Электронно-лучевое аддитивное производство композиционного сплава из нержавеющей стали и алюминиевой бронзы: микроструктура и механические характеристики

Введение

Одним из наиболее производительных методов аддитивного производства (АП) является электронно-лучевое аддитивное производства (ЭЛАП) [1 – 3]. В качестве исходного сырья используется металлическая проволока, подача которой осуществляется в фокусное пятно электронного пучка. При плавлении проволоки образуется ванна расплава, далее наносимый слой кристаллизуется [4]. В отличие от порошковых методов ЭЛАП не позволяет изготавливать изделия сложной геометрии с небольшими (до 1 мм) размерами элементов, однако он обладает преимуществами, заключающимися в получении более качественных и бездефектных изделий, чего крайне проблематично достигнуть порошковыми технологиями [5; 6]. При изготовлении изделий методом ЭЛАП процесс протекает в условиях вакуума, что исключает попадание загрязнений в заготовку, окисление и устраняет газовую пористость получаемых материалов [7 – 9].

Аустенитная нержавеющая сталь благодаря своей превосходной коррозионной стойкости, высокотемпературным механическим свойствам и хорошей способности к обработке и сварке широко используется в химическом производстве, машиностроении, при производстве высокотемпературных болтов, ядерных реакторов. Изготовление стальных деталей сложной формы традиционными методами – сложный, дорогостоящий и трудоемкий процесс. Совершенствование АП может значительно ускорить и упростить производство деталей сложной формы, что приведет к снижению себестоимости продукции и положительно скажется на развитии многих отраслей промышленности. Но широкое использование АП ограничено некоторыми проблемами: процессы АП характеризуются высокими температурными градиентами и скоростями охлаждения (зависящими как от этих градиентов, так и от повторных нагревов), что может приводить к формированию неоднородной структуры и фазового состава [10 – 12]. Изделия из нержавеющей стали, полученные селективным лазерным плавлением, анизотропны по структуре и механическим свойствам, что обусловлено высоким отношением ширины ванны расплава к толщине слоя [10 – 12]. Кроме того, такие изделия имеют и недоплавленные частицы порошка [13 – 15]. Избежать таких дефектов возможно при использовании технологии прямого лазерного спекания порошка нержавеющей стали c последующей пропиткой бронзой [16; 17]. Такая технология не только позволяет снизить пористость и повысить плотность образцов, но и приводит к повышению предела текучести и предела прочности изделий.

Получение изделий из нержавеющей стали методом проволочной ЭЛАП позволяет избежать возникновения газовой пористости, однако остаются проблемы с образованием крупных столбчатых зерен вследствие низких скоростей охлаждения. Кроме того, при первичной кристаллизации столбчатых зерен аустенита в междендритных пространствах может кристаллизоваться δ-феррит, наличие которого ухудшает коррозионную стойкость стали [6; 7; 9]. Улучшения механических свойств путем устранения столбчатых зерен и их измельчения в изделиях из нержавеющей стали можно достичь при использовании ультразвука при ЭЛАП [18]. При такой комбинированной технологии достигается снижение содержания δ-феррита на 2 %.

Поскольку существуют большие различия между металлургическими процессами при АП с использованием порошков и проволок, то возникает вопрос об особенностях структурообразования композита при непосредственном введении нержавеющей стали и алюминиевой бронзы в ванну расплава. В связи с этим целью настоящей работы являлось исследование структурно-фазового состояния и механических характеристик композита сталь – бронза, полученного методом электронно-лучевого аддитивного производства с одновременной подачей двух проволок.

Материалы и методы исследования

Методом ЭЛАП были получены заготовки композита сталь – 25 % бронзы размерами 80×120×8 мм. В качестве сырья использовались проволоки диаметром 1,6 мм из нержавеющей аустенитной стали марки 06Х18Н9Т и алюминиевой бронзы марки БрАМц9-2. В качестве подложки использовалась пластина из нержавеющей стали толщиной 10 мм. Схема процесса получения композита сталь – 25 % бронзы представлена на рис. 1. Для получения композита использовалась установка ЭЛАП, оснащенная двумя податчиками проволоки (рис. 1). Параметры наплавки: ускоряющее напряжение пучка 30 кВ; ток пучка изменялся при печати от 77 до 44 мА; скорость перемещения стола составляла 400 мм/мин. Необходимое процентное соотношение стали и бронзы поддерживалось во время наплавки автоматическим регулированием соответствующего соотношения скоростей подачи проволок. Скорость подачи проволок 06Х18Н9Т и БрАМц9-2 составляла 1300 и 250 мм/мин. В итоге был получен композит с объемным соотношением нержавеющая сталь:бронза 75:25.

