The effect of phase transformations in the process of electrom-beam 3D-printing and post-built heat treatment on the pec.pdf Введение Аддитивное производство (АП) является относительно новой и перспективной промышленной технологией изготовления деталей машин и механизмов, которая позволяет формировать металлические изделия различного размера и практически произвольной формы путем постепенного послойного осаждения материала на основе заранее построенной компьютерной трехмерной модели [1, 2]. К основным преимуществам аддитивных технологий (АТ) или, как их часто называют, 3D-печати относятся возможности быстрого прототипирования и изготовления полномасштабных изделий сложной формы, высокая производительность, относительно невысокая стоимость производства [1, 2]. В случае использования метода проволочного электронно-лучевого аддитивного производства (ЭЛАП) происходит послойная подача металлической проволоки (прутков) с одновременным ее плавлением источником энергии [1-3]. Аустенитная нержавеющая сталь используется как один из основных материалов для аддитивного производства благодаря хорошей пластичности, свариваемости и коррозионной стойкости [4-9]. Получаемые при аддитивном росте заготовки из нержавеющей стали обладают такими же недостатками, что и их аналоги, произведенные другими методами, - они имеют низкие значения предела текучести и для стабилизации аустенитной структуры требуют высокого содержания никеля, что приводит к удорожанию материала. Для процесса ЭЛАП обычно используют проволоку стандартных марок аустенитных нержавеющих сталей на хромоникелевой основе (Х18Н9, Х18Н9Т и др.). Высокая скорость наплавки позволяет производить изделия различной формы и размеров, но их фазовый состав, микроструктура и механические свойства могут существенным образом отличаться от материала проволоки или прутков, используемых в качестве сырья для ЭЛАП-процесса (полученных методами традиционной металлургии) [4-7, 9]. Дополнительными недостатками, связанными с АТ аустенитных нержавеющих сталей, выступают анизотропия зеренной структуры и неоднородность фазового состава хромоникелевых сталей, полученных методами 3D-печати, что также снижает прочностные характеристики и пластичность таких материалов и вызывает сильную анизотропию механических свойств [4-7, 9]. Существует несколько путей решения вышеуказанных проблем при получении аустенитных сталей методами АТ - постпроизводственная обработка полученных заготовок [4, 8] или изменение химического состава материала, используемого для аддитивного производства [10, 12-17]. Последнее возможно при замене в составе сталей никеля на более дешевые марганец и азот, которые стабилизируют аустенитную структуру. Кроме всего прочего, легирование сталей азотом позволяет существенно повысить предел текучести аустенитных сталей за счет формирования твердых растворов внедрения или дисперсионного твердения [11, 18, 19]. Использование высокоазотистых сталей (ВАС) в качестве исходного материала для АТ было продемонстрировано в работах [10, 12-17]. Анализ литературных источников показывает, что легирование азотом положительно влияет на прочностные характеристики и фазовую стабильность аддитивно-произведенных стальных изделий и покрытий. При этом существующих экспериментальных данных недостаточно для понимания вопросов о влиянии азота на структуру и механические свойства аддитивно-произведенных сталей и о закономерностях их пластической деформации и механизмов разрушения. Цель настоящей работы - установить влияние фазовых и структурных превращений, обусловленных процессом электронно-лучевой 3D-печати и последующей термической обработки, на закономерности пластической деформации и механизм разрушения высокоазотистой стали. 1. Методика эксперимента Для исследования была выбрана высокоазотистая аустенитная сталь Fe-20.7Cr-22.2Mn- 0.3Ni-0.6Si-0.15C-0.53N (мас. %). Литые заготовки прокатывали при температуре 1000-1050 °С для гомогенизации состава и остужали до комнатной температуры. Часть горячекатаных прутков подвергали стандартной для данного класса сталей термической обработке: выдерживали в течение 1 ч при температуре 1150 °С и закаливали в воду комнатной температуры для измельчения зерна и получения аустенитной структуры. Образцы (далее по тексту статьи И-CrMnN или исходные) использовали как референтные для сопоставления структуры и свойств с образцами, полученными методом АП. Для изготовления заготовок методом ЭЛАП из горячекатаных заготовок исследуемой ВАС вырезали прутки c размерами 150×3×3 мм. Процесс ЭЛАП проходил при следующих параметрах: I = 30-36 мА, Vb = 2.5 мм/с - скорость движения луча вдоль наносимого слоя, развертка луча спиральная от центра диаметром 5 мм, частота развертки 1 кГц. Весь процесс аддитивного производства проводился в вакууме при давлении 110-3 Па, в качестве материала подложки использовали пластину из аустенитной нержавеющей стали. В результате ЭЛАП получали заготовки с линейными размерами 100×25×5 мм. После аддитивного производства их подвергали отжигу при температуре 1150 °C (1 ч) с последующей закалкой в воду по аналогии с образцами, полученными традиционными методами литья и дальнейшей термомеханической обработки (АТ-CrMnN или аддитивные). Для механических испытаний методом одноосного растяжения из исходных и аддитивно-полученных стальных заготовок вырезали плоские образцы в форме двойных лопаток с размерами рабочей части 12×3×1.5 мм. Два типа образцов из аддитивно-выращенных заготовок были вырезаны таким образом, чтобы ось растяжения была направлена вдоль слоев наплавки и находилась на расстоянии 10 (нижние слои) и 20 мм (верхние слои) от подложки (АТ-CrMnN-Н и АТ-CrMnN-В соответственно). Все образцы были механически отшлифованы и электролитически отполированы в растворе 50 г CrO3 + 200 г H3PO4. Механические испытания на одноосное растяжение до разрыва проводили с начальной скоростью деформации 510-4 с-1 при комнатной температуре с использованием электромеханической установки LFM-125 (Walter + Bai AG). Микроструктуру образцов изучали с помощью оптической (световой) микроскопии (ОМ, Altami MET 1C) и сканирующей электронной микроскопии (СЭМ, Zeiss Leo Evo 50 с приставкой для энергодисперсионной рентгеновской спектроскопии (ЭДС)). Рентгеноструктурный и рентгенофазовый анализы образцов проводили на дифрактометре Дрон-7 с использованием CoKα-излу¬чения. 2. Результаты эксперимента и их обсуждение Фазовые превращения в ВАС в процессе электронно-лучевой 3D-печати и последующей термической обработки На рис. 1 представлены рентгенограммы, полученные для образцов исходной и аддитивно-изготовленной сталей, подвергнутых термической обработке. Образцы исходной стали обладают преимущественно аустенитной структурой с небольшой долей остаточного δ-феррита (13%). Параметры кристаллической решетки аустенита и феррита, aγ = (3.6311±0.0061) Å и aα = (2.8704± ±0.0011) Å, свидетельствуют о твердорастворном упрочнении обеих фаз. В результате термомеханической обработки в образцах И-CrMnN формируется крупнокристаллическая структура с равноосными зернами аустенита и феррита. Рис. 1. Рентгенограммы образцов исходной и аддитивно-полученной сталей Согласно данным рентгенофазового анализа, образцы АТ-стали обладают преимущественно ферритной структурой, доля аустенитной фазы в образцах АТ-CrMnN-Н и АТ-CrMnN-В составляет ~ 30 и 15% соответственно. Данные о параметрах решетки обеих фаз приведены в табл. 1. Процесс ЭЛАП слабо влияет на параметр решетки ферритной фазы, но способствует снижению твердорастворного упрочнения аустенитной фазы. Величины aγ для верхней и нижней частей аддитивной заготовки также различны (табл. 1), т.е. по мере роста заготовки в ней происходит постепенное обеднение состава по легирующим элементам. Об этом же свидетельствуют данные рентгенофазового анализа - аддитивная сталь обладает преимущественно ферритной структурой. Следовательно, в процессе АТ концентрация аустенитообразующих элементов (марганец, азот, углерод) снижается, что вызывает изменение фазового состава и параметров решетки аустенитной фазы в аддитивно-полученных образцах. Таблица 1 Фазовый состав, параметры решетки фаз и механические свойства образцов исследуемых сталей Сталь Фазовый состав aγ, Å CN в аустените, ат. %* aα, Å σ0.2, МПа δ, % И-CrMnN Аустенит, δ-феррит (13%) 3.6311 2.1 2.8744 570 55 АТ-CrMnN-Н Феррит, аустенит (30%) 3.6249 3.0 2.8776 570 48 АТ-CrMnN-В Феррит, аустенит (15%) 3.6259 4.3 2.8788 610 51 Примечание. * - по данным рентгеновской дифракции. Анализ микроструктуры образцов подтверждает данные рентгеновского анализа. На рис. 2, б, в приведены СЭМ-изображения боковых поверхностей образцов АТ-CrMnN-Н и АТ-CrMnN-В после одноосного растяжения. После отжига при температуре 1150 °С, которая, согласно фазовым диаграммам для хромомарганцевых ВАС, должна обеспечить формирование однофазной аустенитной структуры [11], в образцах АТ-CrMnN-Н и АТ-CrMnN-В наблюдали двухфазную γ+δ/α-структуру, морфология которой зависит от положения образца в аддитивно-полученной заготовке (рис. 2). На макроуровне структура имеет слоистый характер, унаследованный от структуры, созданной при направленной кристаллизации аустенитных зерен в процессе ЭЛАП. Поскольку длинная ось вытянутых аустенитных зерен ориентирована близко к направлению роста заготовки [4, 6, 8, 9, 16], то макроскопические слои в нашем случае перпендикулярны оси растяжения. Сформированная при ЭЛАП структура из-за обеднения состава стали по марганцу и сложной термической истории в процессе АП имела дендритную морфологию - аустенитные дендриты и междендритные прослойки δ-феррита (50 %/50 %) [16]. Высокотемпературный отжиг привел к стабилизации аустенитной фазы в части бывших аустенитных зерен и сфероидизации остаточного феррита (сферические зерна феррита диаметром ≈10 мкм в аустенитном зерне показаны на рис. 2, е), а также γ→α-фазовому превращению в части зерен. На изображениях (рис. 2, б, д) видны крупные неравноосные зерна феррита (50-400 мкм) в таких макроскопических прослойках. То есть в аддитивных образцах АТ-CrMnN-Н и АТ-CrMnN-В сформирована макроскопически и микроскопически неоднородная, гетерофазная структура. Рис. 2. СЭМ-изображения боковой поверхности разрушенных образцов исследуемых сталей после одноосного растяжения: a, г - И-CrMnN; б, д - АТ-CrMnN-В; в, е - АТ-CrMnN-Н Элементный состав образцов АТ-CrMnN-Н и АТ-CrMnN-В также различен. За счет обеднения состава стали по марганцу концентрация хрома в аддитивных образцах выше, чем в исходной стали (табл. 2). Высокая концентрация хрома стабилизирует ферритную фазу в этих образцах [11]. Концентрация марганца в образцах АТ-CrMnN-Н, вырезанных из нижней части заготовки, составляет 9-11 мас. % в ферритной фазе и 11-13 мас. % в аустенитной фазе (табл. 2, рис. 2, е). По мере роста заготовки при ЭЛАП происходит еще большее обеднение состава по марганцу (до 5 мас. %, табл. 2), что и способствует формированию большей объемной доли ферритной фазы в образцах АТ-CrMnN-В. Несмотря на значительные изменения в концентрации марганца, общее содержание азота в аддитивно-полученных образцах остается таким же высоким, как в исходных (более 0.5 мас. %). Это означает, что из-за ограниченной растворимости азота в феррите [20] он распределен преимущественно в аустенитной фазе. То есть твердорастворное упрочнение аустенита в аддитивно-произведенных образцах выше, чем в исходных. Таблица 2 Элементный состав фаз на рис. 2, д, е (ЭДС-анализ) № спектра Cr, мас. % Mn, мас. % Si, мас. % Fe, мас. % АТ-CrMnN-В 1 25.2 4.6 1.3 Ост. 2 24.7 5.1 1.0 Ост. 3 24.7 5.4 0.7 Ост. 4 25.4 4.9 1.0 Ост. 5 24.2 5.1 0.9 Ост. 6 24.3 4.9 1.0 Ост. АТ-CrMnN-Н 1 26.2 10.8 1.1 Ост. 2 26.0 10.6 1.0 Ост. 3 25.6 9.1 1.1 Ост. 4 24.7 11.3 1.2 Ост. 5 25.3 12.3 1.2 Ост. 6 25.6 13.1 1.0 Ост. И-CrMnN - 20.7 22.2 0.6 - Параметр решетки аустенитной фазы зависит от концентрации легирующих компонент как aγ = 3.577 + 0.001Mn + 0.0006Cr + 0.0065C + 0.0056N (параметр решетки в Å, концентрация элементов в ат. %) [21]. Уменьшение концентрации марганца и увеличение концентрации азота имеют противоположное влияние на величину параметра решетки аустенитной фазы. Несмотря на это, обеднение по марганцу значительно снижает aγ, оно не описывает экспериментально наблюдаемое изменение этой величины в образцах АТ-CrMnN (табл. 1). Оценка концентрации азота в аустенитной фазе с учетом содержания основных легирующих элементов в исследуемых образцах (табл. 2) и параметра решетки фаз, определенного из данных рентгенофазового анализа (табл. 1), показывает, что И-CrMnN-образцы содержат 2.1 ат. % (≈ 0.6 мас. %) азота. Это значение очень близко к его общему (интегральному) содержанию 2.0 ат. % (≈ 0.53 мас. %), определенному методом масс-спектрометрии, а небольшая доля феррита в структуре исходной стали способствует повышению концентрации азота в аустените. Для аддитивно-полученных образцов АТ-CrMnN-Н и АТ-CrMnN-В концентрация азота в аустенитной фазе составляет 3.0 и 4.3 ат. % соответственно (табл. 1). То есть аустенитная фаза содержит в 1.5-2 раза больше азота, чем в исходных образцах, и, следовательно, испытывает более сильное твердорастворное упрочнение. При этом значения параметра решетки ферритной фазы указывают на то, что концентрация атомов внедрения в ней пренебрежимо мала по сравнению с аустенитной фазой, а изменение величины aα (табл. 1) вызвано как изменением соотношения концентрации марганца и хрома, так и атомами внедрения (не более 0.1 мас. % согласно [20]) в соответствии с соотношением aα = 2.8664 + 0.0006Mn - 0.0003Si + 0.0005Cr [21]. Закономерности пластической деформации и разрушения аддитивной стали, полученной в процессе электронно-лучевой 3D-печати и последующей термической обработки Характерные диаграммы растяжения исследуемых образцов представлены на рис. 3, а их основные механические свойства приведены в табл. 1. Исходная аустенитная сталь, используемая в качестве сырья для АТ, обладает высокими прочностными свойствами и значительным удлинением. Диаграмма растяжения имеет стадийность, характерную для деформации высокоазотистых аустенитных сталей [11, 18]. До 30% деформации коэффициент деформационного упрочнения превышает 2000 МПа и на зависимости dσ/dε(ε) наблюдается протяженная стадия линейного упрочнения (рис. 3, г). Деформационный рельеф на боковых поверхностях образцов, подвергнутых одноосному растяжению, указывает на развитие макрооднородной пластической деформации при растяжении (рис. 2, а, г). В зернах наблюдаются полосы скольжения и микрополосы локализованной деформации, что типично для деформации азотистых и углеродистых аустенитных сталей, в которых развивается планарная дислокационная структура и механическое двойникование [11, 18, 19]. Рис. 3. Кривые течения в инженерных (а), истинных (б) и логарифмических (в) координатах, зависимость коэффициента деформационного упрочнения от степени деформации (г) для образцов исследуемых сталей при растяжении (комнатная температура) Несмотря на принципиальные отличия в фазовом составе и микроструктуре, прочностные и пластические свойства аддитивно-полученной стали близки к характеристикам исходной аустенитной стали, но формы их кривых течения различны (рис. 3). Для образцов АТ-CrMnN стадия линейного упрочнения на зависимостях dσ/dε(ε) не выявляется (рис. 3, г). Кривая течения становится близкой к параболической, и эта особенность проявляется сильнее для АТ-CrMnN-В с большей объемной долей феррита (рис. 3, в). Коэффициенты деформационного упрочнения для аддитивных образцов с преимущественно ферритной структурой ниже, чем