Анализ процесса обработки заготовки из мартенситной нержавеющей стали 40X13, полученной методом проволочного электронно-лучевого аддитивного производства

Введение

В последние годы проволочное электронно-лучевое аддитивное производство (Wire Electron Beam Additive Manufacturing – WEBAM) активно развивается благодаря высокой (до 2500 см³/ч) скорости наплавки и отличным свойствам получаемых материалов (высокая прочность и устойчивость к усталости) [1 – 6]. Кроме того, технология WEBAM обеспечивает гибкость производства (диаметр проволоки от 0,5 мм) и позволяет синтезировать материалы с заданным содержанием фаз (никель-алюминиевые сплавы) [7].

Однако в отличие от традиционных литья и ковки, тепловые процессы в аддитивном производстве более сложные, что приводит к неопределенности механических свойств напечатанных деталей. Исследования нержавеющей стали 10X12N10T показали, что высокая плотность дислокаций и межметаллических соединений в межслойных границах приводят к повышению прочности деталей [8]. Изучение условий теплоотвода при наплавке стали 308LSi показало, что при использовании меди в качестве охлаждающей среды твердость на 5 % выше, чем при использовании воздуха, а твердость верхней части образца на 8 % выше, чем нижней [9]. При изготовлении тонкостенных деталей формируется столбчатая кристаллическая структура, что приводит к анизотропии механических свойств материала: разница в прочности между продольным и поперечным направлениями достигает 70 МПа [10]. Кроме того, из-за высокого тепловложения качество поверхности печатных деталей, изготавливаемых по технологии WEBAM, снижает качество поверхностей при традиционных методах обработки, таких как фрезерование и точение [11; 12]. Мартенситная нержавеющая сталь 40X13 (аналог AISI 420) получила широкое распространение в производстве крупных деталей со сложной формой благодаря относительно низкой стоимости, умеренной коррозионной стойкости, а также высокой прочности. Однако ее высокая твердость снижает обрабатываемость и приводит к интенсивному износу инструмента [13]. Кроме того, из-за высокой чувствительности мартенситной стали к изменению температуры, а также направленности температурного градиента в процессе наплавки, образцы демонстрируют анизотропию микроструктуры и механических свойств [14; 15]. Это еще больше увеличивает неопределенность при обработке мартенситной стали.

Применяемый в настоящей работе метод Тагучи (Taguchi Method) является методом оптимизации экспериментов, который вводит концепцию соотношения сигнал/шум (Signal-to-Noise Ratio, SNR) и ортогональные массивы (Orthogonal Arrays) для определения оптимальной комбинации параметров [16 – 20].

Целью настоящей работы являлось проведение анализа микроструктуры и микротвердости образцов из мартенситной нержавеющей стали 40Х13, наплавленных методом WEBAM, в различных направлениях и областях, а также исследование их обрабатываемости с использованием метода Тагучи.

Методика эксперимента

Образцы наплавляли на разработанном и изготовленном в Томском политехническом университете оборудовании для проволочного электронно-лучевого аддитивного производства (печати). В качестве присадочного материала использовалась проволока диаметром 1,2 мм из мартенситной нержавеющей стали 40X13 следующего состава, мас. %: 0,41 C, 13,2 Cr, 0,53 Si, 0,51 Ni, 0,49 Mn, 0,017 S, 0,021 P, остальное – железо. Подложка была изготовлена из того же материала (стали 40X13). Размеры образцов составляли 70×15×14 мм (длина×ширина×высота). Параметры печати: ускоряющее напряжение 40 кВ, ускоряющий ток 21 мА, диаметр сканирующего пучка 3 – 5 мм, скорость подачи проволоки 1050 мм/мин, угол подачи проволоки 45°. Печать осуществлялась в вакууме с давлением 5·10^–3 Па.

Исследования микроструктуры проводились с использованием металлографического микроскопа BIOMED MMP-1 и методом сканирующей электронной микроскопии на растровом микроскопе JEOL JSM 6000. Измерение микротвердости образцов было проведено с использованием твердомера EMCO-TEST DuraScan-10. Время удержания нагрузки составляло 10 с.

Обрабатываемость образца оценивалась по силам фрезерования. Эксперименты по обработке выполнялись на станке с ЧПУ EMCO CONCEPT Mill 155. Силы измерялись с использованием динамометра Kistler 9257 V (Швейцария). В программном обеспечении динамометра, предназначенного для измерения сил при токарной обработке, отображаются составляющие силы F_x, F_y и F_z, соответственно равные силам фрезерования P_h, P_v и P_x (рис. 1). Для обработки использовалась концевая фреза диаметром 8 мм с четырьмя зубьями производства компании GESAC. Угол подъема винтовой канавки (ω) фрезы составляет 35°, передний (γ) и задний (α) углы соответственно 7° и 5°. Основной материал фрезы – твердый сплав ВК8 (92 % карбида вольфрама и 8 % кобальта как связующего вещества). На поверхности фрезы износостойкое покрытие AlCrSiN.

