Исследование структуры и свойств синтезированного материала стали системы Fe‒Cr‒Ni‒Co‒Mo, полученного методом селективного лазерного сплавления, после различных термических обработок

Введение

Аддитивное производство – одно из быстро развивающихся направлений в материаловедении. Наиболее широко применяемый метод в аддитивных технологиях – селективное лазерное сплавление (СЛС), которое заключается в послойном введении порций порошка и избирательном плавлении его лазерным лучом [1, 2].

В последнее время актуальным становится производство полного цикла, которое включает: изготовление литой шихтовой заготовки с минимальным содержанием примесей; получение дисперсных металлопорошковых композиций (МПК); разработку электронных моделей, в том числе с применением топологической оптимизации; создание технологий синтеза деталей из МПК с последующей термической и баротермической обработкой; контроль свойств, структуры и качества изготовленных деталей различными методами [3–5].

В аддитивном производстве среди всех используемых сплавов наиболее востребованы мартенситно-стареющие стали, которые обладают уникальным комплексом механических свойств, высоким сопротивлением малым пластическим деформациям, хрупкому и усталостному разрушению, хладо-, тепло- и коррозионной стойкостью [6–11].

Благодаря использованию аддитивных технологий можно создать детали сложной геометрической конфигурации, снизить их массу при сохранении прочностных характеристик, повысить производительность и коэффициент использования материала. Специально для аддитивного производства в 2020 г. в НИЦ «Курчатовский институт» – ВИАМ разработана коррозионностойкая мартенситно-стареющая сталь марки ВНЛ14-ПС (02Х13Н5К9М4, патент № 2751064). Состав этой стали сбалансирован для исключения образования горячих трещин при синтезе, улучшения свариваемости и формирования необходимой структуры, что позволило получить комплекс свойств материала на уровне литых аналогов [12–16]. Для достижения высоких значений механических характеристик для данной стали необходимы наиболее технологичные режимы термической и баротермической обработок [17].

Для оптимизации существующего технологического цикла изготовления заготовок из разработанной мартенситно-стареющей стали, уменьшения вероятности коробления сложнопрофильных деталей, сохранения качества поверхности и снижения стоимости целесообразно рассмотреть альтернативные режимы термической обработки с возможностью исключения или корректировки технологических операций, оказывающих наиболее интенсивное термическое воздействие на синтезированный материал.

Материалы и методы

Для изготовления образцов из синтезированной мартенситно-стареющей стали в вакуумной печи выплавлена литая шихтовая заготовка и определен химический состав. Процесс получения МПК посредством распыления проходил на лабораторном газовом атомайзере. После газодинамической сепарации и рассева проведены исследования химического состава и количества содержания примесей с помощью атомно-эмиссионного спектрометра в потоке плазмообразующего газа и анализаторов (ГОСТ Р 55079, ГОСТ 17745, ГОСТ 12344, ГОСТ 12345 [18–21]), а также определены размеры частиц МПК по дифракции лазерного излучения на лазерном дифракционном анализаторе (ГОСТ Р 8.777 [22]). Для технологических характеристик, таких как насыпная плотность и текучесть, использовали весы, секундомер и воронку Холла с диаметром отверстия 2,5 мм (ГОСТ 19440, ГОСТ 20899).

Проведение СЛС осуществляли в среде азота на установке типа СЛ без подогрева плиты построения. После этого заготовки промаркировали и отделили от плиты построения при помощи ленточной пилы с применением специальной охлаждающей жидкости. Термическую обработку заготовок проводили в камерных печах с защитной атмосферой. Во время старения варьировали такие параметры, как температура и продолжительность выдержки.

Для определения температур фазовых превращений проведена дифференциальная сканирующая калориметрия (ДСК). Нагрев образцов осуществляли со скоростью 10 °С/мин в динамической среде аргона.

Оценку пористости и изучение микроструктуры проводили на оптических микроскопах. Для выявления структуры синтезированного материала травление шлифов проводили электролитическим методом в смеси раствора щавелевой кислоты (С₂Н₂О₄) и сернистого железа в течение короткого времени (15–30 с), а также с помощью химического травления в растворе FeCl₃ + HCl + H₂O. Испытание на растяжение проводили согласно ГОСТ 1497 и ГОСТ 11150 [23, 24]. Измерение намагниченности насыщения осуществляли по методу Штеблейна, дальнейший расчет объемного содержания аустенита по намагниченности насыщения в образцах – по методике ВИАМ. Измерение твердости проводили на универсальном твердомере по ГОСТ 9012 [25].

Результаты и обсуждение

После проведения процесса газовой атомизации расплава получена МПК с шифром 17П, далее проведен химический анализ и определено содержание газовых примесей (табл. 1, рис. 1), а также определены технологические характеристики МПК как до (шифр 17П), так и после процесса СЛС (шифр 17С) (табл. 2, рис. 2).

Использование МПК фракции 10–63 мкм обусловлено требованиями к установке. Исходный металлический порошок имеет высокие показатели сферичности, насыпной плотности и текучести, низкое содержание газовых примесей, которые в совокупности определяют его полную пригодность использования в процессе СЛС.

Проведение исследования МПК (образец шифра 17С) необходимо для возможного повторного вовлечения данного материала в последующих процессах СЛС. Средний размер частиц после проведения процесса СЛС незначительно уменьшился по причине удаления из МПК частиц размером >63 мкм. Крупные частицы, которые не полностью спелись и приобрели несферическую форму, удалялись из основной массы порошка в систему фильтрации посредством потока азота в установке СЛС. За счет уменьшения количества содержания частиц >63 мкм возросло на 3 % (по массе) содержание частиц основной фракции 10–63 мкм. Вследствие сужения диапазона размеров частиц в МПК показатель насыпной плотности увеличился на 5 %, а значение текучести сократилось на 0,5 с.

С помощью однолазерной установки для 3D-печати типа СЛ (мощность 400 Вт; толщина МПК, наносимой за один проход, 30 мкм; размер рабочей зоны 250×250×280 мм) по ранее разработанным режимам процесса СЛС напечатаны экспериментальные образцы (рис. 3). Всего получено 48 образцов, из которых: 8 – для испытаний на ударную вязкость, 26 – для механических испытаний (низкие), 14 – для оценки микроструктуры, а также проведения испытаний на растяжение (высокие). На каждый режим термической обработки использованы два образца – один высокий и один низкий.

Несмотря на то что данная установка обеспечивает возможность работы с тремя типами штриховки: сплошной, дискретно-диагональной и шахматной, в качестве основной выбрана третья из перечисленных. Благодаря стохастическому порядку сплавления отдельных фрагментов (островков), повороту и смещению от слоя к слою направления прохода лазера происходят снижение локальных напряжений и образование однородной и плотной структуры синтезируемого материала. Сам процесс СЛС проходил при наличии защитной среды (азот).

На рис. 4 показана исходная микроструктура мартенситно-стареющей стали марки ВНЛ14-ПС. Она представляет собой типичную для технологии СЛС мелкоячеистую структуру с характерным размером ячеек 5–10 мкм, внутри которых наблюдается пластинчатое строение с ориентацией пластин параллельно с направлением треков. Визуальная оценка показала, что внутри ячеек содержится большое количество реечного мартенсита. Таким образом, вследствие высоких скоростей охлаждения и структурных особенностей стали после синтеза формируется псевдозакаленная мартенситная структура.

Значение объемного содержания газовых пор образца в исходном состоянии находится в диапазоне 0,047–0,395 % (при среднем значении 0,280 %), которое возможно существенно снизить с помощью применения горячего изостатического прессования (ГИП). Количество остаточного аустенита составляет 12,53 %, которое напрямую коррелирует с данными оценки исходной структуры синтезированного материала стали марки ВНЛ14-ПС.

Проведение старения для исходного состояния образцов обусловлено особенностью структуры после СЛС. Псевдозакаленная мартенситная структура позволяет в дальнейшем при определенных температурах (рис. 5) и выдержках в процессе старения выделить достаточное количество упрочняющих интерметаллидных фаз.

Для понимания кинетики образования фаз и определения необходимого диапазона температур проведения процесса старения сделан ДСК-анализ образцов в закаленном и исходном СЛС-состоянии (рис. 6).

Исследование показало, что после СЛС и СЛС + отжига + закалки образуются сопоставимые структуры реечного мартенсита. По результатам ДСК-анализа установлены точки по температурам наиболее интенсивного выделения интерметаллидных фаз, которое происходит в температурном диапазоне 460–560 °С, а их коагуляция – при температуре >570 °С.

Старение образцов сразу после СЛС проводили по следующим режимам: 550 °С, 3 ч; 525 °С, 3 ч; 525 °С, 10 ч; 500 °С, 10 ч.

Для контроля пористости образцов после термической обработки путем шлифования и полирования изготовлены микрошлифы. Диапазон измеренных значений пористости составлял 0,025–0,495 % со средним значением 0,295 %. Такой высокий показатель получили ввиду повышенного содержания газовых пор закрытого типа.

Для оценки микроструктур образцов, полученных по разным режимам старения, использованы различные варианты травления (рис. 7).

При представленных процессах старения прослеживается тенденция обратимости сдвигового превращения «мартенсит→аустенит» (менее пластинчатая структура – увеличение доли аустенита в стали). После проведения старения при температуре 525 °С в течение 10 ч в структуре формируются упрочняющие интерметаллидные фазы типа Fe₂Mo, (Fe, Ni, Co)₂Mo или Ni₃Mo [16]. Данные фазы, распределенные равномерно по всему объему образца, позволяют существенно упрочнить псевдозакленную структуру.

С целью определения механических характеристик изготовлены и испытаны образцы шифра Н03-023. Результаты приведены в табл. 3 (испытывали по два образца).

