Границы зерен в нагретых до высоких температур металлах и сплавах » Ремонт Строительство Интерьер

Электромонтаж Ремонт и отделка Укладка напольных покрытий, теплые полы Тепловодоснабжение

Границы зерен в нагретых до высоких температур металлах и сплавах

18.05.2021

Используемые в технике металлы и сплавы являются поликристаллами. Зоны сопряжения зерен — их границы — представляют объект многочисленных исследований.

Ограниченный объем книги не позволяет подробно рассмотреть результаты проведенных разными методами изысканий в области изучения границ зерен, а также изложить различные теоретические представления о границах с позиций макроструктурных, не учитывающих особенностей микростроения, и с позиций теории дислокаций. Ниже весьма кратко сообщается о методах выявления и исследования «границ под большими углами», т. е. границ зерен.

При первичной кристаллизации из расплава и появлении в процессе охлаждения многочисленных центров кристаллизации к границам оттесняются примеси, а сами «границы» возникают в результате столкновения объемов отдельных зерен, растущих из различных центров. Образующиеся границы представляют зоны сопряжения зерен, обладающих различной кристаллографической ориентацией. При последующей механической и термической обработке происходит перекристаллизация материала и границы возникают в новых участках объема материала.

При высоких температурах прочность металлических материалов в огромной мере определяется прочностью границ зерен, так как возникновение микротрещин и их дальнейшее развитие происходит преимущественно по границам зерен.

Неизбежная неупорядоченность кристаллической решетки в приграничных участках зерен и нарушение когерентной связи в зоне сопряжения зерен, обладающих различной кристаллографической ориентацией, подтверждается экспериментально наблюдаемым фактом значительно более быстрого перемещения атомов по границам зерен, чем по их телу.

О таких опытах, выполненных, в частности с применением метода авторадиографии (при диффузии атомов радиоактивных элементов), сообщается в работах и др.

Следует подчеркнуть, что выявление границ зерен при комнатной температуре различными способами химического и электролитического травления может только дополнять данные, полученные при прямом наблюдении за строением металлов и сплавов, нагретых до служебных температур или до температур термической и механической обработок. Сведения о положении и перемещении границ зерен во время опытов позволяют судить о процессах, происходящих в изучаемом материале при выбранном режиме испытания, и вносить соответствующие коррективы в рекомендуемые условия эксплуатации и технологию термической обработки. Эти же данные очень важны для развития теоретических вопросов металловедения.

Разработка методов выявления границ зерен металлов и сплавов при высокой температуре была начата еще в конце прошлого столетия. В 1897 г. Е. Санитер сделал попытку зафиксировать микроструктуру аустенита стали, выявленную на полированной поверхности образцов в результате высокотемпературного нагрева в печи с водородной атмосферой. Для травления образцы погружали на 12—25 сек. в расплавленный хлористый кальций, а затем быстро охлаждали в воде. При этом на поверхности образцов были получены следы границ зерен и выявлены мартенситные иглы.

В 1906 г. Ф. Осмонд и Ж. Карто с целью изучения аустенита в стали с различным содержанием углерода проводили опыты с нагревом образцов в печи с атмосферой чистого водорода, в которую можно было вводить необходимое количество хлористого водорода, являющегося агрессивной средой. На охлажденных образцах были обнаружены сетки границ.

Аналогичное исследование, выполненное в 1909 г. одним из основоположников научного металловедения акад. А.А. Байковым на образцах углеродистой стали с 0,12—1,4% С, привело к получению ясных представлений о строении аустенита. В своих работах А.А. Байков показал, что выявленные травлением хлористым водородом при 1120 °C границы зафиксировали строение аустенита. Повторные опыты, проведенные на образцах стали, содержащих 0,5—0,8% С, с введением в зону размещения образцов хлористого водорода при 870 °С, убедительно показали, что и при этих температурах протравливаются границы зерен аустенита, аналогичные полученным при 1120°. Таким образом, впервые в науке о металлах было убедительно продемонстрировано строение аустенита как твердого раствора углерода в железе.

Для исключения химического воздействия воздуха и газов при высоких температурах на исследуемые стальные образцы нагрев их проводился в вакууме. Для этого А.А. Байков совместно с Н.Т. Гудцовым использовали специально созданную установку. При исследовании удалось зафиксировать картину расположения границ в стали при высокой температуре. Использование нагрева образцов в вакууме для выявления границ металлов и сплавов нашло многочисленных последователей.

