Исследование структуры и анизотропии механических свойств стального изделия, полученного методом послойной электродуговой проволочной 3D-печати

Введение

Аддитивное производство изделий и восстановление с помощью этой технологии деталей машин активно развиваются последние несколько десятилетий [1]. Аддитивные технологии востребованы в авиационной, космической промышленности, медицине, машиностроении. Их применение экономически оправдано при изготовлении прототипов и малосерийном производстве изделий. Уникальность и незаменимость аддитивных технологий наиболее ярко раскрываются при создании деталей со сложной внутренней геометрией, где требуются добавление внутренних ребер жесткости, создание систем каналов внутри изделия или изготовление деталей с наименьшими потерями дорогостоящего сырья [2]. В настоящее время можно выделить следующие технологии аддитивного производства металлических деталей: порошковые (селективное лазерное плавление, прямое лазерное выращивание, плазменно-порошковая наплавка) и проволочные (проволочное электронно-лучевое аддитивное производство и проволочное дуговое выращивание (WAAM)) [3].

Наиболее распространенной, высокопроизводительной, экономичной и простой в производстве является технология WAAM в среде защитных газов (GMAW). Эта технология позволяет достигать скорости нанесения материала порядка 4 – 9 кг/ч [4], а также создавать габаритные конструкции.

Технология нанесения материала плавящимся электродом в среде защитных инертных (MIG) или активных (MAG) газов позволяет наплавлять широкий спектр металлов, в том числе осуществлять послойное нанесение труднообрабатываемых сплавов, таких как титановые [5; 6]. В отдельных случаях требуется последующая термическая обработка для получения заданных механических свойств. Каждый слой в процессе 3D-печати претерпевает многократный термический нагрев, затухающий при отдалении от места нанесения нового слоя и уникальный вследствие накопления тепла в стенке при недостаточном его отводе [7]. Таким образом формируется термическая история, сопровождающаяся структурно-фазовыми трансформациями и изменением внутренних напряжений [8]. Неконтролируемое термическое влияние может быть серьезной проблемой для сплавов, требующих многоступенчатой термической обработки [9].

Другой важной проблемой является анизотропия механических свойств. Рост столбчатых кристаллов в процессе 3D-печати, направленный отвод тепла при охлаждении, формирование границ слоев и различия в термическом воздействии на каждый слой приводят к неоднородности механических свойств в разных сечениях изделия [10]. Эта анизотропия механических свойств существенно усложняет процесс конструирования и получения объемных изделий с заданными свойствами.

Целью настоящей работы являлось исследование особенностей формирования структуры при 3D-печати проволокой из конструкционной стали и ее влияния на распределение механических свойств в различных сечениях изделия.

Материалы и методика исследований

Для послойной 3D-печати была использована омедненная проволока ER70S-6 диаметром 1,2 мм. В качестве подложки использовалась близкая по химическому составу сталь марки 09Г2С, предназначенная для изготовления деталей и элементов сварных конструкций. Толщина подложки составляла 10 мм и была выбрана с целью минимизации ее термического искривления при 3D-печати. Химический состав материалов указан в табл. 1.

Для осаждения металлической проволоки была использована установка, состоящая из многоосевого механизированного манипулятора FANUC ARC Mate-100iD (рис. 1, а), работающего совместно со сварочным аппаратом EWM Titan XQ R 400. Нанесение проволоки проводилось в режиме GMAW методом MAG в смеси углекислого газа и аргона в соотношении 82 % Ar и 18 % СО₂. Предварительно, в соответствии с заданными производителем синергетическими кривыми, были подобраны оптимальные параметры 3D-печати, которые обеспечивают стабильное горение дуги, минимальное разбрызгивание и ровный наплавленный слой.

Наиболее распространенным фрагментом конструкций является вертикальная стенка. Для ее формирования проводили 3D-печать путем нанесения слоев длиной 100 мм с количеством проходов 50. Слои наносились через равные промежутки времени (30 с) с небольшим смещением (2 мм) по горизонтали для увеличения ширины стенки. Угол наклона сварочной горелки относительно подложки составлял 10° (движение осуществлялось «углом назад»). Расстояние между наконечником горелки и заготовкой составляло примерно 10 – 12 мм.

Схема вырезки образцов из стенки изображена на рис. 1, б. Для микроструктурных исследований был изготовлен поперечный срез стенки (на рис. 1, б выделен серым цветом), который включал и саму подложку, что позволяло провести дополнительный анализ микроструктуры в зоне термического влияния. Исследования структуры образцов проводились с помощью микроскопа Carl Zeiss Axiovert 25 и растрового электронного микроскопа LEO EVO 50 в ЦКП «НАНОТЕХ» ИФПМ СО РАН. Для определения размера ферритного зерна был использован метод подсчета пересечений границ зерен (ГОСТ 5639 – 82). Образцы на растяжение вырезали из подложки и стенки в горизонтальном (из верхней и нижней частей стенки) и вертикальном направлениях относительно направления 3D-печати. Размеры рабочей части образцов в форме двойной лопатки составляли 4,0×1,5×40 мм. Испытания на статическое растяжение проводили на электромеханической машине Instron 5582 со скоростью перемещения подвижного захвата 0,6 мм/мин. Измерения микротвердости выполняли на приборе ПТМ-3 с нагрузкой на пирамидку Виккерса 0,98 Н (100 г).

