Микроструктура и фазовый состав градиентного материала «нержавеющая сталь 08Х18Н10Т/сплав Х20Н80-Н», полученного методом электронно-лучевого аддитивного производства | Известия вузов. Физика. 2022. № 5. DOI: 10.17223/00213411/65/5/9

Микроструктура и фазовый состав градиентного материала «нержавеющая сталь 08Х18Н10Т/сплав Х20Н80-Н», полученного методом электронно-лучевого аддитивного производства

С использованием методов растровой и просвечивающей электронной микроскопии исследовали микроструктуру образцов градиентного материала «сталь 08Х18Н10Т/сплав Х20Н80-Н», полученного методом двухпроволочного электронно-лучевого аддитивного производства. Химический состав материала непрерывно изменяется от композиции нержавеющей стали 08Х18Н10Т до сплава Х20Н80-Н с промежуточным градиентным слоем, сформированным при сплавлении проволок двух составов в разных соотношениях. Для микроструктуры той части образцов, которая соответствует стали 08Х18Н10Т без добавления нихромового сплава, характерны столбчатые крупные аустенитные зерна (γ-фаза) с небольшим количеством дендритов δ-феррита (около 20%). Добавление сплава Х20Н80-Н подавляет формирование δ-фазы при аддитивном росте стали 08Х18Н10Т, и основная часть градиентного образца имеет аустенитную крупнокристаллическую структуру. При высоком содержании нихромового сплава в структуре стали формируются частицы интерметаллидных фаз. Стабилизация аустенитной структуры нержавеющей стали 08Х18Н10Т при добавлении сплава Х20Н80-Н обсуждается с точки зрения изменения хромоникелевого эквивалента и механизма кристаллизации в ванне расплава при аддитивном производстве.

Microstructure and phase composition of the gradient material “stainless steel/Cr-Ni alloy” produced by electron-beam ad.pdf Введение Электронно-лучевое аддитивное производство (ЭЛАП) является одним из наиболее перспективных методов создания деталей машин и механизмов различного назначения [1, 2]. В отличие от традиционных способов, производство материалов методом ЭЛАП основано на послойном осаждении материала на подложку по заданной трехмерной компьютерной модели [3, 4]. Данный способ изготовления и обработки материалов привлек значительное внимание исследователей благодаря ряду своих преимуществ: относительно невысокой стоимости и высокой производительности производства, возможности быстрого прототипирования и изготовления изделий сложной формы [1, 3, 5]. В настоящее время металлические изделия, изготовленные методом 3D-печати, широко используются в различных отраслях современной промышленности: космической, медицинской, авиа- и машиностроении [6, 7]. Один из перспективных материалов, применяемых в аддитивном производстве, - аустенитные нержавеющие стали [8-10]. Хромоникелевые стали аустенитного класса обладают хорошей свариваемостью и высокой коррозионной стойкостью, они находят широкое применение в медицине, авиакосмической, атомной и многих других отраслях промышленности [11]. Стальные конструкции, созданные методом ЭЛАП, обладают рядом недостатков по сравнению с аналогами, полученными традиционными методами литья, термомеханических обработок и металлообработки. В частности, для хромоникелевых сталей аустенитного класса характерны анизотропия зеренной структуры, присутствие вторичных фаз и δ-феррита, образование которого связано с неравновесными условиями кристаллизации и обеднением состава заготовки по никелю в ходе ЭЛАП-процесса [12]. Все это негативно сказывается на технологических и механических свойствах аддитивно-произведенных аустенитных нержавеющих сталей. Использование различных термических и термомеханических обработок, изменение параметров аддитивного роста и легирование материала такими элементами, как медь, ниобий