В некоторых случаях нагрев в вакууме сочетали с последующим введением в вакуумную рабочую камеру агрессивной газовой среды, в частности хлора. Такое исследование было выполнено в 1915 г. Н. Чижевским и Н. Шульгиным на образцах углеродистой стали. Производя травление хлором в течение нескольких минут после нагрева в вакууме, авторы фиксировали температуры, при которых возникали границы зерен аустенита. На основании этих исследований они указали положение линии SE на диаграмме железо — углерод.

Нагревая стальные образцы в вакууме, Г. Бюргисс получил на поверхности шлифа две сетки границ зерен. Одну из них он относил к исходной структуре a-железа, а вторую — к границам аустенита, образующимся при 950 °С.

Аналогичные эксперименты были выполнены в 1922 г. Г. Рэйдоном и Г. Скоттом. Выдержка в вакууме образцов низкоуглеродистой стали в течение 30 мин. при 700 и 800 °C позволила обнаружить только одну сетку границ, относящуюся к a-фазе. При 950 °С на поверхности образцов возникала вторая сетка границ, соответствующая расположению зерен аустенита.

Интересные исследования были проведены в 1937 г. Л.И. Шушпановым при нагреве образцов стали в вакууме. Было установлено, что нагрев стали выше температуры фазовых превращений при низком остаточном давлении (около 10в-5 мм рт. ст.) обеспечивает выявление ее полиэдрической структуры без введения в рабочую камеру каких-либо травящих сред. Было зафиксировано увеличение размеров полиэдров по мере повышения температуры.

В период с 1935 по 1940 гг. С.М. Палестин, применив один из вариантов установки, аналогичной «столику Эссера», исследовал изменения в микростроении стали различных марок при нагреве и охлаждении в вакууме.

Наибольшие значения температур в этих опытах составляли 900 °С, а использованная оптика позволяла вести наблюдение и фотографировать при сравнительно малых увеличениях. Однако С.М. Палестину удалось снять отдельные стадии превращения аустенита на кинопленку, что представляло несомненный интерес, так как позволило зафиксировать характер изменений, происходящих в микростроении нагретых сталей.

Изучая строение некоторых металлов (олова, цинка, кадмия и свинца), имеющих некубическую кристаллическую решетку, В. Боас и Р. Ханекомб производили многократные нагревы и охлаждения образцов. Они установили, что на поверхности отдельных зерен олова, цинка и кадмия наряду с выявлением их границ образуются своеобразные полосы, которые становятся более резко очерченными по мере увеличения числа циклов нагрева и охлаждения. На свинце этих полос обнаружить не удалось. Авторы этой работы считают, что возникновение таких полос связано с анизотропией коэффициента термического расширения в разных кристаллографических направлениях зерен металлов, имеющих кристаллическую решетку, отличную от кубической, а также проявлением термической усталости.

В 1947 г. К.А. Малышев и И.Б. Трубин, изучая ряд углеродистых и легированных сталей при нагреве в трубчатой вакуумной печи при остаточном давлении около 10в-4 мм рт. ст., подтвердили, что выше температур фазовых превращений выявленные границы зерен в общем совпадают с истинными границами зерен аустенита. Для доказательства этого сравнивали структуру, выявляемую на поверхности образцов после нагрева в вакууме и после снятия тонкого поверхностного слоя полированием и травления структуры в исследованных ранее зонах. Было установлено, что границы выявляются отчетливо только в том случае, если температура остается стабильной в течение определенного времени. В период интенсивного роста зерен границы на поверхности неотчетливы или совсем не выявляются. Авторы отмечают, что на углеродистых сталях границы возникают значительно легче, чем на лигированных, в частности на хромистых и хромоникелевых сталях. В последнем случае границы фиксировались только при нагреве до температур не ниже 950—1000 °С, тогда как на образцах углеродистой стали для выявления границ было достаточно нагрева до 760—850 °С и выдержки от 30 мин. до 1,5 часа.

В работе Р. Шуттлворта содержатся результаты исследования строения железа, стали, меди, вольфрама, тантала и серебра, образцы которых нагревали в вакууме и в газовых средах, а затем рассматривали при комнатной температуре.