Результаты исследований

Микроструктурные исследования

После проведения 3D-печати (режим печати GMAW) сформирована стенка. Геометрические характеристики стенки: высота 66 мм; ширина 9,7 – 10,4 мм; углубление в подложку 2 мм; размер зон 1, 2 и 3 составлял 3 (4 %), 35 (52 %) и 30 мм (44 %) соответственно (сумма всех зон больше высоты стенки, так как в зону 3 входит часть проплавленной подложки) (рис. 1, в). При макроанализе внешней поверхности стенки было обнаружено, что в нижней части стенки границы между слоями ровные и четкие (рис. 1, в). Однако в верхней части стенки (примерно с ее середины) формируются «волнистые» границы слоев.

Подложка из стали 09Г2С имела феррито-перлитную структуру с выраженной полосчатостью в направлении прокатки (рис. 2, а). Средний размер ферритного зерна составлял 18 ± 1 мкм. В зоне термического влияния структура стали меняется от бейнитной к феррито-перлитной (рис. 2, б).

В поперечном сечении напечатанной стенки можно выделить три зоны. Ориентировочные размеры каждой из зон показаны на рис. 1, г.

Зона 1 (основание стенки и приграничный слой подложки) по высоте стенки занимает примерно 3 мм и состоит из крупных вытянутых зерен столбчатой формы (рис. 2, г). По границам бывших аустенитных зерен сформировался аллотриоморфный феррит, а внутри зерен – игольчатый феррит.

Зона 2 (средняя часть стенки) составляет по высоте примерно 35 мм и представлена ферритными зернами с включениями перлита (рис. 2, д). Средний размер ферритного зерна в этой зоне в зависимости от высоты стенки изменяется в пределах от 11 ± 1 мкм (нижняя часть зоны 2) до 16,3 ± 2 мкм (верхняя часть зоны 2).

Зона 3 (верхняя часть стенки) составляет примерно 30 мм и состоит из неравноосных ферритных зерен, видманштеттового феррита, отдельных областей с игольчатым ферритом и перлитной составляющей (рис. 2, е). Средний размер ферритных зерен в этой зоне существенно больше и составляет 29,8 ± 2 мкм.

На микроструктурном уровне зоны внутри стенки не имеют четких границ. Переходы между ними происходят плавно и довольно часто занимают существенную часть той или иной зоны.

С помощью растрового электронного микроскопа была более подробна изучена перлитная составляющая и ее распределение в структуре стенки (рис. 2, в, ж – и). В подложке из стали 09Г2С обнаружен пластинчатый перлит с межпластинчатым расстоянием порядка 0,4 ± 0,04 мкм (рис. 2, в). При приближении к границе сплавления со стенкой, в зоне термического влияния сформирован зернистый перлит. Образование зернистого перлита может быть связано с недостаточной аустенитизацией при кратковременном нагреве подложки, что приводит к неоднородной концентрации углерода в аустените.

В зоне 1 участков перлита обнаружено не было. Отдельные частицы цементита и его тонкие прослойки наблюдали вблизи границ бывших аустенитных зерен и игольчатого феррита (рис. 2, ж). В зоне 2 наблюдали зернистый перлит, который распределен по границам ферритных зерен (рис. 2, з).

В зоне 3 распределение перлитной составляющей неоднородно. При удалении от зоны 2 доля зернистого перлита в структуре уменьшается, вместо него формируется пластинчатый перлит (рис. 2, и). Межпластинчатое расстояние в пластинчатом перлите в зоне 3 составляет 0,25 ± 0,03 мкм, что соответствует структуре сорбита. В верхней части стенки (на расстоянии до 3 мм от ее вершины) доля перлитной составляющей снижается.

Измерение микротвердости

Измерение микротвердости проводили в поперечном сечении стенки (рис. 3, а). Начало координат на графике по оси абсцисс соответствует тыльной части подложки (в соответствии с рис. 1, г). Микротвердость материала подложки составляла 1,6 ГПа. В зоне термического влияния (~7 мм) микротвердость сначала резко снижалась до 1,35 ГПа, а потом возрастала до исходных значений микротвердости материала подложки. При приближении к зоне 1 на границе сплавления происходит рост микротвердости. Наиболее высокие значения микротвердости в зоне 1 соответствуют структуре игольчатого феррита (~1,8 ГПа). Из-за малой протяженности этой зоны (рис. 3, а) на графике показана только часть измеренных точек.