и молибден, способствуют частичному снижению объемной доли δ-феррита в нержавеющих сталях, выращенных методами нестационарной металлургии [8]. Однако данные способы часто приводят к образованию интерметаллидной σ-фазы и карбидов (карбонитридов), способствующих преждевременному разрушению конструкций, получаемых при аддитивном производстве [8, 13]. Тем не менее именно легирование аустенитообразующими элементами является одним из перспективных способов подавления негативных последствий, связанных с наличием δ-феррита [14, 15]. Данный подход может быть реализован при использовании одновременной подачи двух проволок из аустенитной нержавеющей стали и никеля в ванну расплава при аддитивном производстве с целью избежать обеднения расплава по никелю и стабилизировать аустенитную структуру без формирования нежелательных фаз. Цель настоящей работы - на основе исследования микроструктуры градиентного материала «нержавеющая сталь 08Х18Н10Т/сплав Х20Н80-Н», полученного методом двухпроволочного электронно-лучевого производства, установить влияние соотношения компонент на особенности стабилизации аустенитной фазы и фазовый состав материала. 1. Методика эксперимента В настоящей работе методом электронно-лучевого аддитивного производства были изготовлены стальные заготовки с линейными размерами 110×30×5 мм. При ЭЛАП-процессе происходила одновременная подача двух проволок из аустенитной нержавеющей стали 08Х18Н10Т (Fe-18Cr-10Ni-1Mn-0.8Si-0.08C, мас.%) и сплава Х20Н80-Н (нихромовый сплав, Ni-19Cr-1.2Si- 0.6Mn-0.5Zr-0.05C, мас.%), имеющих диаметр 1.2 мм. Процесс аддитивного производства заготовки осуществлялся при следующих параметрах: ток пучка I = 30 мА, скорость движения луча вдоль наносимого слоя Vb = 2.5 мм/с, развертка пучка эллиптическая 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 была использована пластина из аустенитной нержавеющей стали. При производстве заготовок на подложку первоначально осаждали десять слоев из проволоки 08Х18Н10Т. Далее происходила одновременная подача двух проволок в ванну расплава, сформированную электронным лучом, с постепенным увеличением содержания нихромового сплава (20, 40, 60 и 80 мас.%, всего 32 слоя). Изменение соотношения объема подаваемых проволок регулировали скоростью их подачи в ванну расплава. На последнем этапе формирования заготовок на поверхность сформированной стенки (всего 42 слоя) наносили 8 слоев сплава Х20Н80-Н. Таким образом, в ходе процесса ЭЛАП были получены градиентные заготовки с плавным переходом состава от аустенитной нержавеющей стали к нихромовому сплаву. Для изучения микроструктуры, элементного и фазового состава полученного материала из заготовок вырезали образцы с размерами 2×30×5 мм, представляющие собой поперечный срез градиентной стенки (рис. 1). Все образцы были механически отшлифованы и электролитически отполированы в растворе 50 г CrO3 + 200 г H3PO4. Микроструктуру образцов изучали с помощью сканирующего электронного микроскопа (СЭМ) Zeiss Leo Evo 50, оснащенного приставкой для энергодисперсионной рентгеновской спектроскопии (ЭДС), и просвечивающего электронного микроскопа (ПЭМ) JEOL 2100. Объемную долю δ-феррита определяли с использованием многофункционального вихретокового прибора МВП-2М с пределом обнаружения ферритной фазы 0.2%. 2. Результаты и их обсуждение На рис. 1 представлены СЭМ-изображения образцов для областей с различным соотношением компонент в градиентном материале. Для анализа микроструктуры выделили шесть участков в образце, соответствующих разным соотношениям наплавляемых при ЭЛАП проволок: нижняя (ближняя к подложке) область из аустенитной нержавеющей стали (рис. 1 а), четыре области градиентного материала, сформированного в ходе одновременной подачи аустенитной стали и сплава Х20Н80-Н (рис. 1, б-д), и верхняя область из нихромового сплава (рис. 1 е). Четких дискретных границ между этими областями нет, микроструктура и состав изменяются постепенно в полученном градиентном материале. Согласно результатам микроанализа, нижняя область полученной заготовки имеет химический состав, близкий к составу исходной стальной проволоки (табл. 1, строка А). На СЭМ-изображениях с малым увеличением структура выглядит однородной, наблюдаются крупные аустенитные зерна (рис. 1, а). Объемная доля δ-феррита, измеренная методом магнитофазового анализа, составляет 20%, а на СЭМ-изображениях с большим увеличением и ПЭМ-изображениях выявили дендриты δ-феррита в аустенитных зернах (рис. 2, а и б). Его образование, как уже было ранее установлено в работах [14, 15], обусловлено обеднением состава стали по никелю в процессе ЭЛАП. Сложная термическая история и высокие скорости охлаждения в процессе ЭЛАП также способствуют образованию подобной микроструктуры [3]. В верхней части слоя (А) (рис. 1) при приближении к переходной зоне между нижним слоем, соответствующим составу аустенитной стали, и слоем (Б) с добавлением 20% сплава Х20Н80, наблюдается лишь небольшая доля δ-феррита (видна в нижней части рис. 2, а). Дендритные ламели в этой части образца разорваны и часто представляют собой «строчки», состоящие из сферических частиц δ-фазы. Данные магнитофазового анализа также подтверждают уменьшение доли магнитной δ-фазы в структуре при приближении к области Б, где в расплав подавали две проволоки - сталь и нихромовый сплав (рис. 1, ж). Рис. 1. Схематическое изображение поперечного среза заготовки, полученной методом ЭЛАП, с указанием соотношения компонент в разных слоях (слева) и СЭМ-изображение микроструктуры образцов, вырезанных из разных частей заготовки (сталь 08Х18Н10Т/сплав Х20Н80-Н): а - 100%/0%; б - 80%/20%; в - 60%/40%; г - 40%/60%; д - 20%/80%; е - 0%/100%. Объемное содержание δ-феррита (Vδ) в исследуемом материале в зависимости от расстояния до подложки (ж), измеренное методом магнитофазового анализа Таблица 1 Результаты ЭДС-анализа для разных областей, представленных на рис. 1 (ат.%) Область на рис. 1 Si Ti Cr Fe Ni А 0.88 0.54 18.50 70.25 9.83 Б 1.17 0.50 18.95 63.39 15.99 В 1.13 0.16 19.68 43.24 35.79 Г 1.28 0.20 19.91 42.60 36.01 Д 1.62 0.15 21.29 20.22 56.72 Е 1.91 - 21.53 3.75 72.81 В центральной части образца градиентного материала, соответствующей двухпроволочной подаче материала при ЭЛАП-процессе, с увеличением содержания нихромового сплава происходит постепенное увеличение атомного содержания никеля, хрома и кремния и уменьшение концентрации железа и титана (табл. 1, строки Б, В, Г, Д). Марганец и цирконий не были идентифицированы, вероятно, они связаны в крупные карбиды и сульфиды и не попадали в область ЭДС-анализа при СЭМ-съемках. В исследуемой области заготовки также наблюдается достаточно однородная крупнозернистая структура (рис. 1, б, в, г, д), δ-феррит не образуется (рис. 1, ж, 2, в, г). Это согласуется с данными элементного анализа образцов в табл. 1, которые свидетельствуют о том, что при добавлении 20 и 40% нихромовой проволоки в ванну расплава концентрация никеля в полученном (закристаллизованном) образце составляет 16 и 36% соответственно. При этом концентрация хрома (ферритообразующего элемента) незначительно превышает номинальное содержание в стали 08Х18Н10Т (табл. 1, строки Б, В). Такой состав (19-20% Cr и >15% Ni) характерен для супераустенитных стабильных хромоникелевых сталей [11], и формирования нежелательного δ-феррита при кристаллизации в них не происходит. Увеличение процентного содержания нихромового сплава (до 60 и 80%) в составе аустенитной стали вызывает формирование дендритных сегрегаций в теле аустенитных зерен (рис. 2, д). Таким образом, добавление сплава Х20Н80-Н способствует стабилизации аустенитной фазы в стали 08Х18Н10Т при аддитивном производстве, что позволяет полностью исключить формирование δ-феррита (рис. 1, б-д). На ПЭМ-изображениях, соответствующих областям б-д на рис. 1, наблюдали зерна с контрастом, отличным от аустенитных зерен (рис. 2, г). Их состав обогащен никелем (около 50%), кремнием (30-40%) и цирконием (до 20%), т.