Результаты изучения закономерности выявления строения металлов и сплавов при нагреве в вакууме были опубликованы в 1950 г. в работе В.М. Гутерман. Для исследования структуры при нагреве использовали трубчатую вакуумную печь, в которой остаточное давление составляло от 1*10в-4 до 5*10в-5 мм рт. ст., а температура нагрева не превышала 1200 °С. В эту печь загружали образцы технического железа, углеродистых и аустенитных сталей. Предварительно на образцах обычными химическими методами выявляли микроструктуру и наносили отметки при помощи алмазной пирамиды прибора для измерения микротвердости. Затем выбранные участки структуры фотографировали и после полирования, удалявшего следы химического травления, образцы загружали в вакуумную печь. В результате был установлен характер изменения величины зерен при нагреве в интервале температур от 870 до 1200 °С. Для этой цели после каждого нагрева печь охлаждали, образцы выгружали и фотографировали наблюдаемую микроструктуру. Эту операцию повторяли несколько раз.

А. Гринауф и Р. Кинг посвятили свое исследование изучению энергии на границах зерен серебра. Они исследовали изменение энергии по границам зерен в зависимости от угла канавки, образующейся

между кристаллами при нагреве в вакууме. В результате дана примерная математическая связь между размерами угла канавки и энергией на границах зерен образца.

В обзорной статье М. Олнея приведены мнения ряда авторов о причинах выявления границ зерен в процессе нагрева в вакууме.

Методика исследования высокотемпературного строения металлов и сплавов в вакууме и прежде всего выявления границ зерен металлов при нагреве, как указывалось выше, основана преимущественно на избирательном испарении атомов с поверхности образца при низком остаточном давлении и на влиянии напряжений, возникающих при нагреве и охлаждении вследствие анизотропии зерен и различия коэффициентов теплового расширения отдельных фаз изучаемого материала.

На выявление структуры оказывают влияние также некоторые другие процессы, до сих пор еще недостаточно изученные. К ним относятся диффузия отдельных компонентов сплава при нагреве, образование и диссоциация окислов в поверхностных зонах образцов при их нагреве и охлаждении в вакууме, конденсация на образце испаряющихся с его поверхности частиц и др.

В процессе высокотемпературного исследования на предварительно полированной поверхности образца возникает рельеф в виде сетки границ зерен или более сложный; так как границы зерен являются областями с неупорядоченным расположением атомов, то свободная энергия металла с поликристаллическим строением больше свободной энергии монокристалла того же объема. Следовательно, стремление к минимуму свободной энергии в образце, в котором предполагается отсутствие напряжений и деформаций, должно приводить к уменьшению свободной энергии границ зерен, т. е. к уменьшению протяженности границ.
Границы зерен в нагретых до высоких температур металлах и сплавах

В работах В. Боаса и Р. Ханекомба, а также М. Олнея высказывается предположение о том, что условия равновесия для границ зерен могут быть определены исходя из действия сил поверхностного натяжения. При пересечении границы зерна с поверхностью шлифа имеются три силы поверхностного натяжения: одна из них характеризует поверхностное натяжение границы зерна, а две другие соответствуют величине сил поверхностного натяжения двух граней кристаллов, соприкасающихся на границе.

На рис. 127 приведена схема, иллюстрирующая это предположение. TА и TБ означают поверхностные натяжения поверхностей зерен А и Б, а ТАБ —поверхностное натяжение границы зерен. Тогда условия равновесия могут быть выражены в виде равенства

где a, в и у — углы между соответствующими векторами сил поверхностного натяжения.

При указанном на рис. 127 характере расположения векторов сил поверхностного натяжения на границе между зернами должна образоваться «канавка».

Рассмотренные выше условия определяют углы в «канавке» на границе зерен, а глубина канавки при одинаковых режимах опыта (температуре нагрева и продолжительности выдержки) будет больше в более крупнозернистых образцах. Состояние равновесия достигается тогда, когда поверхность каждого образца становится выпуклой, а пересечение с соседними зернами происходит под так называемыми равновесными углами.

