Некоторые особенности структуры металлов и сплавов при высоких температурах

Методами высокотемпературной металлографии можно выявлять строение различных металлов и сплавов, для чего образцы нагревают и выдерживают в вакууме при температурах от ~0,5 Тпл и выше.

При исследовании чистых металлов выявляемый на полированной поверхности образца рельеф в значительной мере отображает микростроение изучаемого материала (размеры его зерен, а также особенности внутризеренного строения).

Несколько более сложно проводить эксперименты на образцах сложнолегированных сплавов. В этих случаях следует учитывать неизбежное изменение состава тонкого поверхностного слоя образца, из которого в результате испарения удаляются наиболее летучие компоненты. По мере повышения температуры опыта и увеличения его продолжительности изменение состава поверхности образца вследствие сублимации отдельных легирующих примесей возрастает.

Эксперименты, выполненные в 1958 г. С.Ф. Юрьевым и З.И. Kycницыной, были поставлены с целью получения опытных данных для оценки величины избирательного испарения хрома, марганца, железа, никеля и молибдена с поверхности образцов двух сталей (хромоникелемолибденовой и хромомарганцовистой). Нагрев осуществлялся на установке нашей конструкции, причем средняя часть образца подвергалась контактному электронагреву до 1200 °C в вакууме 10в-4 мм рт. ст. Для суждения об изменении состава поверхности по окончании опытов, длительность которых составляла от 5 до 120 мин., а температура изменялась от 700 до 1200 °С, образцы подвергали спектральному анализу. С этой целью использовали электрод с нитью диаметром 0,01 мм, что позволяло локализовать контролируемую зону до 0,06 мм в диаметре и около 2 мк по глубине.

При всех исследованных температурах и содержании марганца 1,25%, а хрома 1,5% в образцах хромомарганцовистой стали обнаружена более высокая склонность к испарению марганца, чем хрома, преимущественно в течение первых 5—30 мин. опыта, после чего устанавливается некоторая равновесная их концентрация на поверхности.

Несколько иная картина наблюдается при исследовании образцов хромоникельмолибденовой стали. На рис. 136 приведен график, характеризующий влияние температуры и длительности опыта на возрастание концентрации никеля (исходное содержание 3,5%) и снижение содержания хрома (исходное содержание 2,2%) в поверхностном слое данной стали. Возрастание содержания никеля объясняется очень малой относительной упругостью его пара по сравнению с хромом, марганцем и железом, что приводит к его «накапливанию» в поверхностном слое по мере испарения других компонентов стали.

Экспериментально установлено, что общая глубина поверхностного слоя, участвующая в процессе испарения, достигает 0,03—0,04 мм. Можно полностью согласиться с авторами работы о необходимости учета влияния испарения на изменение состава сложнолегированных сталей и сплавов, подвергаемых исследованию методами высокотемпературной металлографии при длительных экспериментах.

Методами высокотемпературной металлографии можно выявлять микроструктуру металлов и сплавов, часто непривычную для металловедов, использующих для исследований строения материалов только методы химического или электролитического травления. Самопроизвольное развитие во время опыта избирательного испарения, миграции границ зерен, диффузионных процессов, образование новых фаз (например, при изменении температуры, вызывающей полиморфное превращение в материале образца) и других явлений позволяет получать новые экспериментальные данные, расшифровка которых требует определенного навыка. Возникающие в некоторых случаях картины строения пока еще не получили достоверного объяснения и нуждаются в дальнейшем изучении.

Рассмотрим некоторые примеры, иллюстрирующие возможности высокотемпературной металлографии.

Как известно, обязательное условие проведения различных процессов термической обработки закаливающихся сталей — их нагрев для образования твердого раствора — аустенита. При этом результаты термической обработки зависят от характера превращений аустенита. Эти превращения, помимо состава, определяются состоянием зерен аустенита, т. е. температурой нагрева и продолжительностью выдержки, которые в свою очередь оказывают решающее влияние на однородность зерен аустенита и их размеры.

Если для сталей перлитного класса режимы нагрева достаточно подробно изучены, то для сталей аустенитного класса они исследованы значительно меньше.

В сталях аустенитного класса при нагреве происходят сложные процессы образования и диссоциации карбидов, нитридов и интерметаллических фаз. Поэтому понятно большое значение изучения строения и свойств аустенита в таких сталях.

Как уже указывалось выше, одним из самых распространенных методов нагрева металлов в вакууме является нагрев пропусканием электрического тока через образец.

При этом по длине образца возникает температурный градиент, что дает возможность выявлять структуру, соответствующую различным температурам нагрева.

Это позволило, например, при нагреве в вакууме образцов стали ЭИ395, подвергнутых прокатке с обжатием на 10%, установить наличие очень узкой температурной зоны, отделяющей область высокотемпературной части образца, имеющей крупные зерна аустенита, от участка, в котором температура лишь немного ниже, а зерна аустенита значительно меньше.

В первой области границы зерен проявляются в виде тонких линий, что можно объяснить отсутствием на этих новых границах легко испаряющихся примесей. Границы мелких исходных зерен во второй области значительно шире.

Между этими двумя областями расположена указанная выше узкая температурная зона протяженностью около 0,1 мм, в пределах которой происходит возникновение границ новых зерен. Перепад температуры в этой зоне не превышает 10°С.

На рис. 137, а показан внешний вид образца стали ЭИ395 после нагрева в вакууме 1*10в-5 мм рт. ст. Температура в средней части образца составляла 1200 °С; выдержку при этой температуре производили в течение 10 мин. Стрелками на рис. 137, а показана зона, в пределах которой можно видеть исчезновение старых границ зерен и образование новых зерен аустенита.

Аналогичное исчезновение старых границ и появление границ вновь образующихся зерен можно проследить на микрофотографии шлифа стали ЭИ395 (рис. 137, б).

Температура, при которой происходит указанный выше процесс у стали данной марки, соответствует 1150—1180°. На рис. 137,б стрелками показаны зоны, в которых были укреплены спаи платинородий-платиновых термопар и измерялась температура образца (1150—1200 °С).

В результате 10-мин выдержки при 1200 °С, как это видно на рис. 137, б, произошла рекристаллизация. Новые зерна отличаются относительной прямолинейностью границ, а также величиной углов сопряжения трех смежных зерен, составляющей ~ 120°. Последнее свидетельствует о полноте рекристаллизации. Величина новых зерен в зоне сопряжения с исходными зернами аустенита в несколько раз меньше старых, а в смежном участке, имеющем несколько более высокую температуру, размер зерен значительно больше.

Кроме этих особенностей, обращает на себя внимание различная толщина выявленных границ старых и новых зерен. Границы старых зерен имеют вид широких полос, в то время как границы новых зерен имеют вид тонких линий. Появление более мелких зерен можно объяснить, по-видимому, тем, что они возникли как бы из новых центров кристаллизации и развились в процессе последующей рекристаллизации. Малая ширина границ новых зерен свидетельствует о том, что на их границах еще не успели накопиться элементы, образующие химическую неоднородность между граничной зоной и телом зерна.

В указанной выше узкой полосе сохранились границы старых зерен и видны границы вновь образовавшихся зерен. На участке рис. 137,б в зоне с температурой 1180 °C видно; как постепенно исчезают границы старых, исходных зерен и возникают новые, более мелкие зерна аустенита.

Значительная неоднородность строения зерен аустенита показана на микрофотографии поверхности образца стали 4Х14Н14В2М (рис. 138, а). Этот снимок сделан после выдержки образца при 1200 °C в течение 10 мин. и охлаждения до комнатной температуры.

На рис. 138, б приведена электронная микрофотография одного из участков этих образований. Обнаруженное строение зерен аустенита стали 4Х14Н14В2М позволяет полагать, что неоднородность этих зерен проявляется в результате различной интенсивности испарения с отдельных участков и связана с диффузионными явлениями в локальных объемах зерен.