е. в градиентной части образца происходит формирование интерметаллидной фазы по типу силицида никеля, легированного цирконием. Но однозначно идентифицировать эту фазу и определить тип ее кристаллической решетки методами ПЭМ не удалось, это требует дальнейших детальных исследований. На СЭМ-изображениях такие частицы также видны в виде крупных включений в теле и по границам зерен (рис. 2, в). Верхняя область ЭЛАП-заготовки, соответствующая подаче только нихромового сплава при ЭЛАП, имеет структуру аустенита с дендритными ликвациями и крупными включениями (рис. 1, е, 2, д, е). Аустенитные зерна, вытянутые вдоль направления роста ЭЛАП-заготовки, содержат интерметаллиды на основе никеля и кремния, а также частицы карбида циркония (рис. 2, д, 3, а). Согласно результатам ЭДС-анализа, представленная на рис. 1, е область обладает наименьшим содержанием железа и содержит максимальные атомные концентрации хрома и никеля (табл. 1, строка Е). Рис. 2. СЭМ- (а, в, д) и ПЭМ-изображения (б, г, е) микроструктуры исследуемой заготовки: а, б - область (А) на рис. 1; в, г - область (Г) на рис. 1; д, е - область (Е) на рис. 1 К настоящему времени выполнено мало исследований по аддитивному выращиванию сплавов системы NiCr. Авторы работы [16] получали заготовки сплава Ni-20%Cr (из порошка марки Metco 43VF-NS) методом селективного лазерного сплавления. Металлографический и рентгенографический анализы указывали на формирование однофазной аустенитной структуры, хотя на рентгенограммах видны слабые линии, отличные от аустенитных. Но формирование вторичных фаз не исследовалось в работе [16]. Согласно результатам ПЭМ- и ЭДС-анализа полученных в настоящей работе образцов (рис. 2, г, 3, табл. 2), крупные частицы являются включениями карбида циркония (ZrC) и интерметаллида на основе NiSiZr. Эти фазы образуются не только в теле зерна, но и вызывают частичное «смачивание» границ зерен (рис. 3, б), которое может вызывать преждевременное разрушение образцов при механических испытаниях [17]. Эти данные свидетельствуют о том, что для получения однофазного аустенитного состояния в сплаве Х20Н80-Н необходимо исключать или снижать концентрацию кремния и циркония, чтобы избежать формирования нежелательных фаз. Рис. 3. ПЭМ-изображение частицы карбида циркония (а) и СЭМ-изображение распределения вторичных фаз в области образца (б) (обозначены стрелками), соответствующей нихромовому сплаву. Состав частицы на рис. (а) приведен в табл. 2 Таблица 2 Элементный состав частицы ZrC, соответствующий области сплава Х20Н80-Н (ЭДС-анализ) на рис. 3, а (ат.%). Данные для углерода завышены из-за особенностей метода ЭДС-анализа Номер спектра C Si Cr Fe Ni Zr Спектр 1 83.57 4.43 0.19 0.10 0.52 11.19 Спектр 2 84.31 3.92 0.13 0.06 0.37 11.21 Спектр 3 84.09 3.59 0.29 0.07 0.59 11.37 Фазовый состав полученного материала хорошо описывается механизмом кристаллизации, основанным на учете соотношения хромового и никелевого эквивалентов (Creq/Nieq) [18, 19] Creq = 1 мас.% Cr + 1 мас.% Mo + 1.5 мас.% Si + 0.5 мас.% Nb, Nieq = 1 мас.% Ni + 0.5 мас.% Mn + 30 мас.% C + 30 мас.