Представление о границе как месте приложения сил поверхностного натяжения можно использовать при объяснении процесса роста зерен. Изменение размеров зерен при собирательной рекристаллизации должно снизить свободную энергию системы, а единственным способом для этого является уменьшение свободной энергии границ зерен. Условия равновесия в месте пересечения трех зерен подобны условиям равновесия для пересечения границы с поверхностью, т. е. углы между границами могут быть выражены равенством

где TАБ — поверхностное натяжение границы между зернами А и Б;

Y — угол, образованный зерном В.

Если бы свободная энергия, приходящаяся на единицу поверхности каждой границы, была постоянна и не зависела от ее направления, то величина этой поверхности в условиях равновесия должна была бы быть минимальной, т. е. границы представляли бы поверхности нулевой кривизны. Метастабильное состояние существовало бы тогда в тех случаях, когда границы зерен встречались бы под углами, отличными от равновесных, и не были бы поверхностями нулевой кривизны.

Для проверки этого положения следует провести специальное исследование процесса рекристаллизации тонких образцов, в которых размеры рекристаллизационного зерна больше, чем толщина образца. При этом границы зерен должны быть перпендикулярны поверхности.

Необходимо указать, что до сих пор отсутствуют методы, позволяющие непосредственно наблюдать за строением и структурой границ зерен в объеме металлов и сплавов при нагреве, а имеется возможность только изучать кинетику перемещения границ на поверхности образцов при использовании методов высокотемпературной металлографии.

Как известно, при химическом или электролитическом травлении металлографических шлифов границы зерен выявляются в виде очень тонких линий. При длительном и интенсивном воздействии реактива на шлиф или в процессе электролиза границы «растравливаются» и становятся более широкими. Между этими закономерностями и выявлением границ зерен методами высокотемпературной металлографии имеется некоторая аналогия: увеличение экспозиции при неизменном значении температуры вызывает расширение канавок на границах зерен. При этом следует помнить, что внутри образца «границы» зерен, т. е. участки непосредственного контакта между отдельными кристаллитами, имеют ничтожно малую ширину, а при выявлении строения материала на поверхности сказывается наличие несовершенств в приграничном участке. С учетом изложенного выше и следует рассматривать микрорельеф, образующийся на поверхности исследуемого образца в процессе испытания, проводимого при нагреве в вакууме.

Для иллюстрации на рис. 128 приведена микрофотография, снятая при увеличении в 1500 раз с поверхности образца аустенитной стали ЭИ395. Образец подвергнут выдержке в вакууме при 1200 °С в течение 25 мин. На снимке видны канавки, образовавшиеся на границах зерен, а стрелками отмечены своеобразные «валики» возле кромок границ. Наличие этих валиков позволяет полагать, что на выявление границ зерен в процессе выдержки при высоких температурах в вакууме, кроме, несомненно, более интенсивного испарения с границ, оказывает также влияние и наличие сил поверхностного и граничного натяжения. При этом предполагается, что «валики» образуются за счет перемещения металла из канавки, так как, если бы весь металл переходил в газовую фазу и удалялся испарением, валики не могли бы возникнуть.

Для измерения глубины канавки на границах зерен можно использовать профилометры с перемещаемой по поверхности образца иглой, применяемые обычно для контроля качества поверхности. Угол в зоне канавки можно измерять методом светового отражения, предложенным А. Гринауфом и Р. Кингом. При этом методе используют гониометрический столик на микроскопе, в котором поверхность образца освещается узким пучком света.

При проведении исследований описываемыми методами можно наблюдать «миграцию» — перемещение границ зерен — вызываемую собирательной рекристаллизацией, приводящей к уменьшению общей протяженности границ и снижению свободной энергии на границах зерен. Такое перемещение границ происходит при испытаниях в изотермическом режиме и при изменении температуры нагрева образца. При этом на поверхности образца видны канавки на границах ранее существовавших зерен и зерен, возникших в результате рекристаллизации.

Для примера на рис. 129 помещена микрофотография поверхности образца технического железа (0,03% С), выдержанного в вакууме при 1000° в течение 30 мин., после чего температура была увеличена до 1050 °С на 10 мин. Видны две сетки границ зерен: отмеченные стрелками границы, образовавшиеся при первоначальной выдержке, а также обозначенные стрелками с черными кружками границы новых зерен, возникших при повышении температуры образца.