Для исследования структурно-фазового состава и механических свойств образцы вырезались согласно схеме, представленной на рис. 1. Образцы композита сталь – 25 % бронзы подвергали традиционной пробоподготовке, включающей стадии шлифовки на наждачной бумаге (основа Al₂O₃) и полировки на алмазных пастах (с зернистостью 14/10, 3/2 и 1/0). Для выявления элементов микроструктуры полированную поверхность композита подвергали химическому травлению в реактиве: 30 мл HCl + 5 г FeCl₃–6H₂O + 60 мл H₂O.

Микроструктуру и химический состав образцов исследовали с помощью сканирующего электронного микроскопа (СЭМ, Thermo Fisher Scientific Apreo S LoVac), оснащенного энергодисперсионным спектрометром (EDS). Средний размер зерен определяли методом секущих [19]. Фазовый состав исследовали на рентгеновском дифрактометре ДРОН-7 (CoK_α-излучение). Просвечивающая электронная микроскопия (ПЭM, JEOL-2100) использовалась для выявления микроструктурных особенностей композита. Микротвердость измеряли методом Виккерса на микротвердомере Duramin 5 с нагрузкой 100 г и шагом 1 мм. Испытания на одноосное растяжение проводили на универсальной испытательной машине УТС-110М. Для испытаний на растяжение вырезали лопатки во взаимно перпендикулярных направлениях по схемам, представленным на рис. 1.

Результаты и обсуждение

По данным РФА композит сталь – 25 % бронзы состоит из γ-Fe, α-Fe и α-Cu (рис. 2). Таким образом можно предположить, что в результате сплавления нержавеющей стали и алюминиевой бронзы происходит превращение части аустенита в феррит.

По изображениям структур композита, полученным в режиме обратно-отраженных электронов (BSE) (то есть в режиме фазового контраста), можно видеть, что в микроструктуре композита сталь – 25 % бронзы присутствуют по крайней мере три фазы (рис. 3, а, б). Аустенит представлен светло-серыми дендритами (рис. 3, б). Элементный состав аустенитной фазы пропорционален составу исходной проволоки, но дополнительно обогащен примерно до 6 % Al и до 8 % Cu (ат.) (рис. 3, б; табл. 1, спектры 4 – 7). Средний размер зерен γ-Fe составляет примерно 4,3 мкм.

Светлые области соответствуют твердому раствору на основе меди, что подтверждается картами распределения химических элементов (рис. 3, б, г). Согласно EDS анализу в твердом растворе на основе α-Cu содержится примерно до 2 % Cr, 6 % Fe и 5 % Ni (ат.) (рис. 3, б; табл. 1, спектры 1 – 3). Средний размер зерен α-Cu составляет примерно 3,1 мкм.

Между частицами α-Cu располагаются темно-серые области, соответствующие пересыщенному твердому раствору хрома в α-Fe (рис. 3, б). В процессе перемешивания компонентов в ванне расплава, а также в твердом состоянии атомы никеля могут диффундировать и растворяться в α-Сu. Это хорошо видно из карт распределения химических элементов (рис. 3, е, з), где частицы, принадлежащие ферриту, обедняются никелем (до 4 % (ат.)) и обогащаются хромом (до 22,7 % (ат.)). Средний размер зерен α-Fe составляет 3,3 мкм. По данным РЭМ объемная доля аустенита, феррита и бронзы в композите сталь – 25 % бронзы составляет 40,7, 35,7 и 23,6 % соответственно.

Карты распределения элементов также свидетельствуют о том, что в объеме аустенитных зерен содержатся частицы меди (рис. 3, г), а в областях α-Сu присутствуют атомы никеля (рис. 3, е). Характерно расположение областей с повышенным содержанием атомов хрома на периферии аустенитных зерен, то есть вблизи областей α-Cu (рис. 3, з), которые также обеднены по никелю по сравнению с основным фоном (рис. 3, е). Такое изменение величины хромоникелевого эквивалента происходит вследствие растворения атомов никеля в α-Cu и приводит к образованию твердого раствора на основе феррита.