Сложный характер внутризеренного строения выявляется в образцах чистых металлов и различных сплавов, подвергнутых выдержке при высокотемпературном нагреве в вакууме.

На рис. 139 приведена микрофотография поверхности образца литого технически чистого молибдена, деформированного при комнатной температуре на 10% прокаткой, а затем выдержанного 30 мин. при 1600 °C в вакууме 2*10в-5 мм рт. ст. На снимке видны зерна, обозначенные цифрами 1, 2, 3, 4 и 5. На поверхности зерен 3 и 5 выявилась субструктура, а на зернах 1, 2 и 3 образовался характерный полосчатый микрорельеф.

На границах зерен 1—3 и 1—5 имеются пластинчатые полосы, тогда как границы зерен 1—2 и 1—4 свободны от этих выделений. Различный вид субструктуры на поверхности отдельных зерен обусловлен различием в их кристаллографической ориентации в плоскости шлифа. Продолжительная выдержка в вакууме при высокой температуре, вызывающая интенсивное испарение, как бы «обнажает» особенности внутризеренного строения, которое не удается наблюдать при использовании обычных методов химического или электролитического травления.

Картина значительно более сложной структуры обнаруживается в образцах оловянистой бронзы с 12% (вес.) Sn, прошедших 1,5-час. выдержку при 800°С (рис. 140). В некоторых участках зерен наблюдается своеобразное «расслаивание» по отдельным плоскостям скольжения, хорошо видимое, например, на рис. 140, а. Возникновение таких сдвигов можно объяснить влиянием температурных напряжений.

На рис. 140, б и в показан один и тот же участок поверхности образца оловянистой бронзы, снятый с разными увеличениями (500 и 1000 раз соответственно). Сдвиги плоскостей видны только в одном зерне, отмеченном стрелками, причем эти сдвиги развиваются преимущественно в двух направлениях. Одно из этих направлений обозначено буквой А и вызывает смещение плоских объемов шириной порядка 1,5—2 мк, протяженностью до 30—40 мк, причем «выступы» отдельных смещенных зон относительно исходного положения достигают 5—6 мк. Второе смещение образуется в промежуточных слоях зерна шириной 3—5 мк и имеет направление, обозначенное буквой Б. Особенностью данного смещения является достаточно правильное чередование плоскостей сдвига через примерно 1,2—1,5 мк, а также незначительная высота «гребней» зон сдвига, которая может быть оценена величиной не более 1 мк.

Представляет интерес микроструктура электролитического никеля до и после деформации прокаткой с обжатием около 40%, выявленная в результате выдержки полированных образцов в вакууме в течение 1 часа при 1150 °C и последующего охлаждения до комнатной температуры со средней скоростью около 200°С/час (рис. 141 и 142). В зоне сопряжения четырех зерен, обозначенных на рис. 141, с буквами А, Б, В и Г, можно обнаружить следующие особенности. Во всех зернах возникли сдвиговые процессы, вызвавшие образование «полосчатого» микрорельефа, причем расстояние между отдельными плоскостями сдвига может быть оценено величиной порядка 0,5—1,5 мк. В зерне Б хорошо виден двойник, на границах которого (показаны стрелками) происходит перегиб полос.

Следует обратить внимание на характерные «зубчики» и надрывы на кромках сдвинутых друг относительно друга микрообъемов, возникшие в зернах А и Г. Образование этих зубчиков может быть связано, как мы полагаем, со сдвиговой деформацией в зерне (например, в направлении, показанном стрелкой в зерне Г).

На рис. 141,б и в показаны микрорельефы на образцах недеформированного никеля, подвергнутого нагреву и охлаждению в указанном выше режиме. В отмеченном стрелкой зерне на рис. 141, 6 плоскости сдвига расположены параллельно поверхности образца и это зерно выявлено без видимых смещений его микрообъемов. В участках других зерен, показанных на рис. 141,б и в стрелками с черными кружками, отдельные плоскости выходят под углом к поверхности образца. И, наконец, стрелкой с белым кружком отмечен участок зерна, в котором сдвиговая деформация протекала в направлении, почти перпендикулярном поверхности, и вызвала появление достаточно четкого полосчатого микрорельефа без смещения плоскостей под углом.

При наблюдении в микроскоп и оценке микрорельефа, возникшего на поверхности образца в результате нагрева до высоких температур в вакууме, необходимо учитывать влияние освещения. Представляющиеся в виде выступов участки в действительности могут быть впадинами и наоборот, впадины можно принять за выступы. Чтобы исключить такого рода ошибки, в тех случаях, когда возникает сомнение в правильности суждения, следует либо использовать метод интерференционного наблюдения (рассматривая поверхность образца в интерференционный микроскоп системы Линника типа МИИ-4 или др.), либо проверять профиль образца в контролируемой зоне с помощью профилометра или профилографа.

Для иллюстрации на рис. 142 показаны две микрофотографии одного и того же участка поверхности образца деформированного электролитического никеля, подвергнутого выдержке в вакууме при 1150 °C в течение 1 часа. Эти снимки повернуты друг относительно друга на 180°. На микрофотографии (рис. 142, а) участки, отмеченные стрелками 1—4, представляются как несомненные выпуклости. В то же время эти же зоны, отмеченные стрелками 1'—4' на рис. 142,б, кажутся впадинами. Если повернуть книгу и рассматривать данные микрофотографии в смещенном на 180° положении, то оптический эффект будет обратным.

Анизотропия свойств, в частности коэффициентов теплового расширения в разных кристаллографических направлениях отдельных зерен, должна сказываться на картине образования микрорельефов, возникающих на полированной- поверхности поликристаллических образцов. При этом на границах зерен и в приграничных участках может образоваться «складчатый» микрорельеф, а также искажаться его форма. Это положение иллюстрируется микрофотографиями, снятыми с поверхности образцов чистого вольфрама (рис. 143, а), подвергнутого выдержке в вакууме 1*10в-5 мм рт. ст. при 3000 °C в течение 30 мин., и чистого молибдена (рис. 143, б), который выдерживали в вакууме 20 мин. при 1450 °C.

Стрелками на рис. 143, а отмечены «полосчатые» участки в виде своеобразных складок возле границ. Механическому воздействию образец во время опыта не подвергался.

На рис. 143, б стрелкой показан участок в приграничной зоне между зернами Л и Б, где нарушена преимущественно прямолинейная полосчатость микрорельефа на поверхности образца А. Стрелкой с черным кружком отмечен участок возле границы на поверхности зерна А, где прямолинейность полосчатого микрорельефа сохранена, но при этом в зерне Б в сопрягающейся зоне заметны сильные искажения.

Образование полосчатого микрорельефа обнаруживается при изучении изготовленных методом порошковой металлургии образцов родия технической чистоты (99,62% Rh и 0,06%) Pt), подвергнутых выдержке в вакууме около 2*10в-5 мм рт. ст. в течение 3 час. при 1300 °C (рис. 144). Снимок, помещенный на рис. 144, о, сделан при увеличении в 100 раз, а на рис. 144,б показана микроструктура зоны, отмеченной стрелкой на рис. 144,а, при увеличении в 1600 раз. Видимый на поверхности находящегося в средней части рис. 144, б зерна полосчатый микрорельеф имеет ширину «полос» около 0,6 мк.

Следует обратить внимание на то, что на рис. 144, б отдельные границы зерен представляются как бы «выступающими» за плоскость шлифа. В этом проявляется отмеченная нами при объяснении рис. 141 особенность оптического наблюдения, наиболее сказывающаяся при косом освещении, так как границы зерен на рис. 144, б в действительности представляют углубления («канавки»).