По сравнению с базовым режимом ГИП + термическая обработка (отжиг не выше Ас₁ + закалка при 1000 °C в масле + старение при 550 °C) обнаружено следующее. После СЛС значения параметров σ_0,2 и σ_в снизились в 1,44 раза, так как без старения в стали отсутствуют дисперсные упрочняющие фазы. При различных режимах старения в некоторых случаях происходит повышение прочностных характеристик из-за распада мартенсита и выделения упрочняющих фаз. После старения при 550 °C, 3 ч значения σ_0,2 уменьшаются в 1,02 раза, а σ_в – в 1,13 раза. После старения при 525 °C, 3 ч параметр σ_0,2 не изменяется, а σ_в уменьшается в 1,1 раза. После старения при 525 °C, 10 ч параметр σ_0,2 увеличивается в 1,13 раза, а σ_в – в 1,02 раза. После старения при 500 °C, 10 ч параметр σ_0,2 увеличивается в 1,1 раза, а σ_в не изменяется.

Результаты исследований показали, что параметры статической прочности (σ_0,2, σ_в) благодаря коротким вариантам термических обработок можно увеличить относительно значений свойств после стандартной термической обработки. Однако относительное удлинение и сужение (δ и ψ, %) имеют значения ниже теоретических данных из-за высокого содержания газовых пор, которые возможно уменьшить благодаря проведению процедуры ГИП [26, 27].

Помимо прямых результатов оценки механических свойств и структуры образцов, обработанных по различным режимам, существуют еще и косвенные, которые помогают составить полную картину проведенных испытаний и исследований. Один из таких способов – оценка количества остаточного аустенита по намагниченности насыщения (рис. 8).

На изменение количества остаточного аустенита влияет старение при 550 °С в течение 3 ч, а также при 525 °С с выдержкой 3 и 10 ч. Увеличение времени выдержки при температуре 525 °С приводит к большей интенсивности протекания диффузионных процессов и реализации (α→γ)-превращения, что способствует увеличению содержания аустенита. Аналогичные процессы происходят при увеличении температуры старения с 525 до 550 °С.

Твердость (еще один косвенный показатель) измеряли по методу Бринелля (d = 5 мм; нагрузка 2500 Н), а затем с помощью таблицы переводили в шкалу Роквелла (HRC). Результаты представлены в табл. 4.

Твердость образцов после старения выше, чем в исходном состоянии, что можно объяснить наличием упрочняющих интерметаллидных фаз в микроструктуре. Для более наглядного представления результатов составлена диаграмма, где на разных шкалах показана твердость по Бринеллю и Роквеллу (рис. 9).

Ввиду низких значений параметров надежности (δ и ψ, %) проведены исследования строения излома образцов (рис. 10). После старения структура материала не претерпевает значительных превращений и остается схожей со структурой после СЛС, за исключением образования дисперсных выделений упрочняющей фазы.

Разрушение образцов развивалось от трещин на поверхности, образующихся в процессе растяжения на дефектах, расположенных в приповерхностной зоне. Дефекты представляют собой участки, в которых отсутствует сплавление материала. В бездефектных участках разрушение прошло с формированием вязкого ямочного рельефа. Разница в механических свойствах обусловлена размерами дефектов и плотностью их распределения в материале (рис. 11).

Все четыре режима альтернативной термической обработки не оказывают влияния на пластичность, и ее уровень остается равным значениям после СЛС. Высокое содержание газовых пор способствует образованию хрупкого излома. По сравнению с полной термической обработкой, наблюдается снижение уровня надежности, что необходимо учитывать при изготовлении ответственных деталей и применять данную схему термической обработки с учетом этого.

Заключения

В данной работе проведены: оценка пористости, микроструктуры, механических характеристик; исследование содержания остаточного аустенита по намагниченности насыщения и значений твердости. Помимо основных задач, проанализированы химические составы и содержания газовых примесей литой шихтовой заготовки, МПК и проб синтезированного материала стали; исследованы технологические характеристики; проведены гранулометрический анализ МПК коррозионной стали марки 02Х13Н5К9М4 и фрактографический анализ для выявления причин низких характеристик пластичности синтезированных образцов. Основные аспекты работы следующие:

• в результате построения ДСК-кривых и оценки микроструктуры обнаружено, что образцы в исходном состоянии (после СЛС) и после СЛС + отжига + закалки имеют сопоставимую структуру реечного мартенсита;
• при старении происходят обратное сдвиговое превращение (мартенсит→аустенит) и формирование упрочняющих интерметаллидных фаз типа Fe₂Mo, (Fe, Ni, Co)₂Mo или Ni₃Mo;
• благодаря проведению старения при различных температурах и продолжительности выдержки для исходных синтезированных образцов возможно добиться повышения таких свойств, как пределы прочности и текучести, что приведет к уменьшению вероятности коробления сложнопрофильных деталей. Однако такой вариант термической обработки не окажет положительного влияния на относительное удлинение и сужение материала.

Наиболее близкий уровень значений механических характеристик рассматриваемой мартенситно-стареющей стали к значениям при стандартной упрочняющей термической обработке достигается при применении операции старения в исходном синтезированном состоянии при температуре 525 °C в течение 10 ч. При этом удовлетворительная пластичность исследованных образцов вызвана, помимо всего, наличием в структуре материала высокой остаточной пористости, которая при стандартной термической обработке существенно снижается за счет проведения операции ГИП.