В находящемся в вакууме металлическом образце, нагретом до высокой температуры, происходят сложные, до сих пор еще недостаточно изученные процессы, способствующие выявлению особенностей его микростроения. Наиболее важным фактором, как мы полагаем, является при этом избирательное испарение атомов с отдельных участков образца, в которых имеются скопления несовершенств кристаллической решетки. Возможно также перемещение отдельных частиц по поверхности образца, а также диффузия примесей к границам зерен и отдельным определенным образом ориентированным микрозонам на поверхности образца.

Рассматривая, например, показанную на рис. 130 микрофотографию поверхности образца стали 45 (стандартного состава), подвергнутого выдержке в течение 1 часа при 1300 °С в вакууме 3*10в-5 мм рт. ст., а затем охлажденного до комнатной температуры со средней скоростью около 10°С/мин, можно заметить следующие особенности. На снимке видны тонкие линии границ трех зерен аустенита, обозначенных цифрами 1, 2 и 3, г также четко выявлена «приграничная» зона. Ширина ее A1 = 70—90 мк, тогда как ширина канавки A2 в участке сопряжения зерен в 35—45 раз меньше и составляет менее 2 мк. Следует обратить внимание на окаймляющие приграничную зону «валики».

Миграция границ отдельных зерен может происходить и при изотермической выдержке. При этом границы перемещаются по наблюдаемой плоскости шлифа не плавно, а скачкообразно. Для такого их передвижения, по-видимому, необходимо, чтобы кристаллическая решетка сопрягающихся зерен имела примерно одинаковую ориентировку. Только при этом условии в смежных зернах целая группа атомов кристаллической решетки одного зерна может сразу переходить в область соседнего зерна. Изучение микроструктуры металлов и сплавов путем их нагрева в вакууме позволяет наблюдать перемещение границ в процессе роста зерен.

На рис. 131 приведена микрофотография образца стали У12 после выдержки при 1100°C в течение 1 часа, а на рис. 132 — образца оловянистой бронзы (12% Sn) после нагрева в вакууме при 780°С в течение 15 мин.

Отдельные стадии перемещения границ зерен чистого тантала можно проследить по рис. 133. Образец тантала был подвергнут индукционному нагреву токами высокой частоты (около 400000 гц) в вакууме 3*10в-4 мм рт. ст. по режиму: выдержка в течение 10 мин. при 1900 °С, нагрев до 2300 °C и выдержка в течение 30 мин. при этой температуре, которая поддерживалась постоянной с точностью ±20 °C при помощи фотоэлектрического пирометра. Затем образец был охлажден в вакууме до комнатной температуры, извлечен из камеры и его структура наблюдалась под микроскопом.

На рис. 131—133 видны последовательные положения одного фронта границ растущего зерна. Очертания промежуточных положений границ зерен менее резки, так как вследствие испарения они начали сглаживаться; направление перемещения границ полиэдров указано стрелками. Рассматривая указанные микрофотографии, можно сделать следующие заключения.

Прежде всего границы зерен, перемещаясь, сохраняют свою криволинейную форму и передвигаются так, что граница растущего зерна остается вогнутой в сторону роста. Этим подтверждается теория, связывающая передвижение границы зерна с преимущественной задержкой атомов при их обмене между двумя соседними зернами. Часть сферы действия атомов у границы зерна 1 с вогнутой поверхностью, показанная в виде заштрихованной зоны на рис. 134, больше, чем у зерна 2 с выпуклой поверхностью. Поэтому также больше и. вероятность задержки в процессе обмена атомов, перешедших из зерна 2 с выпуклой поверхостью в зерно 1 с вогнутой поверхностью.

Микрофотографии, приведенные на рис. 131—133, подтверждают также, что некоторая нескомпенсированность процесса обмена атомами может быть и при плоской границе, по-видимому, из-за различия в кристаллографической ориентации соприкасающихся зерен. Это особенно отчетливо видно на участке, отмеченном буквой а (см. рис. 131). Однако, как правильно отмечает К.П. Бунин, роль этих факторов мала и ими можно пренебречь.

