Закономерности деформационного γ → αʹ мартенситного превращения в аустенитной нержавеющей стали, полученной методом электронно-лучевого аддитивного производства

Введение

Электронно-лучевое аддитивное производство (ЭЛАП) – один из современных промышленных методов создания трехмерных изделий сложной формы на основе цифровой 3D-модели путем послойного нанесения металлической проволоки или порошка с одновременным их расплавлением источником энергии (электронным лучом) [1 – 4]. Процесс изготовления осуществляется в вакуумной камере, это обеспечивает чистоту рабочей среды во время аддитивного производства (АП) и исключает окисление исходного материала (проволоки/порошка), что положительно сказывается на качестве получаемой заготовки. Широкий сортамент и более низкая цена проволоки по сравнению с порошками делают процесс АП менее дорогим, а использование проволок допускает более высокую скорость осаждения материала из-за ограничений скорости подачи порошка в процессе AП. Помимо этого, использование проволочной аддитивной технологии позволяет избежать пористости, присущей материалам, изготовленным порошковыми методами АП.

Среди множества материалов в ЭЛАП процессах активно применяются хромоникелевые аустенитные нержавеющие стали (АНС) как один из наиболее востребованных в разных отраслях промышленности конструкционных материалов [5, 6]. Несмотря на большое количество исследовательских работ, посвященных АП аустенитных нержавеющих сталей [6 – 8], ряд вопросов по получению необходимых эксплуатационных свойств в них не решен. В частности, сложная термическая история и неравновесные условия кристаллизации в процессе AП приводят к формированию анизотропной и неоднородной (двухфазной γ-аустенит + δ-феррит) микроструктуры в сталях этого класса [9 – 11]. Постпроизводственная термическая обработка полученных заготовок [7, 9] или изменение химического состава материала, используемого в АП [12, 13], могут быть применены для улучшения структуры стальных заготовок, полученных методом ЭЛАП, но они не позволяют полностью устранить два основных недостатка таких материалов: анизотропию зеренной структуры и достаточно высокую долю δ-феррита, которая после АП может достигать 20 % [7].

Эксплуатация изделий, полученных методом АП, может быть сопряжена с механическим воздействием. Холодная пластическая деформация АНС вызывает образование разного рода деформационных дефектов в структуре и часто сопровождается γ → ε, γ → ε → αʹ или γ → αʹ мартенситными превращениями [14 – 16]. Индуцированный деформацией мартенсит способствует изменению механических свойств стали, что проявляется в увеличении коэффициентов деформационного упрочнения и достижении повышенных прочностных свойств [5, 17, 18]. Известно, что γ → ε → αʹ или γ → αʹ мартенситные превращения в АНС характеризуются сильной ориентационной зависимостью, то есть последовательность, кинетика и сама по себе возможность таких превращений зависят от кристаллографической ориентации монокристалла или зерен в поликристалле (например, текстуры) по отношению к оси нагружения. В работах И.В. Киреевой показано, что γ → ε → αʹ мартенситное превращение в монокристаллах аустенитных хромоникелевых сталей подавлено, если ось растяжения совпадает с кристаллографическим направлением ˂001˃, а кристаллы <111> и <011>, напротив, благоприятно ориентированы для его развития [15]. С использованием текстурированных поликристаллов Д. Гудчайлд [19] также подтвердил ориентационную зависимость развития мартенситного превращения в АНС, хотя он отмечал формирование αʹ-фазы необычной морфологии при растяжении поликристаллов с текстурой <001>. Известно, что в АНС, полученных методом ЭЛАП, формируются вытянутые (столбчатые) зерна, ориентированные вдоль направления роста заготовки, которые имеют преимущественную ориентацию вдоль длинной оси [1 – 4, 6, 20]. Следовательно, характерная для аддитивно-полученных аустенитных нержавеющих сталей анизотропия механических свойств [7, 20] может быть вызвана, в том числе, ориентационной зависимостью деформационного мартенситного превращения в них.

Вопрос деформационного упрочнения и деформационного γ → αʹ мартенситного превращения для сталей, полученных при АП, в литературе не изучен, хотя после анализа становится понятным, что в таких сталях не только δ-феррит, но и текстура могут влиять на деформационное поведение и механические свойства АНС.