Экспериментальные уровни факторов представлены в табл. 1.

Для определения минимальной силы фрезерования использовано отношение сигнал/шум S/N(η):

где P_i – значение силы, измеренное в процессе i-го прохода фрезерования.

Формула для расчета средней силы P_ср при фрезеровании имеет вид:

где x – количество повторений эксперимента.

Результаты эксперимента и их обсуждение

Анализ микроструктуры и механических свойств
образца в различных направлениях

На рис. 2 направление оси OZ соответствует направлению построения наплавки, оси OY – направлению вдоль сварного валика, а оси OX – поперечному направлению относительно сварного валика.

При малом увеличении на плоскостях XOZ и YOZ можно наблюдать зерна аустенита до мартенситного превращения (предыдущие аустенитные зерна), которые имеют столбчатую форму с длинной осью, совпадающей по направлению с осью OZ. Это связано с тем, что в процессе наплавки нижние слои подвергаются многократным тепловым циклам и накапливают тепло, что приводит к формированию основного потока тепла в противоположном направлении наплавки (против направления оси OZ) и явной преимущественной ориентации роста предыдущих аустенитных зерен вдоль оси OZ. Напротив, на плоскости XOY зерна демонстрируют равноосную форму. Это объясняется тем, что высокая скорость наплавки и низкое тепловложение подавляют рост зерен в направлении OY, выравнивая условия теплоотвода в направлениях OX и OY. Это способствует тому, что скорость роста зерен становится одинаковой в направлениях OX и OY и приводит к формированию равноосных зерен. Кроме того, степень коррозии отдельных предыдущих аустенитных зерен практически одинакова, однако между разными зернами степень коррозии разная. Это может быть связано с различными степенью и формой мартенситных превращений, вызванных сегрегацией элементов при высоких скоростях охлаждения в процессе наплавки [15].

На рис. 2, б отчетливо видно, что внутри предыдущих аустенитных зерен посредством бездиффузионного фазового превращения сформировалось большое количество игольчатых или пластинчатых структур мартенсита.

Мартенсит внутри предыдущих аустенитных зерен распределен в виде сетчатого переплетения. В различных аустенитных зернах ориентация мартенсита демонстрирует существенные различия. Кроме того, на границах предыдущих аустенитных зерен наблюдается явное трансгранулярное явление, что может быть связано с локальной концентрацией напряжений или градиентами энергии. В плоскостях YOZ и XOZ размеры предыдущих аустенитных зерен практически одинаковы, что дополнительно подтверждает схожесть температурных градиентов вдоль осей XO и OY. В плоскости XOY наличие предыдущих аустенитных зерен меньших размеров приводит к тому, что мартенсит становится более плотным, а средняя длина таких включений – меньше. Такая разница может быть объяснена более быстрым охлаждением вдоль осей OX и OY или образованием более выраженных градиентов состава в этой плоскости из-за элементной сегрегации, что подавляет укрупнение зерен [21]. Это также приводит к меньшей частоте транскристаллических явлений на границах зерен в плоскости XOY.

Изображение микроструктуры, полученное в результате сканирующей электронной микроскопии образца в плоскости XOZ, представлено на рис. 3. Можно четко наблюдать пластинчатый мартенсит и карбиды. Измеренная твердость образца в плоскости XOZ составляет 504,67 HV_0,1, что значительно ниже твердости закаленного мартенсита 750 HV [21]. Однако толщина слоя пластинчатого мартенсита сравнительно невелика и составляет 1,23 ± 0,56 мкм. Причина такой разницы в твердости заключается в том, что образец подвергся нескольким термическим циклам, в результате чего мартенсит проявил термоактивацию и частично распался, что привело к увеличению содержания остаточного аустенита. Во время наплавления первого слоя материала, благодаря высокой скорости охлаждения, аустенитная фаза быстро превращается в закаленную мартенситную, достигая максимального содержания мартенсита. Однако при наплавлении второго или третьего слоя первый слой остается в зоне термического влияния, что приводит к диффузии углерода на границах между мартенситом и мартенситом либо мартенситом и остаточным аустенитом. В результате часть мартенсита превращается в аустенит. Но атомы хрома затрудняют диффузию углерода, ограничивая разложение мартенсита и вызывая лишь его частичное разложение. Поэтому, несмотря на множественные термические циклы, твердость материала остается значительно выше, чем у аустенитной стали [8].