Более детальное исследование микроструктуры композита сталь – 25 % бронзы методом ПЭМ показало, что внутри частиц α-Fe присутствуют сферические частицы NiAl (рис. 4, а – в). На границе между ферритом и бронзой формируются протяженные частицы NiAl, которые хорошо видны на темнопольном изображении (рис. 4, в). EDS анализ частиц NiAl подтверждает стехиометрический состав данной фазы (рис. 4, а, спектр 2; табл. 2). Средний размер частиц NiAl в α-Fe составляет 44 ± 1,4 нм.

Таблица 2. Данные EDS анализа композита сталь – 25 % бронзы

На рис. 4, д представлен увеличенный фрагмент микроструктуры композита и микродифракция с прослойки между зернами аустенита и феррита. Микродифракция, полученная с прослойки, позволяет идентифицировать наличие ГЦК фазы с параметром решетки a = 3,60 Å, соответствующей как γ-Fe, так и α-Cu. Поскольку анализируемая область содержит большое количество меди (рис. 4, д, спектр 4; табл. 2), можно утверждать, что это твердый раствор на основе меди, обогащенный атомами хрома, железа и никеля. Темнопольное изображение, полученное в рефлексе \(( {\bar 111} )_{\rm{\alpha -Cu}}\) (рис. 4, е), свидетельствует о том, что в γ-Fe присутствуют мелкодисперсные частицы меди. Средний размер этих частиц составляет примерно 40 ± 1,4 нм (рис. 4, е). Эти частицы предположительно могли быть сформированы в γ-Fe за счет уменьшения растворимости меди и выделения атомов меди из пересыщенного твердого раствора γ-Fe при охлаждении.

На рис. 5 представлены профили микротвердости стали марки 06Х18Н9Т и композита сталь – 25 % бронзы. Профиль распределения значений микротвердости стали 06Х18Н9Т скачкообразный, что связано с присутствием достаточно большой доли δ-феррита и неоднородностями дендритной микроструктуры [18]. Значения микротвердости композита сталь – 25 % бронзы в среднем достигают 2,2 ± 0,03 ГПа, что примерно на 0,4 ГПа выше, чем микротвердость стали, полученной ЭЛАП без добавления бронзы. Более высокие значения микротвердости (до 2,9 ГПа) композита сталь – 25 % бронзы связаны с попаданием индентора в зерна аустенита. Более низкие значения микротвердости (до 2 ГПа) соответствуют попаданию индентора на границу ферритно-бронзовых зерен (рис. 5).

Значения механических характеристик композита сталь – 25 % бронзы представлены в табл. 3. Для сравнения, пределы текучести и прочности стали марки 06Х18Н9Т, полученной ЭЛАП без добавления бронзы, составляют примерно 300 и 610 МПа соответственно (табл. 3). Предел текучести и предел прочности композита сталь – 25 % бронзы повышаются до 840 ± 42 и 1200 ± 57 МПа соответственно. При этом значения относительного удлинения композита снижаются незначительно по сравнению с относительным удлинением стали марки 06Х18Н9Т (табл. 3).

Таблица 3. Механические свойства стали
марки 06Х18Н9Т и композита сталь – 25 % бронзы, полученных ЭЛАП

Таким образом, в результате введения расплавов двух проволок в ванну произошло перемешивание и взаимная диффузия компонентов сплавов. Это привело к изменению никельхромового эквивалента и образованию зерен твердого раствора на основе α-Fe в областях γ-Fe, примыкающих к твердому раствору на основе α-Cu. При этом произошло обогащение феррита хромом, что и привело к γ → α-превращению в результате охлаждения. В литературе также встречаются данные, подтверждающие γ → α-превращение при получении композиционных структур сталь – бронза проволочной дуговой аддитивной технологией [19; 20].

Выводы

Проведено исследование структуры и механических свойств композита, полученного при сплавлении 25 % (об.) алюминиевой бронзы БрАМц9-2 с аустенитной нержавеющей сталью в условиях электронно-лучевой аддитивной плавки с одновременной подачей двух проволок. Исследования показали, что в композите сталь – 25 % бронзы формируется бездефектная трехфазная структура, состоящая из аустенита, феррита и бронзы. Преобладающими фазами в композите сталь – 25 % бронзы являются аустенит и феррит, дисперсионно-упрочненные частицами меди и NiAl соответственно. Полученный композит обладает повышенной микротвердостью (на 0,4 ГПа) по сравнению со сталью, полученной ЭЛАП без добавления бронзы. Увеличение предела текучести и предела прочности композита сталь – 25 % бронзы составило в среднем 400 и 600 МПа соответственно.