Приведенные на рис. 145 и 146 структуры палладия и платины высокой чистоты (содержащих <0,01% примесей) выявлены в результате выдержки при 1300 °C в вакууме в течение 3 час. и сфотографированы после охлаждения до комнатной температуры.

На микрофотографии палладия (рис. 145) видны крупные зерна, пересекающиеся двойниками, и следует обратить внимание на хорошо видимую «полосчатость», развившуюся на участке зерна возле границы с двойником и с соседним зерном. Глубина микрорельефа снижается по мере удаления от зоны контакта с соседями, а расстояние между отдельными полосами в образце палладия примерно такое же, как и в рассмотренном выше образце родия, и составляет около 0,6 мк. Оба эти металла обладают кубической гранецентрированной решеткой и несколько различаются температурами плавления: у родия Тпл = 1966 °С, а у палладия Tпл = 1555 °C.

В структуре платины, выявленной при указанном выше режиме и показанной на рис. 146, «полосчатость» обнаруживается только возле отдельных участков границ зерен.

Рассмотрим условия, при которых может возникать данная особенность микростроения металлов и сплавов. В тех случаях, когда зерно оказывается под воздействием сил, стремящихся вызвать смещение части его объема (например, при увеличении объема в процессе нагрева), возникает стимул для протекания этого процесса по плоскости, лежащей ,в некотором кристаллографическом направлении. Однако в начальной стадии, до тех пор, пока существует когерентная связь между атомами, расположенными по обе стороны от этой плоскости, энергия межатомных сил должна возрастать. Это увеличение энергии характеризует упругость материала.

При достаточно большой силе, воздействующей на кристалл, атомы вдоль плоскости сдвига могут смещаться в направлении новых равновесных положений, при которых материал будет вновь обладать первоначальными упругими свойствами. Протекающее таким образом скольжение сопровождается смещением отдельных микрообъемов зерен. Область, в которой развивается процесс скольжения, может иметь толщину в один атом и называется плоскостью скольжения, являющейся параллельной одной из кристаллографических плоскостей данного материала.

Иной вид нарушения в решетке происходит в процессе двойникования, часто наблюдаемом в металлах и сплавах. В этом случае решетка в области сдвига такая же, как и примыкающая к области двойникования (решетка матрицы), но ориентирована по отношению к ней как двойник (решетки двойниковой и недвойниковой частей представляют зеркальное отображение одна другой, возникающее при отражении от какой-нибудь кристаллографической плоскости). На рис. 147 приведена предложенная Коттреллом схема, иллюстрирующая отличие скольжения от двойникования.

Характерные виды внутризеренного микрорельефа, выявленные методами высокотемпературной металлографии, определяются особенностями скольжения внутри объемов зерен, зависящими от режима испытания, типа решетки и других факторов.

При использовании указанных методов можно проводить не осуществимые другими способами наблюдения за картиной микростроения в зонах возникновения расплавления и последующей кристаллизации материалов. Для примера на рис. 148 даны микрофотографии поверхности образцов, нагретых в вакууме до температуры расплавления. Первые опыты в этой области были осуществлены акад Н.Т. Гудцовым и автором еще в 1952 г.

На рис. 148, а и б помещены микрофотографии поверхности образцов железохромомолибденового сплава, нагретых в вакууме за 20 сек. до начала расплавления, а затем охлажденных. В очагах расплавления кристаллизация протекала с образованием характерного радиально-лучистого строения и возникновением очень тонких ветвей дендритов, например, в участках, указанных на данных снимках стрелками.

Характер строения поверхности образцов чистого ниобия и стали 45 стандартного состава после кратковременного нагрева в вакууме до температур 2500 и 1450 °C соответственно и последующего охлаждения со средней скоростью около 2 °С/сек иллюстрируется рис. 148, в и г. На снимках видна дендритная структура ниобия и литой стали, возникшая в результате кристаллизации зоны расплавления.