для исходной аустенитной стали (рис. 3, г). При сопоставлении свойств аддитивно-произведенных образцов, вырезанных из разных частей заготовки, видно, что с увеличением доли феррита и твердорастворного упрочнения аустенита азотом в образцах АТ-CrMnN-В величины условного предела текучести и напряжения пластического течения повышаются относительно соответствующих параметров для АТ-CrMnN-Н образцов. Это связано с двумя факторами - увеличением содержания ферритной фазы, которая обычно обладает более высокими упругими модулями, чем аустенит [22], и увеличением уровня твердорастворного упрочнения остаточной γ-фазы, обсуждаемого в предыдущем разделе. Пластическая деформация такого макроскопически и микроскопически гетерогенного материала развивается неоднородно (рис. 2, б, в, д, е). Наблюдается сильная локализация пластического течения в ферритных областях, в то время как области высокоазотистого аустенита деформируются более однородно. Локализация пластической деформации в аустенитных областях не происходит из-за высоких деформирующих напряжений γ-фазы, пересыщенной атомами внедрения, и из-за высокого деформационного упрочнения, свойственного высокоазотистым аустенитным сталям [11, 18]. Поскольку феррит является основной фазой в аддитивно-полученных образцах, то, в первую очередь, его пластическая деформация определяет вид кривой течения. Анализ диаграмм, представленных на рис. 3, свидетельствует о макроскопически вязком характере разрушения исследуемых сталей независимо от фазового состава - на диаграммах присутствует стадия разупрочнения, характерная для образования макроскопической шейки. Трещины в аддитивных образцах АТ-CrMnN-Н зарождаются преимущественно в ферритных областях, но распространение трещины происходит как в феррите, так и в аустените. Для образцов АТ-CrMnN-В преобладает транскристаллитное разрушение ферритных зерен. Несмотря на эти различия, аддитивные образцы разрушаются с формированием выраженного ямочного излома на поверхностях разрушения, так же как и исходная аустенитная сталь (рис. 4). Рис. 4. СЭМ-изображения поверхности разрушения образцов исследуемых сталей после одноосного растяжения: a - И-CrMnN; б - АТ-CrMnN-Н; в - АТ-CrMnN-В Заключение В работе исследовали фазовый состав, закономерности пластической деформации и микромеханизмы разрушения образцов высокоазотистой хромомарганцевой стали Fe-(25-26)Cr- (5-12)Mn-0.15C-0.55N (мас. %), полученной методом электронно-лучевой 3D-печати и подвергнутой термической обработке, и аустенитной высокоазотистой стали Fe-21Cr-22Mn-0.15C-0.53N (мас. %), полученной традиционными методами литья и термообработки и используемой в качестве сырья для аддитивной технологии. Экспериментально показано, что обеднение состава стали по марганцу в процессе электронно-лучевой 3D-печати и термической обработки способствует формированию макроскопически и микроскопически неоднородной двухфазной структуры, включающей макроскопические области с крупными ферритными зернами или двухфазной аустенитно-ферритной структурой. Несмотря на изменение концентрации базовых элементов (хрома и марганца) в результате 3D-печати, в аддитивно-полученной стали сохраняется высокая концентрация атомов внедрения (азота и углерода), что приводит к формированию пересыщенного твердого раствора внедрения в аустенитных областях за счет слабой растворимости азота в ферритных областях. Сформированная таким образом негомогенная гетерофазная структура (азотистый феррит - азотистый аустенит) обладает высокими прочностными свойствами, хорошей пластичностью и вязкостью разрушения, близкими для образцов исходной высокоазотистой аустенитной стали, используемой в качестве сырья для 3D-печати. Изменение фазового состава стали в процессе 3D-печати и последующей термической обработки сопровождается изменением стадийности пластического течения образцов.

Скачать электронную версию публикации