книги / Металлы и сплавы. Анализ и исследование. Физико-аналитические методы исследования металлов и сплавов. Неметаллические включения

могут оказаться невидимыми из-за выполнения условия g b = 0. Например (табл. 3.3.10), в ГЦК решетке дислокации с вектором Бюргерса

6 =(П 0)- могут оказаться невидимыми в зависи­

мости от выбранных отражений (Ш ).

Соблюдение приведенных рекомендаций по­ зволяет оценить плотность дислокаций с точно­

стью до 10 %.

Анализ контраста на изображении дислокации в разных дифракционных условиях позволяет определить ее вектор Бюргерса. Возможность определения основана на том (рис. 3.3.36), что контраст дислокации исчезает или существенно ослабляется, если вектор Бюргерса лежит в отра­ жающей плоскости, которая формирует единст­

венный сильный рефлекс g на микродифракционнои картине.

В первом приближении можно полагать, что плоскости решетки, параллельные вектору Бюр­ герса, остаются неискаженными, поскольку сме­ щения атомов параллельны этим плоскостям. Од­ нако для краевой и смешанной дислокаций на­ блюдается некоторое искривление плоскостей, параллельных плоскости скольжения. Поэтому, если в отражающем положении находятся плоско­ сти, параллельные плоскости скольжения и со­ держащие вектор Бюргерса, то на изображении возникает контраст «поперечных смещений». Этот контраст значительно слабее, нежели рассматри­ ваемый дислокационный.

Практически для определения направления вектора Бюргерса следует, пользуясь гониометри­ ческим механизмом, наклонить фольгу так, чтобы у рассматриваемой дислокации контраст исчез. Затем, переходя к электронограмме при данном положении фольги, найти индексы действующего рефлекса. Для нахождения рефлекса, определяю­ щего контраст дислокации, можно использовать темнопольное изображение, в котором дислокация не видна. Индексы этого рефлекса соответствуют индексам плоскости, содержащей вектор Бюргерса дислокаций, изображения которых исчезли при установленных дифракционных условиях. Для определения направления вектора Бюргерса необ­ ходимо знать две плоскости, к которым он при­ надлежит. Одной из них может быть плоскость скольжения, определяемая при анализе следов

скольжения. В некоторых случаях найти направ­ ление вектора Бюргерса невозможно. Например, в ГЦК решетке плоскость (111) содержит три на­ правления <110>, соответствующие направлению вектора Бюргерса. Тогда необходимо повторить всю процедуру анализа и найти другую (вторую) систему отражающих плоскостей, содержащих искомый вектор Бюргерса.

Таблица 3.3.10

Относительная доля дислокаций, которые невидимы

в различных отражениях (hkt)

Относительная доля дислокаций, Пнсвил

Рис. 3.3.36. Изменение положения изображения линии дислокации в зависимости

от знака вектора Бюргерса Ъ

Зная величину Ъ и кристаллографическую при­ вязку дислокационной линии, видимой на изобра­ жении, можно установить тип дислокации (краевая,

винтовая или смешанная). Например, контраст краевой дислокации полностью исчезает, посколь­ ку и основные смещения атомов, лежащих вдоль вектора Бюргерса, и побочные смещения (перпен­ дикулярно плоскости скольжения) лежат в отра­ жающей плоскости. Поэтому к основному усло­

вию g-b = 0 добавляется дополнительное требо­

вание: (g 'b )'l = 0, где / — вектор направления

линии дислокации. Для винтовой дислокации

71| Ь, поэтому условие g b = 0 является достаточ­

ным.