Из приведенных микрофотографий можно также видеть, что неравенство контактных углов у трех соприкасающихся зерен также может служить причиной перемещения границ зерен. В нашем случаем перемещение границ зерен также приводит к выравниванию контактных углов и приближению их к величине 120°. Обозначенные на рис. 131 буквами а, в и у углы между сопрягающимися зернами после перемещения границ составляют соответственно около 110, 129 и 121°. Отклонения величины углов от 120° не превышают 8—9%. В то же время исходный угол у' составлял более 150°.

Наконец, перемещение границ зерен происходит в плоскости шлифа не непрерывно, а скачкообразно. Доказательством такого механизма перемещения границ зерен для исследованных материалов — стали У12 и оловянистой бронзы — служат зафиксированные на микрофотографиях последовательные положения границ отдельных зерен в виде дугообразных линий. Полученные следы границ могли появиться только во время паузы, так как избирательное испарение атомов в вакууме с достаточно четким микроструктурным эффектом может происходить лишь после некоторой минимальной выдержки.

Перемещение границ не всегда происходит с одинаковой скоростью по всему фронту. Наряду с линиями фронта, приблизительно параллельными одна другой, на представленных микрофотографиях можно наблюдать и пересекающиеся линии фронта, а также отсутствие «скачкообразного» движения отдельных границ, например, отмеченных стрелками с черными кружками на рис. 131.

Измерением можно установить, что расстояние между двумя соседними линиями фронта границ составляет для стали У12 около 5—6 мк, или 1400—1700 периодов кристаллической решетки у-железа; для оловянистой бронзы средняя величина перемещения фронта границы достигает около 3—4,5 мк, или около 1000—1300 периодов кристаллической решетки a-твердого раствора.

Вероятно, один видимый «скачок» перемещения границы зерна имеет величину указанного выше порядка.

Можно полагать, что скачкообразное перемещение границ зерен может вызываться не только нескомпенсированным обменом атомами между двумя соседними зернами. По-видимому, зерно с вогнутой поверхностью энергетически «подавляет» целую пограничную с ним полосу соседнего зерна с выпуклой поверхностью, заставляя атомы в этой полосе перестраиваться в соответствии со своей кристаллографической ориентацией.

Этот процесс нам представляется напоминающим процесс сдвига или бездиффузионного фазового превращения.

По приведенным микрофотографиям можно установить и среднюю линейную скорость передвижения границ зерен. Зная время выдержки при указанных температурах, можно вычислить, что у стали У12 граница зерна перемещалась со средней линейной скоростью 0,10—0,15 мм/час, а у оловянистой бронзы — со скоростью 0,3—0,4 мм/час. Эти скорости значительно меньше тех, которые были установлены при исследовании процесса рекристаллизации пластически деформированных металлов (алюминия, кадмия, олова, железа) и описаны в обстоятельных работах М. Корнфельда с сотрудниками. Это и понятно, так как в нашем случае изучался рост зерен у недеформированных образцов, предварительно подвергнутых отжигу в вакууме для снятия напряжений, возникших при их изготовлении.

Наконец, считая, что каждое последовательное перемещение пограничной полосы происходит практически мгновенно, можно определить, что средняя продолжительность паузы для стали У12 составила около 2—3 мин., а для оловянистой бронзы — около 0,5 мин.

Следует отметить, что ширина выявляемых методом испарения границ зерен в чистых металлах, как правило, всегда меньше, чем в сплавах (при примерно одинаковых температурном режиме и продолжительности опыта, а также при сравнимых температурах плавления образцов чистых металлов и сопоставляемых сплавов). Это, по-видимому, можно объяснить меньшим содержанием примесей в чистых металлах, что обусловливает более высокое значение энергии связи между атомами в кристаллической решетке.

Приведенная на рис. 135 микрофотография поверхности образца аустенитной стали ЭИ395 стандартного состава, выдержанного в течение 2 час. при 1250 °C в вакууме, позволяет заметить, что на границах зерен возникли отмеченные стрелками выделения кристалликов игольчатой формы, а также прямоугольных и более сложной конфигурации (показанные стрелками с черным кружком). Несомненно, что несовершенства различных видов возле границ зерен, а также концентрация в этих участках различных примесей, содержащихся в материале изучаемого образца, могут при определенных режимах испытания способствовать интенсивному диффузионному перемещению примесей, располагающихся на поверхности пограничных участков образца.

Имя:*
E-Mail:
Комментарий: