейнит  (ср.  гл.  15,  с.  78  и  ф.  172).  Образец
№  3  на  рис.  102.
 231/6.  Одноступенчатая  реплика,  1%-ный  формвар,  уси¬
ление  2%-ным  коллодием,  оттенение  Ge,  45°.  Электронномикро¬
скопический  снимок  верхнего  бейнита  в  эвтектоидной  стали.
 Термическая  обработка:  230°  С  в  течение  30  мин;  закалка
в  воде. 	/
 231/7.  НиЖний  бейнит  в  эвтектоидной  стали  (ср.  гл.  15,
с.  78  и  <Ь.  175).  Образец  №  4  на  рис.  102.
 231/8.  Одноступенчатая  реплика,  1%-ный  формвар,  уси¬
ление  2%-ным  коллодием,  оттенение  Ge,  45°.  Электронномикро-
скопический  снимок  нижнего  бейнита  в  эвтектоидной  стали.
 СТРУКТУРЫ,  ОБРАЗОВАВШИЕСЯ  ВО  ВРЕМЯ
НЕПРЕРЫВНОГО  ОХЛАЖДЕНИЯ  ПРОСТЫХ
УГЛЕРОДИСТЫХ  СТАЛЕЙ
 Сталь  с  0,30%  С.  Термическая  обработка:  900°  С  в  течение
5  мин;  охлаждение  с  печью  со  скоростью  приблизительно
50  град/ч.
 232/1.  Ферритная  структура  с  несколькими  островками
перлита.  Прослойка  цементита  вдоль  границ  ферритных  зерен,
неметаллические  включения  и  коррозионные  ямки.
 Сталь  с  0,75%  С.  Термическая  обработка:  875°  С;  охлажде¬
ние  с  печью  со  скоростью  приблизительно  50  град/ч.
 232/2.  Весьма  грубопластинчатый  перлит.  Имеется  не¬
сколько  островков  доэвтектоидного  феррита.
 Сталь  с  0,80%  С.  Термическая  обработка:  800°  С  в  течение
20  мин;  охлаждение  с  печью  со  скоростью  приблизительно
50  град/ч.
 232/3.  Перлит;  хорошо  разрешается  оптическим  микроско¬
пом.  Видно  несколько  ферритных  зерен  (белые).
 Сталь  с  0,90%  С.  Термическая  обработка:  875°  С;  охлажде¬
ние  с  печью  приблизительно  со  скоростью  50  град/ч.
 232/4.  Довольно  грубопластинчатая  перлитная  структура.
Перлитные  островки  окружены  заэвтектоидным  цементитом
в  виде  очень  тонкой,  более  или  менее  сплошной  сетки.
 Сталь  с  0,75%  С.  Термическая  обработка:  875°  С;  охлажде¬
ние  на  воздухе  приблизительно  со  скоростью  30  град/мин.
 232/5.  Перлит  гораздо  более  тонкопластинчатый,  чем  на
микрофотографии  232/2.  Его  невозможно  разрешить  под  оп¬
тическом  микроскопом.  Количество  феррита  уменьшилось.
 Сталь  с  0,80%  С.  Термическая  обработка:  800°  С  в  тече¬
ние  20  мин;  охлаждение  на  воздухе  приблизительно  со  скоростью
30  град/мин.
 232/6.  Структура  этой  стали  (ф.  232/3  и  6)  аналогична  пре¬
дыдущей  (ф.  232/2  и  5).
 Сталь  №  97.  Термическая  обработка:  860°  С  в  течение
10  мин;  охлаждение  на  воздухе  приблизительно  со  скоростью
30  град/мин.
 ■  232/7.  Несколько  цементитных  сфероидов  в  матрице,  состоя¬
щей  из  тонкопластинчатого  перлита.  В  небольшом  количестве
содержится  либо  заэвтектоидный  цементит,  либо  цементит,
который  не  был  растворен  во  время  аустенитизации.
 Сталь  №  33.  Термическая  обработка:  1000°  С  в  течение
4  ч;  охлаждение  на  воздухе  приблизительно  со  скоростью
10  град/мин.
 232/8.  Сплошная  сетка  заэвтектоидного  цементита  на  гра¬
ницах  зерен.  Цементитные  иглы,  образующие  видманштеттову
структуру.  Матрица,  состоящая  из  перлита  различной  степени
зернистости.
 Сталь  с  0,60%  С.  Термическая  обработка:  900°  С;  охлажде¬
ние  со  скоростью  приблизительно  50  град/сек.
 233/1,  2.  Для  этой  скорости  охлаждения,  которая  лежит
между  нижней  и  верхней  критическими  скоростями,  структура
состоит  из  зерен  троостита  (гл.  15,  с.  78  и  ф.  160)  и  следов
бейнита  (гл.  15,  с.  78  и  ф.  170).
 233/5.  Одноступенчатая  реплика,  1%-ный  формвар,  уси¬
ление  2%-ным  коллодием,  оттенение  Ge,  45°.  Электронноми¬
кроскопический  снимок  трооститной  структуры.
 Сталь  с  0,75%  С.  Термическая  обработка:  875°  С;  охлажде¬
ние  приблизительно  со  скоростью  10  град/сек.
 233/3.  Другая  структура  троостита.  Белая  матрица  состоит
из  непротравленного  мартенсита.
 233/6.  Одноступенчатая  реплика,  1%-ный  формвар,  отте¬
нение  Сг,  30°.  Электронномикроскопический  снимок  предыду¬
щего  образца.
 Сталь  №  33.  Термическая  обработка:  875°  С  в  течение  20  мин
закалка  в  масле  (скорость  охлаждения  около  100  град/сек).
 233/4.  Троостит  и  мартенсит  (ср.  гл.  18,  с.  78  и  ф.  161).
 Сталь  №  38.  Термическая  обработка:  920°  С  в  течение  5  мин;
охлаждение  на  воздухе  со  скоростью  приблизительно  3  град/сек.
 233/7.  В  сталях  с  более  низким  содержанием  углерода  тро¬
остит  образуется  реже.  При  эвквивалентных  скоростях  охлажде¬
ния  феррит  в  виде  видманштеттовой  структуры  встречается  чаще,
чем  троостит,  вместе  с  небольшим  количеством  перлита  и  весьма
большим  количеством  промежуточной  (бейнитной)  составляющей.
 233/8.  Двухступенчатая  реплика,  парлодион-углерод,  пред¬
варительное  оттенение  Ge,  30°.  Пример  бейнитной  структуры
охлажденных  на  воздухе  мягких  сталей.  Здесь  зернистость  бей¬
нитной  структуры  более  заметна  (ср.  гл.  18,  с.  78).
 Термическая  обработка:  920°  С  в  течение  5  мин;  закалка
в  масле  (скорость  охлаждения  около  200  град/сек).
 234/1,  2.  Структура,  полученная  в  мягкой  стали  путем  за¬
калки  со  скоростью  немного  ниже  верхней  критической  скорости;
мартенсит  с  несколькими  островками  верхнего  бейнита.
 Сталь  №  33.  Термическая  обработка:  1150°  С  в  течение
2  ч;  закалка  в  воде  (скорость  охлаждения  около  400  град/сек).
 234/3.  Структура,  полученная  в  очень  высокоуглеродистой
стали  путем  закалки  со  скоростью  немного  ниже  верхней  кри¬
тической  скорости.  Пучки  игл  нижнего  бейнита  выросли  из
границ  аустенитного  зерна.  Белый  фон  состоит  из  непротравлен¬
ного  мартенсита.
 234/4.  Двухступенчатая  реплика,  метилметакрилат-угле¬
род,  предварительное  оттенение  Ge,  30°.  Электронномикроско¬
пический  снимок  структуры  бейнитных  игл.
 Сталь  №  38.  Термическая  обработка:  920°  С  в  течение  5  мин;
закалка  в  воде.
 234/5.  Мартенситная  структура.
 Сталь  №  33.  Термическая  обработка:  1100°  С  в  течение
30  мин;  закалка  в  ледяном  соленом  растворе.
 234/6.  Мартенситная  структура;  несколько  окрашенных  игл
и  множество  островков  остаточного  аустенита  (белый).
 Сталь  №  17.  Термическая  обработка:  985°  С  в  течение  35  мин;
закалка  в  воде.
 234/7.  Мартенситная  структура  (ср.  гл.  18,  с.  79  и  ф.  182).
 234/8.  Одноступенчатая  реплика,  1%-ный  формвар,  уси¬
ление  2%-ным  коллодием,  оттенение  Ge,  45°.  Та  же  структура
в  электронном  микроскопе.
 СТАЛЬ  КЛАССА  В
 Сталь  №  98.  Термическая  обработка:  860°  С  в  течение  30  мин;
охлаждение  с  различными  скоростями.
 Скорость  охлаждения  0,1  град/сек.
 235/1.  Феррит,  бейнит.  Структура  слабо  полосчатая.
 235/2.  Одноступенчатая  реплика,  1%-ный  формвар,  отте¬
нение  Ge,  45°.
 Скорость  охлаждения  0,2  град/сек.
 235/3.  Та  же  структура,  что  и  на  микрофотографии  235/1.
Некоторые  участки  были  слегка  протравлены:  они  соответствуют
мартенситным  областям,  которые  ясно  видны  под  электронным
микроскопом.
 235/4.  Одноступенчатая  реплика,  1%-ный  формвар,  отте¬
нение  Ge,  45°.
 Скорость  охлаждения  1  град/сек.
 235/5.  С  увеличением  скорости  охлаждения  количество
доэвтектоидного  феррита  значительно  уменьшается.
 235/6.  Одноступенчатая  реплика,  1%-ный  формвар,  отте¬
нение  Ge,  45°.  Феррит,  бейнит  с  некоторым  количеством  остаточ¬
ного  аустенита  и  мартенсит.
 Скорость  охлаждения  3  град/сек.
 235/7.  Количество  доэвтектоидного  феррита  стало  еще  меньше.
 235/8.  Одноступенчатая  реплика,  1%-ный  формвар,  отте¬
нение  Ge,  45°.  Бейнит  представляет  собой  смесь  феррита  и  оста¬
точного  аустенита  или  феррита  и  аустенита,  превращенного
в  мартенсит;  он  содержит  меньше  карбидов.
 Скорость  охлаждения  6  град/сек.
 125

236/1.  Как  показывает  электронномикроскопический  сни¬
мок  (236/2),  бейнит  почти  полностью  состоит  из  остаточного  ау¬
стенита  и  феррита  или  аустенита,  превращенного  в  мартенсит,
и  феррита;  он  зернистого  типа.
 236/2.  Одноступенчатая  реплика,  1%-ный  формвар,  отте-
нение  Ge,  45°.  Структура  того  же  образца,  видимая  под  электрон¬
ным  микроскопом.
 Скорость  охлаждения  28  град/сек.
 236/3.  Бейнит  постепенно  принимает  игольчатый  вид.
 236/4,  6.  Одноступенчатые  реплики,  1%-ный  формвар,  отте-
нение  Ge,  45°.  Пластинки  игольчатого  бейнита,  состоящие  из
феррита  и  только  частично  распавшегося  аустенита.
 Скорость  охлаждения  150  град!сек.
 236/5.  Мартенсит,  вероятно,  все  еще  содержит  небольшие
участки  бейнита.
 Хромомарганцовистая  сталь  класса  В  №  37.
 Термическая  обработка:  980°  С  в  течение  30  мин;  482°  С
в  течение  30  сек\  закалка  в  воде.
 236/7.  Структура,  частично  состоящая  из  верхнего  бейнита
полученного  при  изотермическом  распаде  стали  этого  класса
(ср.  гл.  18,  с.  78  и  ф.  171).
 Термическая  обработка:  980°  С  в  течение  30  мин;  375°  С
в  течение  15  мин;  закалка  и  воде.
 236/8.  Структура  нижнего  бейнита,  полученная  при  изотер¬
мическом  распаде  стали  этого  класса  (ср.  гл.  18,  с.  78  и  ф.  175).
 МАРГАНЦОВИСТАЯ  СТАЛЬ  КЛАССА  В
 Сталь  №  39.  Термическая  обработка:  950°  С  в  течение
30  мин;  охлаждение  с  различными  скоростями.
 Скорость  охлаждения  6  град/мин.
 237/1,  2.  Феррито-перлитная  структура.  Весь  аустенит
превратился  в  феррито-перлитной  области  термокинетической
диаграммы.
 Скорость  охлаждения  0,9  град/сек.
 237/3.  Феррито-перлитная  структура.  Цементитные  пла¬
стинки  перлита  стали  значительно  тоньше.
 Скорость  охлаждения  1,45  град/сек.
 237/4.  Началось  образование  игольчатого  феррита.
 237/5—8.  Одноступенчатые  ролики,  формвар,  оттенение  Ge,
30°.  Помимо  множества  ферритных  зерен  и  областей  тонкопла¬
стинчатого  перлита  (ф.  237/5,  7,  8),  имеется  несколько  участков
зернистого  бейнита  (ф.  237/6),  а  также  игольчатого  феррита.
 Скорость  охлаждения  3,14  град/сек.
 238/1.  В  некоторых  зернах  весьма  отчетливо  видна  видман¬
штеттова  структура.  Количество  перлита  и  доэвтектоидного
феррита  все  еще  велико,  но  содержание  бейнита  в  структуре
увеличивается.
 238/2—6.  Одноступенчатые  реплики,  формвар,  оттенение  Ge,
30°.  Помимо  перлита  и  доэвтектоидного  феррита  (ф.  237/2,  3,  5),
имеются  большие  количества  бейнита  (зернистого)  ф.  238/6,
а  также  небольшие  участки  остаточного  аустенита.
 Скорость  охлаждения  4,35  град/сек.
 239/1.  Видманштеттова  структура.  Наблюдаются,  хотя  и
в  меньшем  количестве,  участки  перлита  и  зернистого  феррита.
 239/2—7.  Одноступенчатые  реплики,  формвар,  оттенение  Ge,
30°.  Помимо  феррита  и  перлита,  встречается  множество  участков
зернистого  бейнита  и  добейнитных  пластинок  феррита.  Коли¬
чество  участков  остаточного  аустенита  увеличилось;  некоторые
из  них  весьма  обширны  (ф.  239/6  и  7).
 Скорость  охлаждения  7  град/сек.
 240/1.  Игольчатая  структура,  состоящая  из  бейнита  и  мар¬
тенсита.  Перлит  не  встречается.
 240/2—6.  Одноступенчатые  реплики,  формвар,  оттенение
Ge  30°.  Бейнит  имеет  игольчатую,  а  не  зернистую  структуру.
Обратите  внимание  на  почти  полное  отсутствие  карбидов.  Од¬
нако  сохранились  весьма  обширные  участки  остаточного  аусте¬
нита  или  аустенита,  превращенного  в  мартенсит.
 Скорость  охлаждения  60  град/сек.
 241/1—2.  Бейнитные  участки  в  мартенситной  матрице.
 241/3,  4.  Одноступенчатые  реплики,  формвар,  оттенение  Ge,
30°.  Мартенсит  и  верхний  бейнит.
 Скорость  охлаждения  100  град/сек.
 241/5,  6.  Несколько  бейнитных  областей  в  мартенситной
матрице.
 241/7,  8.  Одноступенчатые  реплики  формвар,  оттенение  Ge,
30°.  Мартенсит  и  следы  бейнита.
 СТАЛЬ  КЛАССА  С
 Сталь  №  16.  Термическая  обработка:  900°  С  в  течение  30  мин;
охлаждение  с  различными  скоростями.
 Скорость  охлаждения  0,1  град/сек.
 242/1.  Феррит,  перлит,  бейнит  и  мартенсит.
 242/2.  Одноступенчатая  реплика,  1%-ный  формвар,  отте¬
нение  Ge,  45°.  Структура  бейнитного  участка,  состоящего  из
феррита  и  карбидов.
 Скорость  охлаждения  1  град/сек.
 242/3.  Структура  почти  полностью  бейнитная.
 Скорость  охлаждения  2,5  град/сек.
 242/5.  Бейнит  с  более  заметной  игольчатой  структурой.
 242/4.  Одноступенчатая  реплика,  1%-ный  формвар,  отте¬
нение  Ge,  45°.  Обратите  внимание  на  большое  количество  аусте¬
нита  или  аустенита,  частично  превращенного  в  мартенсит.
 Скорость  охлаждения  6  град/сек.
 242/7.  Часть  матрицы  превратилась  в  мартенсит.
 242/6,  8.  Одноступенчатые  реплики,  1%-ный  формвар,  отте¬
нение  Ge,  45°.  Бейнит  имеет  отчетливо  игольчатый  вид.  Состоит
частично  из  феррита  и  карбидов  (ф.  242/6),  частично  из  пласти¬
нок  остаточного  аустенита  (ф.  242/8).
 Скорость  охлаждения  120  град/сек.
 243/1.  Мартенситно-бейнитная  структура.
 243/2,  3.  Одноступенчатые  реплики,  1%-ный  формвар,  отте¬
нение  Ge,  45°.
 Марганцевомолибденовая  сталь  №  40.  Термическая  обра¬
ботка:  840°  С  в  течение  10  мин;  270°  С  в  течение  20  сек;  закалка
в  воде.
 243/3.  Несколько  игл  нижнего  бейнита  (сильно  протравлен¬
ные)  в  мартенситной  матрице.  Структура  этого  типа  не  обра¬
зуется  во  время  непрерывного  охлаждения.
 243/2.  Одноступенчатая  реплика,  1%-ный  формвар,  уси¬
ление  2%-ным  коллодием,  оттенение  Ge,  45°.  Та  же  структура,
видимая  под  электронным  микроскопом  (ср.  ф.  174).
 Термическая  обработка:  840°  С  в  течение  10  мин;  охлажде¬
ние  на  воздухе.
 243/4,  5.  Двухступенчатые  реплики,  метилметакрилат-
окись  кремния,  предварительное  оттенение  Ge,  30°.  Структура
зернистого  бейнита  двух  типов  в  одной  и  той  же  стали  (ср.
ф.  169).
 САМОЗАКАЛИВАЮЩАЯСЯ  СТАЛЬ
КЛАССА  С—Д
 Сталь  №  34.  Термическая  обработка:  900°  С  в  течение  1  ч;
850°  С  в  течение  30  мин;  охлаждение  с  различными  скоростями.
 Скорость  охлаждения  0,006  град/сек.
 244/1.  Зернистый  бейнит,  полученный  несмотря  на  очень
малую  скорость  охлаждения.  Это  указывает  на  значительную
задержку  перлитного  превращения.
 244/2,  4.  Одноступенчатые  реплики,  1%-ный  формвар,
оттенение  Ge,  45°.  Бейнитная  структура  очень  сложна  и  состоит
из  остаточного  аустенита,  аустенита,  превращенного  в  мартен¬
сит,  и  аустенита,  распавшегося  на  феррит  и  карбиды.
 Скорость  охлаждения  0,013  град/сек.
 244/3.  Одноступенчатая  реплика,  1%-ный  формвар,  отте¬
нение  Ge,  45°.  Бейнит  имеет  более  игольчатый  вид,  а  количество
мартенсита  увеличилось.
 Скорость  охлаждения  0,06  град/сек.
 244/5.  Одноступенчатая  реплика,  1%-ный  формвар,  отте¬
нение  Ge,  45°.  Бейнит,  содержащий  множество  участков  оста¬
точного  аустенита  и  мартенсит.
 Скорость  охлаждения  3  град/сек.
 244/7,  8.  Мартенситная  структура,  полученная  при  скорости
охлаждения,  которая  в  обычной  стали  дала  бы  феррит  и  тонко¬
пластинчатый  перлит.
 244/6.  Одноступенчатая  реплика.  1%-ный  формвар,  от¬
тенение  Ge,  45°.  Образование  мелких  выделений,  наблюдае¬
мых  в  некоторых  мартенситных  иглах,  по-видимому,  вызвано
самоотпуском.
 Сталь  №  42.  Термическая  обработка:  900°  С  в  течение  1  ч;
850°  С  в  течение  30  мин;  охлаждение  с  различными  скоростями.
 Скорость  охлаждения  0,005  град/сек.
 245/1.  Одноступенчатая  реплика,  1%-ный  формвар,  отте¬
нение  Ge,  45°.  Зернистый  бейнит.
 Скорость  охлаждения  0,015  град/сек.
 245/2.  Одноступенчатая  реплика,  1%-ный  формвар,  отте¬
нение  Ge,  45°.  Зернистый  бейнит.
 Скорость  охлаждения  0,10  град/сек.
 245/3,  4.  Множество  игл  нижнего  бейнита.  Белый  фон  яв¬
ляется  мартенситом.
 245/5.  Одноступенчатая  реплика,  1%-ный  формвар,  уси¬
ление  2%-ным  коллодием,  оттенение  Ge,  45°.  Иглы  являются
весьма  типичными  для  нижнего  бейнита.  Мартенсит,  который
не  травится,  не  дает  на  реплике  рельеф.
 Скорость  охлаждения  0,15  град/сек.
 126

245/7.  Мартенсит  с  несколькими  иглами  бейнита,  которые
травятся  сильнее.
 245/6.  Одноступенчатая  реплика,  1%-ный  формвар,  отте-
нение  Ge,  45°.  Несколько  бейнитных  игл  (содержащих  выделения
карбидов  под  углом  60°  к  оси  игл)  в  мартенситной  матрице.
 Скорость  охлаждения  от  0,15  до  100  град/сек.
 245/8—10.  Под  влиянием  увеличения  скорости  закалки
структура  постепенно  меняется  от  мелкозернистого  мартенсита,
все  еще  содержащего  немного  бейнита  (ф.  245/7),  до  крупнозер¬
нистого  мартенсита  (ф.  245/8,  9).  После  закалки  с  наибольшей
скоростью  наблюдается  только  несколько  мартенситных  игл,
а  матрица  состоит  почти  полностью  из  остаточного  аустенита
(ф.  245/10).
 СТАЛЬ  КЛАССА  Д
 Сталь  №  99.  Термическая  обработка:  875°  С  в  течение  30  мин;
охлаждение  с  различными  скоростями.
 Скорость  охлаждения  0,025  град/сек.
 24б/1,  2.  Нормальная  структура,  состоящая  из  феррита  и
тонкопластинчатого  перлита.
 246/3,  4.  Одноступенчатые  реплики,  1%-ный  формвар,  уси¬
ление  2%-ным  коллодием,  оттенение  Ge,  45°.  Структура  анало¬
гична.  246/1  и  2.  Обратите  внимание  на  дисперсность  перлит¬
ных  пластинок.
 Скорость  охлаждения  0,08  град/сек.
 246/5,  6.  Белые  ферритные  зерна  и  бейнит  весьма  отчет¬
ливого  игольчатого  вида.
 246/7,  8.  Одноступенчатые  реплики,  1%-ный  формвар,  уси¬
ление  2%-ным  коллодием,  оттенение  Ge,  45°.  Некоторые  виды
структур,  образовавшихся  в  результате  бейнитного  превра¬
щения.
 Скорость  охлаждения  0,8  град/сек.
 247/1,  2.  Феррит  полностью  исчез.  Структура  полностью
бейнитная  и  отчетливо  игольчатого  вида.
 247/3,  4.  Одноступенчатые  реплики,  1%-ный  формвар,  уси¬
ление  2%-ным  коллодием,  оттенение  Ge,  45°.  Различные  формы
бейнита.  Обратите  внимание  на  несколько  участков  мартенсита.
 Скорость  охлаждения  4,5  град/сек.
 247/5,  6.  Игольчатая  структура,  состоящая  из  бейнита  и
мартенсита.
 247/7,  8.  Одноступенчатые  реплики,  1%-ный  формвар,  уси¬
ление  2%-ным  коллодием,  оттенение  Ge,  45°.  Электронномикро¬
скопические  снимки  тех  же  структур.
 Сталь  №  100.  Термическая  обработка:  875®  С  в  течение
30  мин;  охлаждение  с  различными  скоростями.
 Скорость  охлаждения  0,09  град/сек.
 248/1,  2.  Верхний  бейнит.
 Скорость  охлаждения  0,9  град/сек.
 248/3,  4.  Нижний  бейнит  и  мартенсит.
 Скорость  охлаждения  2,4  град/сек.
 248/5,  6.  Мартенсит,  все  еще  содержащий  несколько  бей¬
нитных  игл.  Структура  чрезвычайно  мелкозернистая  и  трудно
различимая  под  оптическим  микроскопом.
 Скорость  охлаждения  50  град/сек.
 248/7,  8.  Мартенсит  в  виде  более  грубых  пластинок,  чем
на  предыдущих  микрофотографиях  (ф.  248/5,  6).

МИКРОФОТОГРАФИИ

1000:  1
 2500  :  1
 ИЛ]
 500  :  1
 1000  :  1
 [1.1]
 ИЛ]
 600  :  1

200  :  I  7
 3
 200  :  1

I
 200  000  1
 35  00Q  i  1 	3
 35  000  1

2
 4000  :  1

2000  :  1
 2000  :  1
 2000  :  1
 2000  :  1
 3
 2000:  1

106

107

5

о
 15  000  .  1
 9
 500  :  1

112

200  :  1
 Г'Г^  /
 /  .'!-■  I  •  V- 	.  '
 200  :  1
 1500  :  I

15  000  :  1
 15  000  :  1
 ll.U
 15  000  :  1

5000  ■  1
 3000  :  1
 13  000  :  1
 5000  :  1
 8000  :  1
 13  000  :  1

19  Металлография  железа,  том  I
 40  000  :

1
 15  500  :  1
 2
 21  500  :  1

151.9)
 [51.9)
 Ml.l]
 in.и
 151.51

123

9
 100  :  1
 10
 1000  :  1
 —  ,v  •  *f  *•
 - 	r..~. 	*
 k 	.  Л. 	.  j.  * 	•■* 	“•
 ***•'••  л>
 wm'l£b  *
 Л.  ^  ^  .  .
 11
 1000  :  1
 12
 ?  •»*»
 200  :  1

127

128
 t
 2
 1000  :  1

131
 20  Металлография  железа»  том  I
 500:  I

5
 СгКа
 500  :  I

136

137
 шшшш.
 110.3]
 1500  :  1
 5000  :  1
 110.3]
 5000  :  1
 5000:  1
 5000  :  1
 5000  :  1

20  000  :  1
 20  000  :  1
 20  000  :  1
 40  000  :  1
 4
 20  000  :  1
 6
 40  000  :  1

144
 2
 30  000  :  1
 4
 80  000  :  1
 4

146

f
 »  •
 I
 \
 6
 4ft  ЛМ
 20  000  :  1
 л
 20  000  :  1

149
 300  :  1
 7
 б
 12.1)
 12.11
 150  :  1

5000  :  l
 5000  :  1
 [2.2]
 3000  :  1
 [2.2]
 5000  :  1
 6
 [2.2]
 I2-2J
 5000  :  I

110.31
 5  000  :  I
 110.31
 110.31
 5  000  :  1
 110.31
 5
 Ц0.31
 10  000  :  1

оо  6 	1211
 22  Металлография  железа,  том  I
 5000  :  1
 (2.1  J
 5000  :  1
 1000  :  1
 12.1]
 1000  :  1

12.21
 12.2]
 1500  :  1
 5000  :  1
 5000  :  1

158

-  ^  О^пЧ00  °°'
 ►  Ъе
 ovc  О
 - 	о  в  С0
 о  «О  .9»  о.
 о,
 о  О
 о  о
^0
 о
 ь  0  О  _
 %,‘VQ
 7«
 С  1
 O'
 >
 .^.л
 -  .^¾¾°
/-^-
 *  ° 	*  <5°  00,-  0”
 По^СР  „о  <Э>  sj
 £j  *  С  М  oQ  0  ^  r\*b  QьГгГ
 •о
 О  <**<?  %0  М
 —>-  о  ^
 1=.¾  oos^gOo  >,
 u  /»u^  Л>  4nV
 с>»Ч!.'й
 o,,  ‘A.°n.  ... 	С?-а*°йо-
 ь  ‘^Vo  *•
v.o  *•00
 /0
 jm%  O
 U  0  u
 ^jw  d  _  '  >QO  Огл
 Q.  >4б
 u  o-o<8*  ‘a
 0°O 	,0
 A  O0.
 <л/0и%  *  0°.  °  uJ  4b  o>  o
 и  ^.,Oo-^°u
 12.1]
 500  :  1

ч  160
 [1.6]
 к
 1500  :  1
 ИО.З]
 5000  :  1
 [10.3]
 5000  :  1
 5000  :  I
 12.1]

1000  :  1
 [1.1]
 100  :  l
 Ф

3
 [10.3]
 5000  :  1
 11.1]
 5000  :  1

167
 I  ю.з]
 5  000  :  1
 110.3]
 7  500  :  I
 |10.3]
 10  000  :  I
 110.3]
 5  000  :  1
 110.3]
 7  500  :  1

Ч\\  L  \  t 	V?
 11.1)
 200:  1
 ■v  a  о
 *.  \V:W  v\\vt  :'
:|'^VVVfe-
 ;  .  t  *  _...v  „.2*0:  n,
'Y-^v..-fV»j.x:v  ’
 5000  :  1
 [1.1]
 5000  :  1
 11.11
 5000:  1
 1000  :  1
 5000  :  1
 [U]
 Металлография  железа,  том  I

5  000  :  1
 13.3]
 10  000:  1
 13.3]
 10  000  :  1
 5  000:  1
 10  000:  1
 (3.3]
 10  000  :  1

110.31
 5  000:  1,
 [10.3)
 5  000:  1
 110.31
 5  000:  1
 Б
 [3.31
 15  000  :  К
 & 	■  ... 	[10.3)
 5  000:1 	71:  и.* 	[10.3] 	:.Г: 	5000:  Н

171
 ПИ
 500:  1
 11.11
 1000  :  1
 [3.3]
 5000  :  1
 5000  :
 5000  :  1
 П.1]
 5000  :  1
 [1.2]
 5000  :  1

172
 12.1]
 15  000  :  1
 5000:  1
 500:  1
 [2.1]
 2  500:  1
 [2.1]
 2  500  :  1
 1  000:  1
 5  000  :  1

[2.3]
 500:  1
 1  500  :  1
 10  000:  1
 4

MW
 'M 	t 	,  'v  ^  J4  ,
 500
 1500:  1
 (10.3)
 [10.3]
 [10.3]
 5000  :  1
 5000:  1
 5000:  1
 6
 500:1
 7
 [1.1]
 5000:  1

3 	[2.3J 	7  500  :  1
 1  ■
 1  000  :  1
 [3.3]
 5  000  :  1
 12.3]
 1  000  :  1
 12.1]
 15  000;  Г

176
 )1.1)+(2.11
 15  000:1 	7
 (10.3]
 5  000:  I
 74  Металлография  железа,  том
 II.  U+I2.II
 I  500  :  1
 2  11.11+12.11  10  000:1
 5 	11.1|+|2.1| 	10  0001  1
 110.31
 5000  :  1
 4 	11.1)+(2.  Ц 	15  000:1

181
 1  500  :  1
 112)
 5  000  :  1
 4
 20  000:  1

40  000:  1
 5  000:  1
 [1.1]
 1  500;  I
 6
 5
 [1.1]
 11.1]
 7  $G0  :  |

5  000  :  1
 [21.1]
 5  000  :  1
 10  000  :  1

191

4
 [1.1]
 [1.1]
 100:  1

7 	|1.1J 	200:1
 25  Металлография  железа,  т.  1
 4 	[1.IJ 	500:1
 8 	(1.1| 	500  :  I

1.11
 500  :  1
 133.1]
 500  :  1
 5
 4
 133.1]
 [33.1]
 500  :  1

196
 6
 100  :  1
 7
 500  :1

20  000  :  1
 7
 10  000  :  1

15  000  :  1
 7
 f2.ll
 5  000  ;  1

11.11
 100  :  1
 100  :  1
 5
 IU]

10  000  :  1
 5
 5000  :  1

30  000  :  1
 20  000  :  1
 26  Металлография  железа,  т.

207
 7  000:  1
 •I  000  :  1
 5  000  :  1
 15  000  :  1
 5  000  :  1
 4  000  :  1

|3.3]
 5  000  :  1
 7  500  :  1
 [10.3)
 15  000  :  1
 15  000  :  1
 5
 20  000  :  1
 6
 15  000  :  1

80  000  :  1
 20  000  :  1
 *  г*"  % 	. 	* 	'
 г. 	.  “  >  ■
 20  000  :  1 	5
 15  000:  1
 60  000  :  1

8  000  :  I
 8  000  :  1
 20  000  :  I
 8  000  :  1
 20  000  :  1

4  000  :  1
 40  000  :  1
 8  000  :  1
 3
 8  000  :  1

7
 20  000  :  1
 8
 20  000  :  1

16  000  :  1

214
 20  000  :  1
 110.31
 2  ' 	[10.31
 30  000:  1
 3 	110.31 	40  000:1
 40  000  :  1

5

226

4
 15  000  :  1

228
 40  000  :  1
 100  000:1

229
 1
 40  000  :  I

231
 1000  :  1
 5000  :  1
 г
 I2.1J
 1000  :  1
 1000  :  1
 5000  :  1
 5000  :  1
 12.3J
 ллографня  железа,  т,  1
 1000  :  1

232  si
 300  :  1
 [1.1]
 500:  1
 300  :  1

10  000  :  1
 5  000  :  1
 500:  1
 (10.3]
 5  000  :  1

5000  :  I
 1000  :  1
 1000  :  1
 1000  :  1
 7
 5000:  1

5000  :  1
 5000  :  1
 5000  :  1
 5000:  l

11.1]
 5000  :  1
 5000:  1
 5000  :  I
 1500  :  1
 1500:  1

^ 	237
 a 	ii.ii
 7
 11.1)
 5000  :  1
 5000  :  1

5000  :  I
 5000  :  1
 5000  :  1
 5000  :  1
 5000  :  1

239
 2
 5000  :  1
 4
 5000  :  1
 МП
 5000:  1
 6 	|U)
 29  Металлография  железа,  т,  1
 5000  1
 5000  I

5000  :  1
 5000  :  1
 5000  :  1
 240
 5000  :  I
 5000  :  1

5000  :  I
 5000  :  I
 5000  :  1
 7
 [■•И
 5000  :  I

242
 5000  :  1
 5000  :  1
 5000  :  1
 5000  :  1

11.1)
 5000  :  1
 5000  :  1
 5000  :  1
 1000  :  1
 |2.3|
 5000  :  1
 5000  :  1

7 	Ц  П  100  :  1 	8 	|1.1| 	100  :  1
 9 	11.11
 [1.1|  100  :  1
 100:1  10

7
 И-И
 2500  :  1

2500  :  1
 200  :
 2500:  I
 2500  :  1
 200:  1
 500:  1
 2500  :  I
 500:  1

248
 200:  1
 200:  1
 500:  I
 200:  1
 200:  l
 500:1
 500:  l
 500:  l

113
 1 	[45.1)+(1.1) 	1000  1
 [45.1)+(1.1]  1000:1
 IIS.IM1.II
 moo  ■  I
 145.1)  I  [l.l]
 mno.  i
 [15.1)1.)1.1]
 1000  :  1

138
 145  2]
 [45.2]
 [45  21
 [45.2]
 200:  1
 [45.2]
 200.  1

153
 3
 [45.1]+[1.1] 	500:  I
 500  ■  l

154
 лл  *
 еШ
 (45.1)-1-(1.1)
 1-15.1]  |-|l.11 	500:1
 2 	(45.1)+(1.1] 	500:1
 [45.1)+(1.11

198
 (15.1]  Mi  ll
 500:  I
 [45.1)+(1.1]
 145  1)  +  (1.1] 	100:1
 I 	[45.1(+(1.1(
 500:  1