Существуют приемы, с помощью которых можно определить тип призматических петель (рис. 3.3.37): вакансионный или образованный внедренными атомами. В данной задаче необхо­ димо определение знака дислокаций. Изображение дислокационной линии всегда несколько смещено по отношению к точному положению проекции дефекта. В зависимости от знака вектора Бюргерса дислокации и от типа дислокационной петли, об­ разованной внедренными атомами или вакансия­ ми, изображение дислокационной линии оказыва­ ется по другую сторону от проекции самого де­ фекта. Поскольку положение этой проекции заранее неизвестно, то решение задачи становится невозможным без специального анализа дифрак­ ционной картины с изменением оптических усло­ вий дифракции. Между тем зачастую удается об­ наружить подходящий наклон фольги, при кото­ ром движение изображений дислокаций с разным знаком вектора Бюргерса происходит в разные стороны. Подобный переход изображения с одной стороны проекции линии дислокации на другую происходит и возле изгибного контура экстинции. На этом же принципе основано определение зна­ ков соседних дислокаций. Например (рис. 3.3.38), если при наклоне фольги движение изображений дислокаций будет происходить в одну сторону, то знаки дефектов совпадают, и дислокации могут быть признаны парными. В упорядочивающихся сплавах парные дислокации имеют одинаковый знак вектора Бюргерса, поэтому их изображения движутся в одну сторону, а расстояние между ни­ ми не изменяется. В дипольной конфигурации де­ фектов изображения дислокаций движутся в про­ тивоположные стороны, поэтому расстояния меж­ ду изображениями меняются, и знаки у дислока­ ций противоположные.

Рис. 3.3.37. Изображения дислокаций (внизу) в зависимости от типа петель (вверху):

слева — петля, образованная внедренными атомами, справа — петля из вакансий

Рис. 3.3.38. Схема изменения положений изображений

парных дислокаций с векторами Бюргерса Ъ (слева) и диполя из дислокаций, у которых векторы Бюргерса

разных знаков: -Ъ и +Ъ (справа)

3.3.5.3. Выявление и анализ мелкодисперсных выделений

Помимо дефектов дислокационной природы на электронно-микроскопических изображениях струк­ туры металлов и сплавов можно обнаружить мел­ кодисперсные выделения. Изучение частиц избы­ точных фаз удобно производить с помощью ре­ жима темного поля в рефлексах этих фаз. Это связано с улучшением качества изображений вследствие того, что на дифракционных картинах отсутствует контраст, вызываемый искажениями в матрице вблизи частиц. Его природа имеет то же происхождение, что и контраст на дислокациях (рис. 3.3.39). Например, сферическое включение в упругоизотропной матрице создает поле деформа­ ции сферической симметрии.

Рис. 3.3.39. Возникновение упругих деформаций в решетке матрицы вокруг сферического включения радиусом г0(слева) и ориентация

отражающих плоскостей hkl (справа). Вдоль полосы АВ выделены участки атомных плоскостей ab, ориентация которых точно соответствует условию

дифракции Вульфа — Брэгга. Отклонение 8 = 0

Если модули упругости матрицы и частицы примерно одинаковы, а коэффициент Пуассона

v = , то относительная упругая деформация

s =— , где d = ——— ; ам и ав — периоды кристал-

3d ан

лических решеток матрицы и включения (фазы). Как правило, 0,5d < e < d . Поскольку смещения в матрице (и частице) радиальные, атомная плос­ кость, проходящая через центр частицы, не ис­ кривляется. Поэтому, если матрица находится воз­ ле любого отражающего положения, на изображе­ нии вблизи центра частицы будет область нулевого контраста. В пределах этой области ин­ тенсивность фона равна интенсивности лучей, участвующих в формировании изображения дан­ ной области (рис. 3.3.40). Таким образом, сфери­ ческое включение, создающее в матрице симмет­ ричные радиальные смещения атомов, должно изображаться в виде двух темных дужек. Дифрак­ ционная картина, возникающая вследствие упру­ гих деформаций в решетке, называется деформа­ ционным (матричным) контрастом.

Анализ контраста, который возникает возле пластинчатых включений новой фазы при значи­ тельном несоответствии кристаллических решеток только-в направлении нормали к плоскости пла­ стины (когерентные выделения), в благоприятных случаях может также указать величину и знак де­

формации, а при заданной деформации — еще и толщину включения. В условиях точной дифрак­ ции видимая ширина изображения должна возрас­ тать с увеличением индексов отражения hkl (экстинционного расстояния).

Для полукогерентной частицы новой фазы в форме пластинки длиной г/ возникновение дисло­ каций вдоль поверхностей сопряжения можно рас­ сматривать как сверхдислокацию с эффективным

вектором Бюргерса: Ьэфф = h d , где h — толщина

пластины; d — относительная разница межплос­ костных расстояний для матрицы и включения.

Если вектор дифракции g параллелен плоской

частице, деформационный контраст должен исче­ зать. Чтобы убедиться в том, что контраст обу­ словлен деформацией матрицы, следует получить изображение при разных действующих отражени­ ях. Для анализа выбирают отражение, для которо­

го дифракционный вектор g перпендикулярен

пластинчатому выделению. Далее изучают уча­ сток фольги вблизи изгибного экстинционного контура и частицу, которая имеет симметричное изображение. Предполагается, что фольга доста­

точно толстая (s > 3^,), а включение мало (г/ <§: s

$

или rt ~ — ). Ширина области контраста (ширина изображения) определится значением вектора

Бюргерса b .

Именно благодаря отсутствию деформационно­ го контраста на юстированных темнопольных изо­ бражениях форма частиц не искажена и четко выявляется их кристаллографическая огранка. Ослабление или полное исчезновение деформаци­ онного контраста можно связать с нарушением или полным исчезновением когерентной связи между частицей и матрицей. Тогда на межфазной границе вместо деформационного контраста воз­ никнет сетка дислокаций или муаровый узор.

При различной кристаллической структуре вы­ деления и матрицы возможно появление контра­ ста, который называют ориентационным. В этом случае выделение и матрица находятся в разных положениях по отношению к ориентации, соответ­ ствующей точному условию дифракции Вульфа — Брэгга. Если выделение новой фазы оказывается «ближе» к отражающему положению, чем матри­ ца, то на картине светлого поля оно будет казаться

Для определения величины частиц обычно пользуются полуколичественными методиками, основанными на анализе площадей или подсчете

числа точек.

При анализе по площадям определяется сред­ няя величина частиц А, находящихся в пределах анализируемой площади:

А = и + 0,5v + 0,25w.

Здесь и — число частиц, полностью попавших в пределы заданной измеряемой площади; v — число частиц, через которые проходит линия, ограничивающая измеряемую площадь; w — чис­ ло частиц, находящихся в углах измеряемой пло­ щади. Получение достоверной оценки средних размеров частиц с помощью этой методики пред­ полагает соблюдение ряда правил. Во-первых, оп­ тическое увеличение прибора следует выбирать таким, чтобы внутри поля зрения находилось от 10 до 20 сечений исследуемой структурной состав­ ляющей (частиц фаз). Во-вторых, необходимо из­ мерять 10-20 полей зрения, равномерно распреде­ ленных по всей площади наблюдения. И, наконец, требуется осуществить подсчет не менее 200-250 частиц, если структура неоднородна. Концентра­ ция частиц находится с помощью формулы

где п — число частиц на рассмотренной площади; А — площадь проанализированного участка (с учетом увеличения); s — толщина фольги, опре­ деленная по количеству контуров (толщинной) экстинкции (s =

Параметры структуры, содержащей приблизи­ тельно равноосные частицы, можно определить точечным методом с помощью, например, квад­ ратной сетки. Для этого на исследуемое изображе­ ние структуры «накладывается» сетка и подсчи­ тывается число точек пересечений контуров час­ тиц с линиями сетки. Число частиц в единице объема Nvопределится как

где NA — число частиц, приходящихся на единицу площади анализируемого поля; р А — число точек

пересечения параллельных секущих с контурами частиц, отнесенное к единице площади анализи­ руемого поля; h — шаг сетки. При использовании этой методики необходимо выполнение условий:

•анализу подлежат несколько полей;

•количество полей зависит от числа точек, обеспечивающих получение результата с заданной точностью (8, %);

•минимальное количество точек пересечения определяется долей площади, занятой частицами. Для предварительной оценки числа точек пересе­ чений параллельных секущих с контурами частиц, обеспечивающего нахождение среднего размера частиц с заданной точностью, можно воспользо­ ваться табл. 3.3.11.

Таблица 3.3.11

Минимальное число точек пересечения измерительной сетки с контурами частиц

при разной доле площади,

занимаемой частицами

3.3.5.4. Определение размеров и разориентации фрагментов структуры

Количественная оценка дисперсности элемен­ тов внутризеренного (мезоскопического) масшта­ ба строения (субструктуры) металла производится методами количественной металлографии. Для определения размеров фрагментов могут быть ис­ пользованы приемы стереометрической металло­ графии. Наиболее простым является способ слу­ чайных секущих. Фрагментированная субструктура количественно может быть оценена как линейны­ ми размерами фрагментов — величинами их про­ дольных и поперечных размеров, так и длинами хорд, отсекаемых контурами фрагментов на слу­ чайных секущих. Например, пересечения случайно

проведенных, но равномерно распределенных на площади изображения секущих линий с граница­ ми фрагментов образуют хорды, измерение кото­ рых с учетом увеличения прибора дает оценку размера фрагментов. При этом желательно изме­ рение возможно большего количества хорд (100 и более). Хорды группируются по длине. Шаг раз­ биений выбирается таким образом, что число ин­ тервалов разбивки составляет примерно 10. Ин­ тервалы размерных групп выбирают по арифмети­ ческому (0-1, 1-2, 2-3 и т. д.) или геометриче­ скому (1-2, 2-4, 4-8 и т. д.) ряду. Измерения повторяют по нескольким секущим, расположен­ ным параллельно или в различных направлениях. Далее на основании результатов замеров строят частотные кривые (гистограммы) или непрерыв­ ные функции распределения величины фрагмен­ тов по размерам в системе координат: размер (диаметр) фрагмента — отношение количества фрагментов данного интервала к общему числу фрагментов (рис. 3.3.42).

Взаимная разориентация со двух фрагментов внутризеренного строения может быть определена как векторная сумма двух составляющих: азиму­

тальной а и горизонтальной сог, на которые мож­ но условно разделить поворот одного фрагмента структуры относительно другого, чтобы привести

их к одной кристаллографической ориентировке. При этом азимутальная составляющая означает поворот второго фрагмента относительно первого вокруг направления первичного пучка, горизон­ тальная составляющая — поворот вокруг направ­ ления, перпендикулярного первичному пучку. Полная разориентировка определится по формуле:

/м 2 — |2

со =vM+СОг Азимутальная составляющая

может быть просто измерена, если на микродифракционной картине отдельные фрагменты дают раздельные рефлексы. Если между рефлексами расстояние равно, а радиус-вектор раздвоенного

рефлекса п,ш, то а = а Г)М

Когда рефлексы не разделяются и величина азимутальной составляющей мала, на одну фото­ пластинку снимают две микродифракционные картины. Из них одна соответствует обычным условиям наблюдения, а другая фиксирует картину после сдвига нулевого рефлекса вдоль направле­ ния, перпендикулярного радиусу-вектору рефлек­ са. Эта операция осуществляется путем смещения наконечника промежуточной или проекционной линзы. Затем измеряется разница в расстояниях между положениями «нулевых» и действующих рефлексов, которая и равна а. Горизонтальная со­ ставляющая разориентации согможет быть найдена

Диаметр, мкм

диафрагму или изменив режим работы первой конденсорной линзы. Таким способом можно ра­ зогреть небольшой участок, по площади примерно равный первичному пучку на объекте, до темпера­ тур 500-600 °С. В течение некоторого отрезка времени достигаемая температура пропорцио­ нальна продолжительности облучения широким

электронным пучком.