В настоящей работе изучали закономерности γ → αʹ фазового превращения в АНС, полученной методом ЭЛАП, в условиях одноосного статического растяжения при комнатной температуре и температуре кипения жидкого азота (в условиях вялой и быстрой кинетики мартенситных превращений). Ось растяжения образцов была выбрана таким образом, чтобы избежать растяжения вдоль кубической ориентации, то есть рассмотреть деформационное упрочнение аддитивно-полученной стали в условиях, когда деформационное мартенситное превращение не подавлено.

Цель работы – установить влияние содержания δ-феррита на кинетику γ → αʹ фазового превращения в АНС, полученной методом ЭЛАП.

Методика эксперимента

Методом проволочного электронно-лучевого аддитивного производства с использованием проволоки (диаметром 1,2 мм) из АНС марки 06Х19Н9Т была сформирована заготовка (стенка) с линейными размерами 110×35×8 мм. В качестве материала подложки использовали пластину из АНС марки 08Х18Н9, в процессе роста пластину принудительно не охлаждали. Процесс ЭЛАП проходил в вакууме (10^–3 Па) при следующих параметрах: I = 45 мА – сила тока; U = 30 кВ – напряжение; развертка луча 4,5×4,5 мм; V_п = 3,6 мм/с – скорость подачи проволоки; частота сканирования 1 кГц.

Одну часть стальных образцов исследовали в состоянии после ЭЛАП без постпроизводственной обработки (далее обозначены как АП). Другую часть образцов подвергали термической обработке, заключающейся в выдержке при температуре 1100 °С в течение 1 ч и закалке в воду комнатной температуры (обозначены АП + ТО). Перед исследованиями структуры и механическими испытаниями образцы были механически отшлифованы (с использованием наждачной бумаги разной зернистости) и электролитически отполированы в растворе 25 г CrO₃ + 200 мл H₃PO₄.

Для проведения испытаний на растяжение из полученной стенки были вырезаны плоские образцы в форме двойных лопаток с размерами рабочей части 12×2,6×1,4 мм. Механические испытания проводили методом одноосного статического растяжения на механической установке Instron 1185 с начальной скоростью деформации 5·10^–4 с^–1 при температурах (Т_д/Т_d) 23 и –196 °С (температура кипения жидкого азота). Ось растяжения образцов совпадала с направлением осаждения слоев (перпендикулярно направлению роста стенки).

Рентгенофазовый (РФА) и рентгеноструктурный (РСА) анализы проводили на дифрактометре ДРОН 7 (Буревестник) с использованием CoK_α-излучения. Для рентгеновского анализа плоские образцы вырезали перпендикулярно направлению осаждения проволоки с целью установить фазовый состав стали и выявить текстуру вдоль оси растяжения образцов. Параметр кристаллической решетки фаз определяли путем экстраполяции зависимости величин (a_hkl), определенных для каждой рентгеновской линии с индексами (hkl), от функции (cosθ cotθ).

Структуру образцов изучали с использованием метода световой микроскопии (CМ) на металлографическом микроскопе Альтами МЕТ 1С.

Объемную долю магнитной фазы (V_мф/V_mp, δ-феррит + αʹ-мартенсит) определяли методом магнитофазового анализа (МФА) с использованием ферритометра МВП-3 (Кропус). Диаметр площади контакта датчика ферритометра, взаимодействующего с образцом при измерении, составляет 1 мм, а анализируемый объем представляет собой полусферу диаметром примерно 5 мм. Для построения диаграмм распределения магнитной фазы по рабочей части образца выполняли измерение с шагом 2 мм для перекрытия областей анализа и построения непрерывной зависимости. Для выявления зависимости содержания деформационного мартенсита в структуре стали от степени деформации измерения проводили на образцах, растянутых до разных степеней пластической деформации, с шагом 10 %.

Для сопоставления данных для образцов аддитивно-изготовленной стали с аналогичными образцами, полученными традиционными методами литья и термообработки, все исследования были проведены также для промышленных образцов стали 12Х18Н10Т, закаленных в воду после выдержки при 1050 °С в течение 1 ч (размер аустенитного зерна составляет 23 мкм [21], по тексту такие образцы обозначены как литые). В литых образцах стали 12Х18Н10Т доля δ-феррита составляет менее 1 %.