В зоне 2 и частично в зоне 3 происходит постепенное снижение микротвердости, при этом в зоне 3 снижение происходило с большей интенсивностью и большим разбросом значений. При приближении к верхней границе стенки наблюдали рост микротвердости (с 1,3 до 1,5 ГПа).

Испытания на статическое растяжение

Испытания на статическое растяжение проведены на образцах, вырезанных в горизонтальном (из нижней и верхней частей стенки) и вертикальном направлениях относительно направления 3D-печати (рис. 1, б). Необходимость испытаний образцов из нижней (зона 2) и верхней (зона 3) частей стенки вызвана как отличием в макрогеометрии слоев (присутствием «волнистости» границ слоев в зоне 3), так и отличиями в микроструктуре в зонах 2 и 3.

В настоящем исследовании подложка и справочные данные по механическим свойствам проволоки ER70S-6 рассматривались как некоторый базовый уровень для оценки механических свойств стенки. Образцы, вырезанные в вертикальном и горизонтальном направлениях (из зоны 3) относительно 3D-печати, демонстрируют самые низкие прочностные характеристики даже по сравнению с материалом подложки (рис. 3, б; табл. 2). При этом, значения предела текучести и предела прочности близки, однако пластичность образцов из вертикального сечения ниже. Образцы из нижней части стенки (зоны 2) имеют более высокие прочностные свойства и наиболее близки к справочным величинам механических характеристик проволоки.

Для образцов, вырезанных из зоны 2 и подложки, характерно наличие широкой площадки текучести, однако для образцов из зоны 3 и вертикального сечения стенки площадка текучести значительно меньше. Разрушение образца из вертикального сечения стенки происходит в наиболее слабом месте образца, соответствующем зоне 3, что хорошо согласуется с результатами вычисления пределов прочности в этих областях стенки.

Обсуждение результатов

Послойная печать изделий приводит к циклическому нагреву и многократным фазовым превращениям нижележащих слоев [11]. По мере увеличения количества проходов 3D-печати происходит накопление тепла в стенке и снижение скорости охлаждения. В результате накопления тепла в стенке со временем (при нанесении нового слоя) происходит его избыточное растекание и искажение. Такое «критическое» накопление тепла начинается примерно с середины стенки, где четко визуализируются «волнистые» границы слоев. Похожий эффект отмечен при 3D-печати стенок в работе [9].

Структура, сформированная в зоне 1, образовалась в результате специфических условий нанесения первых слоев на подложку. Процесс 3D-печати стенки начинали при комнатной температуре на подложке, установленной на массивном металлическом столе. Это позволило существенно увеличить теплоотвод для первых слоев стенки, поэтому вследствие высокой скорости кристаллизации и большого градиента температур происходит эпитаксиальный рост аустенитных зерен (рис. 2, г) [12]. Формирование аллотриоморфного феррита по границам бывших аустенитных зерен свидетельствует о частичном протекании диффузионных процессов. Однако внутри сформирован игольчатый феррит – структура промежуточного бейнитного превращения, типичная для сварных швов [13]. Похожий характер образования структур наблюдали при 3D-печати стенок в работах [7; 14 – 16].

Для последующих слоев теплоотдача была снижена как по причине нагрева подложки, так и за счет уменьшения площади контакта с ней. В результате этого каждый новый слой при 3D-печати приводит к перегреву нижележащих слоев и их перекристаллизации с формированием дисперсных полигональных ферритных зерен и зернистого перлита (рис. 2, д). Формирование зернистого перлита связано с циклическим нагревом слоев и недостаточностью выдержки, что ограничивало время для достаточной гомогенизации аустенита.

При формировании верхней части стенки (зона 3) за счет более высоких температур нагрева нижележащих слоев, снижения скорости охлаждения и достаточной гомогенизации аустенита формируется преимущественно феррито-сорбитная структура с небольшой долей видманштеттового и игольчатого феррита. Аналогичные результаты получены в работах [17; 18]. При этом, чем больше число слоев, и, следовательно, накопления тепла в стенке, тем больше размер ферритных зерен (до 29,8 ± 2 мкм). Самые последние слои стенки из-за прямого контакта с атмосферой охлаждаются с большей скоростью и не подвергаются перекристаллизации в результате повторного нагрева от следующих слоев [19], поэтому в них меньше сорбитных участков и больше доля бейнитной составляющей (видманштеттового и игольчатого феррита). Это объясняет менее выраженную площадку текучести для образцов из зоны 3 и вертикального сечения стенки. Ранее было показано, что при наличии в структуре низкоуглеродистой стали более 20 % бейнитной фазы площадка текучести на диаграмме растяжения полностью исчезает [20]. Еще одной причиной более короткой площадки текучести может быть крупнозернистая структура, поскольку известно, что в мелкозернистых сталях площадка текучести оказывается более протяженной, а предел текучести более высоким, так как контактных сопротивлений на границах зерен в мелкозернистой стали больше, чем в крупнозернистых. Неоднородность деформации на параболической части кривой нагружения образца из вертикального сечения может быть связана с неоднородностью структуры в нем в результате его вырезки из области стенки, содержащей в себе зоны 2 и 3.