Для экспериментов с охлаждением образцов используют приставки-держатели, имеющие теп­ ловой контакт с сосудом Дьюара. Такие приспо­ собления дают возможность осуществлять наблю­ дения за структурой металла, охлажденного до температуры жидкого азота (-196 °С). Сосуд Дьюара, в который заливают жидкий азот, связан с держателем фольги посредством медного хладопровода. Температуру образца измеряют с помо­ щью термопары. Установка необходимой темпе­ ратуры и ее поддержание на заданном уровне осуществляются с помощью небольшой нагрева­ тельной печки, встроенной в столик держателя. Наиболее совершенные модели приставок для охлаждения позволяют производить и наклон об­ разца. С их помощью можно наблюдать различные процессы, протекающие при низких температурах, в частности мартенситные превращения.

Приставки для деформации фольг непосредст­ венно в колонне микроскопа служат для прямого изучения процессов пластической деформации и разрушения. Поскольку в тонкой фольге эти про­ цессы протекают иначе, чем в массивных образ­ цах, для подобных экспериментов целесообразно использовать высоковольтные микроскопы. Из­ вестны опыты, когда в колонне высоковольтного микроскопа с помощью деформирующей пристав­ ки были оценены температурные зависимости скоростей движения винтовых и краевых дислока­ ций при разных уровнях приложенного механиче­ ского напряжения.

Из приведенных достоинств метода ПЭМ сле­ дует, что наиболее перспективным направлением в исследованиях структуры металлов и сплавов, а также в совершенствовании аналитических воз­ можностей приборов является применение воз­ можно большего ускоряющего напряжения в ко­ лонне микроскопа. В большинстве электронных микроскопов используется ускоряющее напряже­ ние 100-200 кВ. Возможности этих приборов до­ статочны для решения многих задач практическо­

го материаловедения. Благодаря значительному совершенствованию методов утонения фольг, пу­ чок электронов, ускоренный напряжением 100 кВ, проходит сквозь алюминиевую фольгу толщиной 0,5-1,0 мкм. Модели с ускоряющим напряжением 500 кВ и 1 МВ разработаны и пущены в эксплуа­ тацию в ФРГ, Великобритании, Бельгии, Франции, США и Японии.

При прохождении сквозь объект достаточно большой толщины за счет высокой начальной энергии пучок электронов не вызывает значитель­ ного его нагрева и ионизации. В зависимости от природы исследуемого металла толщина просмат­ риваемых участков фольги составляет от 1 до 4 мкм. Поэтому результаты наблюдений можно интер­ претировать как наиболее приближенные к трех­ мерному представлению о структуре материала.

Разработка и реализация высоковольтных элек­ тронных микроскопов (ВЭМ), рассчитанных на ускоряющее напряжение 1000 кВ и более, сулит существенные преимущества:

•увеличение проникающей способности элек­ тронов и возможность просвечивать более толстые фольги. Увеличение толщины просвечиваемой фольги позволяет уменьшить влияние внешних ее поверхностей на внутреннюю структуру. Поэтому результаты изучения строения фольги точнее отве­ чают структуре массивного образца. Это придает большую достоверность данным о динамике раз­ личных процессов (деформации, фазовых превра­ щений) при их прямом наблюдении в микроскопе.

Сувеличением толщины фольги также повыша­ ется точность измерений, необходимых при крис­ таллографическом анализе;

•возможность получения электронограмм от крупных включений одновременно с уменьшени­ ем размеров участка на образце, от которого необ­ ходимо получить микродифракционную картину. Возможность получения дифракционной картины от отдельной, даже очень крупной, частицы, а также уменьшение размеров участка, от которого можно получить электронограмму, существенно облегчает проведение фазового анализа сплавов;

•повышение оптического разрешения на изо­ бражениях при использовании апертурных диа­ фрагм большого диаметра. Этот фактор в сочета­ нии с увеличением ускоряющего напряжения пре­ доставляет возможность широкого применения метода прямого разрешения для исследования