Результаты эксперимента и их обсуждение

Структура и фазовый состав АНС, полученной ЭЛАП

На рис. 1, а представлены рентгенограммы для образцов в исходном (АП) и обработанном (АП + ТО) состояниях. Рентгенограммы содержат дифракционные линии, соответствующие γ-аустениту и δ-ферриту. Соотношение интенсивностей рентгеновских линий указывает на формирование поликристаллической структуры с текстурой <111> в направлении, перпендикулярном плоскости образца, для которого получена рентгенограмма. Этот экспериментальный факт свидетельствует о «благоприятном» типе текстуры для развития γ → ε → αʹ мартенситных превращений в полученных методом ЭЛАП образцах, подготовленных для растяжения [15, 19].

Образцы АП имеют преимущественно аустенитную структуру с небольшой долей δ-феррита: 13,7 ± 0,2 % по данным МФА. Параметры кристаллической решетки аустенита и феррита: a_γ = 3,5935 ± 0,0002 Å и a_δ = 2,8720 ± 0,0004 Å. После термообработки интенсивности ферритных пиков уменьшаются, что указывает на уменьшение объемной доли этой фазы в образцах AП + ТО по сравнению с АП (рис. 1, а): по данным МФА она снижается до 5,5 %. Параметры решетки аустенитной и ферритной фаз слабо изменяются после отжига: a_γ = 3,5923 ± 0,0003 Å и a_δ = 2,8773 ± 0,0003 Å.

На рис. 1, б, в приведены металлографические изображения микроструктуры образцов в исходном и обработанном состояниях. После аддитивного роста заготовка имеет двухфазную микроструктуру, состоящую из аустенитной матрицы и колоний дендритов δ-феррита (рис. 1, б). Появление δ-феррита и формирование двухфазной (γ + δ)-структуры связано с технологическими особенностями процесса ЭЛАП: сложной термической историей, обусловленной многократным нагревом и охлаждением заготовки [6 – 11]. Также во время осаждения проволоки (расплавление/кристаллизация) ее химический состав обедняется по никелю, что приводит к изменению хромоникелевого эквивалента (Cr_eq/Ni_eq) [7, 22]. Для сталей, близких по составу к исследуемой, в процессе АП при охлаждении сначала кристаллизуется феррит, а затем аустенит, а последняя ступень превращения (γ + δ) → γ не завершена. Подобная дендритная микроструктура характерна для Fe – Cr – Ni сталей, полученных методом 3D-печати [6 – 8].

Постпроизводственная термообработка приводит к изменению морфологии структуры: колонии дендритов δ-феррита частично растворяются, образуя отдельные фрагменты сферической формы (рис. 1, в). То есть постпроизводственная обработка способствует завершению превращения δ → γ, но не позволяет полностью устранить остаточный феррит. Полученные результаты согласуются с данными других публикаций [6 – 11].

Механические свойства и фазовые превращения
при растяжении АНС, полученной методом ЭЛАП

На рис. 2, а, б приведены диаграммы растяжения для исследуемых образцов в инженерных и истинных координатах. При понижении температуры деформации от 23 до –196 °С изменяются вид кривых течения и стадийность пластической деформации. Появление стадии с высоким деформационным упрочнением при пониженной температуре деформации вызвано формированием большой доли мартенситной αʹ-фазы [7, 15].

При комнатной температуре зависимости напряжение – удлинение для исследуемых образцов имеют близкую стадийность, но деформационное упрочнение, удлинение и прочностные свойства различаются. В результате постпроизводственной термической обработки предел текучести (σ_0,2) при комнатной температуре испытания для образцов АП снижается, предел прочности (σ_в) повышается, а пластичность (δ) уменьшается на 20 % (рис. 2, а, б, кривые 2, 3; таблица). При этом при Т_д = –196 °С исследуемые образцы (независимо от содержания феррита) обладают близкими значениями удлинения до разрушения и σ_в, но величина предела текучести также уменьшается после термообработки (рис. 2, а, б, кривые 5, 6; таблица).