Твердость образца в разных направлениях показана на рис. 4. Как упоминалось ранее, из-за более высокой скорости охлаждения образца вдоль направлений OX и OY размер предыдущих аустенитных зерен в плоскости XOY меньше, а степень превращения мартенсита выше, что способствует формированию в плоскости XOY более непрерывной и однородной сетчатой структуры, которая эффективно препятствует движению дислокаций, тем самым повышая твердость материала до 539,73 HV_0,1. Напротив, скорость охлаждения вдоль направления OZ ниже, а градиенты температуры вдоль направлений OX и OY схожи, что обусловливает меньшую степень превращения мартенсита в плоскостях XOZ и YOZ. Это облегчает движение и размножение дислокаций на этих плоскостях, вызывая пластическую деформацию материала. В результате твердость на этих двух плоскостях оказывается приблизительно одинаковой и составляет 505,14 и 504,67 HV_0,1 соответственно.

Анализ микроструктуры в различных частях образца

Изображения микроструктуры в различных частях образца показаны на рис. 5. В части, близкой к боковой поверхности образца (рис. 5, а), предыдущие аустенитные межзеренные границы нечеткие, выделившиеся карбидные вкрапления имеют незначительный размер, скопления отпущенного мартенсита мелкие и распределены равномерно. Это связано с тем, что вблизи боковой поверхности образца условия теплоотвода более благоприятны, скорость охлаждения выше, что способствует образованию большого количества мелких мартенситов. При этом повышенная скорость охлаждения также приводит к более выраженному трансгранулярному явлению при мартенситном превращении, в результате чего предыдущие аустенитные межзеренные границы становятся нечеткими. В нижней части образца (рис. 5, б) четко наблюдаются предыдущие аустенитные межзеренные границы и крупные выделившиеся карбидные участки, а также небольшое количество мартенсита. Это связано с тем, что скорость охлаждения в нижней части образца ниже, чем в области, близкой к боковой поверхности, что приводит к менее выраженному проявлению трансгранулярного явления, и, соответственно, наблюдаются четкие предыдущие аустенитные межзеренные границы. Кроме того, поскольку нижняя часть образца в процессе наплавки подвергалась относительно большему количеству термических циклов, количество выделившегося карбида и разложившегося мартенсита увеличилось. В верхней части образца (рис. 5, в) наблюдается микроструктура, отличающаяся от нижней части и части, близкой к боковой поверхности: предыдущие аустенитные межзеренные границы и мартенсит четко видны, а толщина слоя мартенсита больше. Это связано с тем, что верхняя часть образца подвергалась меньшему количеству термических циклов, что приводит к незначительному разложению мартенсита, а его структура четко видна. В то же время по сравнению с частью, близкой к боковой поверхности, скорость охлаждения в верхней части была ниже, что приводит к образованию более толстого слоя мартенсита.

Отпечатки при измерении микротвердости в различных частях образца представлены на рис. 6. В нижней части микротвердость минимальна из-за разложения мартенсита. В части, близкой к боковой поверхности, микротвердость несколько выше, чем в верхней части образца, однако оба значения превышают микротвердость в средней части в плоскости YOZ, показанной на рис. 4. Это связано с тем, что в верхней части образца содержание мартенсита выше, и в части, близкой к боковой поверхности, размер участков мартенсита меньше, что объясняет более высокую твердость. Кроме того, вследствие меньшего размера предыдущих аустенитных зерен микротвердость на плоскости XOY выше, чем на плоскости YOZ в различных частях.

Анализ обрабатываемости по силам фрезерования

С использованием метода Тагучи в настоящей работе исследована обрабатываемость наплавленного методом WEBAM образца из мартенситной нержавеющей стали 40X13 при фрезеровании вдоль направления OX на поверхности XOZ. На основе расчетов по формулам (1) и (2) средние значения экспериментальных результатов и соотношение сигнал/шум приведены в табл. 2.

Формула для расчета среднего отношения сигнал/шум имеет вид:

где m – количество комбинаций параметров при одинаковом уровне данного фактора [19].