Изменения микроструктуры по высоте стенки коррелируют с изменением микротвердости (рис. 3, а). В зоне термического влияния материала подложки наблюдали снижение микротвердости. Это обусловлено тем, что при формировании первых слоев в результате кратковременного разогрева подложки происходит отпуск материала и формируется зернистый перлит. Рост микротвердости в зоне 1 (примерно до 1,8 ГПа) связан с формированием структуры игольчатого феррита. Формирование остаточных напряжений, возникающих при резком отводе тепла [19], может также оказывать влияние на увеличение микротвердости.

В зоне 2 происходит постепенное снижение микротвердости, вызванное формированием феррито-перлитной структуры и увеличением размеров зерен от 11 ± 1 до 16,3 ± 2 мкм вследствие накопления тепла при нанесении слоев и уменьшении скорости охлаждения. Дальнейшее снижение микротвердости в зоне 3 (до 1,3 ГПа) связано с увеличением среднего размера зерна до 29,8 ± 2 мкм. Ближе к вершине стенки, соответствующей последним нанесенным слоям, происходит рост микротвердости (с 1,3 до 1,5 ГПа), вызванный более высокой скоростью охлаждения и формированием большей доли видманштеттового и игольчатого феррита. Граница этого перехода соответствует глубине 4 мм от вершины стенки (зона 3) и сопровождается большим разбросом значений микротвердости. Это связано с формированием структур, значительно отличающихся по микротвердости, например, крупных зерен феррита и областей игольчатого феррита.

Таким образом, наиболее однородный уровень значений микротвердости и наиболее оптимальные механические характеристики наблюдаются в зоне 2. Основными проблемами при формировании участков стенки, приводящими к повышенной микротвердости (зона 1), или, наоборот, к сниженными ее значениям (зона 3), являются слишком высокая скорость охлаждения за счет большой скорости теплоотвода в подложку или сильный перегрев в верхней части стенки вследствие сниженного теплоотвода. Возможными способами решения этих проблем могут быть, во-первых, предварительный подогрев подложки для снижения скорости охлаждения в первых слоях, во-вторых, увеличение временного промежутка перед нанесением каждого слоя с целью охлаждения прежде сформированных слоев до выбранной температуры.

Выводы

Проведены исследования структуры и механических свойств стальной стенки, полученной с помощью электродуговой аддитивной технологии (WAAM) проволокой ER70S-6 на подложке из стали марки 09Г2С.

Из-за быстрого теплоотвода в подложку на начальных этапах 3D-печати в структуре основания стенки (зона 1) формируются крупные аустенитные зерна столбчатой формы, по границам которых в процессе быстрого охлаждения выделяется аллотриоморфный феррит, а внутри них происходит бейнитное превращение с образованием игольчатого феррита; такой тип структуры характеризуется наибольшими значениями микротвердости (до 1,8 ГПа).

Средняя часть стенки (зона 2) состоит из ферритных зерен (с размером от 11 ± 1 до 16,3 ± 2 мкм) с включениями зернистого перлита. Формирование такой дисперсной структуры связано с явлением перекристаллизации при циклическом нагреве и снижением скорости охлаждения в результате накопления тепла при многократных проходах 3D-печати. Вследствие формирования такой структуры микротвердость в зоне 2 ниже (до 1,3 ГПа) по сравнению с микротвердостью в зоне 1.

За счет повышения величины накопленного тепла и перегрева в верхних зонах стенки происходит избыточное «растекание» формирующихся слоев и образование «волнистых» границ (зона 3). В результате воздействия высоких температур и низкой скорости охлаждения формируется крупнозернистая структура (с размером зерен до 29,8 ± 2 мкм), состоящая из участков феррита, сорбита с включениями видманштеттового и игольчатого феррита. В результате в этой зоне микротвердость снижается до 1,3 ГПа.

При проведении статических испытаний на растяжение обнаружена анизотропия механических свойств материала стенки в различных направлениях относительно 3D-печати. Наиболее высокие механические свойства зафиксированы в нижней части стенки (зона 2) для образцов, вырезанных в горизонтальном направлении (σ_0,2 = 340 МПа, σ_в = 470 МПа). В образцах, вырезанных в вертикальном направлении относительно 3D-печати из зоны 3, обнаружены самые низкие прочностные характеристики (σ_0,2 = 260 МПа, σ_в = 425 МПа).