Большие значения предела текучести и меньшее относительное удлинение до разрушения образцов АП (рис. 2, а, б; таблица) по сравнению с образцами АП + ТО вызвано повышенным содержанием δ-феррита (13,7 % против 5,5 %), так как γ-фаза более пластична и обладает меньшими прочностными свойствами [23]. Это также вызвано уменьшением доли межфазных границ, которые препятствуют движению дислокаций при деформации, тем самым увеличивается длина свободного пробега дислокаций в аустенитных зернах [7]. Форма диаграммы растяжения, пластичность и коэффициенты деформационного упрочнения у образцов АП + ТО близки к таковым, полученным для литых образцов с аустенитной структурой (рис. 2, а – в, кривые 1, 3; таблица). Несмотря на это, предел текучести образцов АП + ТО существенно ниже, чем у литых аналогов, что вызвано, вероятно, различиями в зеренной структуре образцов: размер аустенитных зерен литой стали значительно меньше (23 мкм [21]), чем у аддитивно-произведенной. Аустенитные зерна ЭЛАП стали вытянуты вдоль направления роста заготовки и их размеры составляют 50 – 100 мкм в поперечном сечении и 150 – 500 мкм в длину.

При комнатной температуре деформации стадийность пластического течения и деформационное упрочнение слабо зависят от фазового состава стали и метода ее изготовления (рис. 2, в, кривые 1 – 3).

При Т_д = –196 °С присутствие небольшой доли феррита в образцах АП + ТО влияет на деформационное упрочнение стали только на ранних стадиях пластического течения (при ε ˂ 15 %), но при ε > 15 % стадийность пластического течения и деформационное упрочнение литых (однофазных) и образцов АП + ТО одинаковы (рис. 2, в, кривые 4, 6). На стадии активного развития МП при ε > 15 % у образцов АП наклон зависимостей dθ/dε ниже, чем у литых и образцов АП + ТО (рис. 2, в, кривые 4 – 6). То есть, при близкой стадийности пластического течения (рис. 2, а, б, кривые 4 – 6), когда в сталях данного класса активируется деформационный γ → ε, γ → ε → αʹ или γ → αʹ фазовый переход, при одинаковых степенях деформации коэффициент деформационного упрочнения в образцах АП с большой долей δ-феррита ниже, чем в образцах двух других типов с преимущественно аустенитной структурой.

Пластическая деформация АНС осуществляется путем дислокационного скольжения, двойникования и деформационно-индуцированных γ → ε, γ → ε → αʹ или γ → αʹ МП [5, 14, 15]. Зарождение αʹ-мартенсита деформации происходит преимущественно на дефектах структуры, образовавшихся в исходной аустенитной фазе при пластической деформации: в области скопления дислокаций, на пересечении двойников и полос локализованной деформации, полос сдвига и двойников в нескольких системах, на пересечении полос сдвига и пластин ε-мартенсита [14, 15, 24 – 27]. Среди перечисленных фаз (γ, ε, αʹ, δ) δ-феррит и αʹ-мартенсит являются ферромагнитными, следовательно, их объемную долю можно измерить методом МФА.
На рис. 3 приведены данные об объемной доле и распределении магнитной фазы (δ-феррит + αʹ-мартенсит) в образцах АП и АП + ТО в зависимости от степени и температуры деформации при растяжении. Так как содержание δ-феррита при деформации не изменяется, то увеличение объемной доли магнитной фазы с деформацией обусловлено ростом содержания αʹ-мартенсита (V_αʹ) в структуре стали.