% N. Так, при Creq/Nieq < 1.25 (режим А) в процессе кристаллизации происходит формирование аустенитной фазы; при 1.25 < Creq/Nieq < 1.48 (режим А+Ф) происходит преимущественное формирование аустенита и вторичной ферритной фазы; при 1.48 < Creq/Nieq < 1.95 (режим Ф+А) первичной фазой является феррит с последующим формированием аустенита; при Creq/Nieq > 1.95 (режим Ф) происходит формирование только ферритной фазы. Результаты расчетов хромоникелевого эквивалента для различных областей исследуемого градиентного материала приведены в табл. 3, для расчета взяты данные ЭДС-анализа (табл. 1). Механизм кристаллизации в разных областях градиентного образца оказывается различным. Так, в области (А) на рис. 1, соответствующей аустенитной стали, соотношение Creq/Nieq предсказывает формирование двухфазной структуры по механизму (Ф+А), что коррелирует с микроструктурными данными (рис. 2, а, табл. 2). С увеличением процентного содержания сплава NiCr в процессе двухпроволочной подачи в областях Б-Е происходит уменьшение величины Creq/Nieq, что вызывает изменение механизма кристаллизации и стабилизацию аустенитной структуры. Таблица 3 Результаты расчета соотношения хромового и никелевого эквивалентов для разных областей градиентного материала, ожидаемый механизм кристаллизации и полученный фазовый состав Область на рис. 1 Creq/Nieq Механизм кристаллизации Основные фазы А 1.73 Ф+А Аустенит + δ-феррит Б 1.102 А Аустенит В 0.52 А Аустенит Г 0.515 А Аустенит Д 0.353 А Аустенит Е 0.275 А Аустенит Заключение В работе исследовали закономерности формирования градиентного материала, изготовленного методом электронно-лучевого аддитивного производства с использованием одновременной подачи двух проволок - из стали 08Х18Н10Т и сплава Х20Н80-Н. В ходе ЭЛАП-процесса были получены образцы переменного состава, изменяющегося от композиции аустенитной нержавеющей стали до сплава Х20Н80-Н. Экспериментально показано, что при соотношении объемов проволок нихромового сплава и стали 20%/80% происходят полная стабилизация аустенитной структуры в стали и подавление формирования δ-феррита, характерного для аддитивно-произведенных стальных заготовок. Несмотря на это, добавление нихрома в ванну расплава при аддитивном росте аустенитной нержавеющей стали способствует образованию заметного количества интерметаллидных фаз и карбидов циркония, вызывающих «смачивание» границ зерен в тех областях градиентного материала, где соотношение компонент «сталь 08Х18Н10Т/сплав Х20Н80-Н» мало. Авторы работы выражают благодарность к.ф.-м.н. В.Е. Рубцову и к.ф.-м.н. С.Ю. Никонову за помощь в получении образцов.

Ключевые слова

микроструктура, феррит, нержавеющая сталь, аустенит, аддитивные технологии

Авторы

ФИООрганизацияДополнительноE-mail
Реунова Ксения АндреевнаИнститут физики прочности и материаловедения СО РАНаспирантка, мл. науч. сотр. ИФПМ СО РАНreunova.ksenya@mail.ru
Астафурова Елена ГеннадьевнаИнститут физики прочности и материаловедения СО РАНд.ф.-м.н., доцент, зав. лабораторией ИФПМ СО РАНelena.g.astafurova@ispms.ru
Москвина Валентина АлександровнаИнститут физики прочности и материаловедения СО РАНаспирантка, мл. науч. сотр. ИФПМ СО РАНvalya_moskvina@mail.ru
Астафуров Сергей ВладимировичИнститут физики прочности и материаловедения СО РАНк.ф.-м.н., ст. науч. сотр. ИФПМ СО РАНsvastafurov@gmail.com
Панченко Марина ЮрьевнаИнститут физики прочности и материаловедения СО РАНаспирантка, мл. науч. сотр. ИФПМ СО РАНpanchenko.marina4@gmail.com
Мельников Евгений ВасильевичИнститут физики прочности и материаловедения СО РАНмл. науч. сотр. ИФПМ СО РАНmelnickow.jenya@yandex.ru
Колубаев Евгений АлександровичИнститут физики прочности и материаловедения СО РАНд.т.н., зав. лабораторией, директор ИФПМ СО РАНeak@ispms.tsc.ru
Всего: 7

Ссылки

Sindo K. Welding Metallurgy. - 2nd ed. - N.Y.: Willey, 2003.