Из табл. 2 и 3 видно, что при попутном фрезеровании сила P_h, действующая вдоль направления скорости подачи, меньше, чем при встречном, а cила P_v, действующая перпендикулярно направлению скорости подачи, больше, чем при встречном (рис. 7). Причиной таких изменений является то, что при обработке новой фрезой ведущая тангенциальная сила P_z (вдоль направления скорости резания v) при встречном фрезеровании направлена почти в направлении скорости подачи, а при попутном почти перпендикулярна направлению скорости подачи [14]. Кроме того, из-за высокой твердости мартенситной нержавеющей стали ударная сила на режущую кромку при попутном фрезеровании больше, а низкая пластичность снижает объем материала, вдавливающегося в заднюю поверхность фрезы при встречном фрезеровании, что приводит к уменьшению силы.

Таблица 3. Результаты анализа влияния факторов на отношение сигнал/шум Фактор Уровень среднего значения сигнал/шум \(S{\rm{/}}{N_{{P_{{h_{{\rm{cp}}}}}}}}\) , дБ График фактор – отношение сигнал/шум Ph 1 2 3 А: схема фрезерования –34,83 –41,43 – В: скорость минутной подачи sм , мм/мин –40,43 –39,57 –34,14 С: частота вращения n, об/мин –35,17 –39,57 –39,65 Фактор Уровень среднего значения сигнал/шум \(S{\rm{/}}{N_{{P_{{v_{{\rm{cp}}}}}}}}\) , дБ График фактор – отношение сигнал/шум Pv 1 2 3 А: схема фрезерования –41,88 –37,76 – В: скорость минутной подачи sм , мм/мин –40,43 –42,64 –32,58 С: частота вращения n, об/мин –35,08 –42,64 –41,73 Фактор Уровень среднего значения сигнал/шум \(S{\rm{/}}{N_{{P_{{x_{{\rm{cp}}}}}}}}\) , дБ График фактор – отношение сигнал/шум Px 1 2 3 А: схема фрезерования –26,11 –37,76 – В: скорость минутной подачи sм , мм/мин –27,75 –25,40 –32,58 С: частота вращения n, об/мин –22,76 –25,40 –25,77   Рис. 7. Направление сил Ph , Pv , Pz и Py при попутном фрезеровании (а) и при встречном фрезеровании (б)

По мере увеличения скорости минутной подачи s_м толщина среза a_i и деформация материала увеличиваются, а также повышается температура резания, что приводит к увеличению сил P_h и P_v, при этом их рост замедляется. Кроме того, повышение температуры резания может привести к разложению мартенсита, что еще больше снизит прочность материала и замедлит рост P_h и P_v. При уменьшении частоты вращения n происходит увеличение скорости подачи на зуб s_z, а, значит, и толщины среза a и деформация материала, поэтому силы фрезерования P_h и P_v увеличиваются. Согласно данным табл. 2, осевая сила P_x практически не чувствительна к скорости минутной подачи s_м и частоте вращения n из-за того, что на осевую силу P_x почти не влияет толщина среза. Однако из-за изменений температуры осевая сила P_x может немного изменяться.

Выводы

В настоящей работе исследованы микроструктура и механические свойства образца в разных направлениях. На боковой плоскости образца наблюдаются столбчатые зерна предыдущего аустенита с твердостью около 505 HV_0,1, а на верхней плоскости наблюдаются равноосные зерна с твердостью 539,73 HV_0,1. Микроструктура образца больше соответствует отожженному мартенситу, где можно наблюдать трансгранулярное явление. В связи с множественными термическими циклами его микроструктура больше соответствует отожженному мартенситу.

Исследованы микроструктура и механические свойства образца в различных частях образца. В части, близкой к боковой поверхности, из-за более высокой скорости охлаждения размер мартенсита меньше, а твердость в ней выше и составляет 514,2 ± 5,85 HV_0,1. В нижней и верхней частях четко наблюдаются предыдущие аустенитные межзеренные границы. Поскольку нижняя часть образца подвергалась большему количеству термических циклов, мартенсит разложился, что привело к снижению твердости до 480,49 ± 8,19 HV_0,1. Поскольку верхняя часть образца подвергалась меньшему количеству термических циклов и в ней сохранилось значительное количество мартенсита, твердость остается высокой 512,80 ± 5,25 HV_0,1.

На основе метода Тагучи была исследована обрабатываемость образца. Из-за высокой твердости образца ударное воздействие режущей кромки на обрабатываемую поверхность при попутном фрезеровании приводит к увеличению сил, а из-за низкой пластичности образца уменьшение объема материала, вдавливающегося в заднюю поверхность фрезы, при встречном фрезеровании приводит к уменьшению сил. Из-за уменьшения прочности материала, вызванного повышением температуры, с увеличением скорости подачи на зуб рост сил замедляется.