Как видно из рис. 3, а, в, величина V_мф монотонно увеличивается с ростом степени пластической деформации при комнатной температуре: то есть пластическая деформация сопровождается формированием деформационного αʹ-мартенсита. До ε = 30 % (комнатная температура деформации) наблюдается квазиоднородное распределение феррита по длине рабочей части образцов АП и АП + ТО. При δ = 40 % величина V_мф в центре образца АП заметно возрастает (рис. 3, в), а на кривой распределения V_мф по длине рабочей части образца можно выделить область с повышенным содержанием феррита, в которой впоследствии формируется макроскопическая шейка, предшествующая разрушению. Образцы АП + ТО при комнатной температуре деформируются до больших степеней пластической деформации, поэтому общее содержание δ- и αʹ-фаз в них после разрушения больше, чем в разрушенных образцах АП (рис. 3, а, в). Но до ε = 30 % оба типа образцов (АП и АП + ТО) обладают близкой кинетикой деформационного γ → αʹ мартенситного превращения при Т_д = 23 °С, хотя доля деформационного мартенсита в образцах АП + ТО немного выше. При ε = 30 % в образцах АП и АП + ТО формируется примерно 10 – 12 % деформационного αʹ-мартенсита, что и обусловливает близкие значения коэффициентов деформационного упрочнения (также близких к данным для литой стали). Следовательно, в условиях деформирования при Т_д = 23 °С присутствие δ-феррита слабо влияет на кинетику γ → αʹ мартенситного превращения, стадийность пластического течения и скорость деформационного упрочнения при растяжении образцов, полученных методом ЭЛАП, но формирование двухфазной структуры (γ + δ) обеспечивает более высокие прочностные свойства аддитивно-полученных образцов.

В образцах, растянутых при температуре кипения жидкого азота (–196 °С), существенный рост значений V_мф наблюдается с ранних степеней пластической деформации (рис. 3, б, г). Это находится в соответствии с ранее описанными закономерностями деформационного упрочнения сталей аустенитного класса при развитии γ → αʹ-превращения [28]. На стадии роста упрочнения с деформацией θ(ε) (при деформации от 10 до 30 %) (рис. 2, в) происходит быстрый рост содержания αʹ-фазы в структуре аддитивно-полученных образцов (рис. 3, б, г), а при больших степенях деформации происходит снижение коэффициента упрочнения и содержание αʹ-мартенсита увеличивается незначительно. При близких величинах общего удлинения для двух типов образцов кинетика γ → αʹ мартенситного превращения в АП + ТО более быстрая (стадийность упрочнения и значения коэффициентов упрочнения близки к данным для литой стали), доля αʹ-фазы больше и θ(ε) выше, чем в АП-образцах. Формирование большей величины V_αʹ в АП + ТО-образцах, вероятно, вызвано большей долей γ-фазы, то есть большим объемом материала, в котором реализуется мартенситное превращение. То есть, при пониженных температурах, когда кинетика деформационного фазового перехода быстрая, даже небольшое увеличение содержания δ-феррита может приводить к ослаблению кинетики деформационного мартенситного перехода и вызывать снижение деформационного упрочнения стали, произведенной методом АП.

Выводы

В работе изучены деформационное поведение и кинетика γ → αʹ деформационного фазового превращения в нержавеющей хромоникелевой стали, полученной методом электронно-лучевого аддитивного производства, в условиях одноосного статического растяжения при комнатной температуре и температуре кипения жидкого азота. Изготовленная методом 3D-печати сталь обладает двухфазной структурой, состоящей из аустенитной матрицы и дендритных колоний δ-феррита (примерно 14 %). Стандартная для АНС термообработка (1100 °С в течение 1 ч с закалкой в воду) обеспечивает 2,5-кратное уменьшение объемной доли феррита.

Экспериментально показано, что независимо от температуры деформации повышенное содержание δ-фазы способствует росту предела текучести аддитивно-полученных образцов. Пластическая деформация всех исследуемых образцов сопровождается формированием деформационного αʹ-мартенсита, объемная доля которого возрастает с увеличением степени пластической деформации. При комнатной температуре деформации кинетика деформационного γ → αʹ-превращения вялая, при этом стадийность пластического течения и величина деформационного упрочнения при растяжении слабо зависят от содержания δ-феррита в структуре стали, полученной методом аддитивных технологий. При низкотемпературной деформации, когда наблюдается быстрая кинетика деформационного γ → αʹ-превращения, деформационное упрочнение и кинетика мартенситного превращения слабее в образцах стали с большей объемной долей δ-феррита. Полученные экспериментальные данные свидетельствуют в пользу того, что в аустенитных хромоникелевых сталях, полученных методами аддитивного производства, формирование значительной доли δ-феррита может изменять кинетику деформационных фазовых переходов и снижать деформационное упрочнение стали.