Straumal B.B., Kucheev Y.O., Efron L.I., et al. //j. Mater. Eng. Perf. - 2012. - V. 21. - P. 667-670.
Suuatala N., Takalo T., Moisio T. // Metall. Trans. A. - 1979. - V. 10. - P. 512-514.
Moskvina V.A., Melnikov E.V., Astafurov S.V., et al. // Mater. Lett. - 2021. - V. 305. - P. 130863.
Song B., Dong S., Coddet P., et al. // Mater. Des. - 2014. - V. 53. - P. 1-7.
Cristobal M., San-Martin D., Capdevila C., et al. //j. Mater. Res. Technol. - 2018. - V.7(4). - P. 450-460.
Moskvina V.A., Melnikov E.V., Panchenko M.Yu., et al. // Mater. Lett. - 2020. - V. 277. - P. 128321.
Tarasov S.Yu., Filippov A.V., Shamarin N.N., et al. //j. Alloys Compd. - 2019. - V. 803. - P. 364-370.
Lo K.H., Shek C.H., Lai J.K.L. // Mat. Sci. Eng.: R: Reports. - 2009. - V. 65. - P. 39-104.
Astafurova E.G., Astafurov S.V., Reunova K.A., et al. // Phys. Mesomech. - 2021. - V. 24(3). - P. 5-16.
Ding D., Pan Z., Cuiuri D., Li H. // Int. J. Adv. Manuf. Technol. - 2015. - V. 81. - P. 465-481.
Chen X., Li J., Cheng X., et al. // Mat. Sci. Eng. A. - 2018. - V. 715. - P. 307-314.
Astafurova E.G., Panchenko M.Yu., Moskvina V.A., et al. //j. Mater. Sci. - 2020. - V. 55.- P. 9211-9224.
Bajaj P., Hariharan A., Kini A., et al. // Mater. Sci. Eng. A. - 2020. - V. 772. - P. 138633.
Cunningham C.R., Flynn J.M., Shokrani A., et al. // Add. Manuf. - 2018. - V. 22. - P. 672-686.
Астафурова Е.Г., Реунова К.А., Астафуров С.В. и др. // Изв. вузов. Физика. - 2021. - Т. 64. - № 7. - С. 10-17.
Ding D., Pan Z.I., Cuiuri D., Li H. // Int. J. Adv. Manuf. Technol. - 2015. - V. 81. - P. 465-481.
Frazier W.E. // Metal Additive Manufacturing. A. Rev. J. Mater. Eng. Performance. - 2014. - V. 23(6). - P. 1917-1928.
Li N., Huang S., Zhang G., et al. //j. Mater. Sci. Technol. - 2019. - V. 35. - P. 249-269.
 Микроструктура и фазовый состав градиентного материала «нержавеющая сталь 08Х18Н10Т/сплав Х20Н80-Н», полученного методом электронно-лучевого аддитивного производства | Известия вузов. Физика. 2022. № 5. DOI: 10.17223/00213411/65/5/9

Микроструктура и фазовый состав градиентного материала «нержавеющая сталь 08Х18Н10Т/сплав Х20Н80-Н», полученного методом электронно-лучевого аддитивного производства | Известия вузов. Физика. 2022. № 5. DOI: 10.17223/00213411/65/5/9