Закономерности формирования структуры в хромомарганцевой ванадийсодержащей стали с высокой концентрацией атомов внедрения C + N = 1.9 мас. % при электронно-лучевом аддитивном производстве

УДК 539.4, 539.5, 538.9

Закономерности формирования структуры в хромомарганцевой ванадийсодержащей стали с высокой концентрацией атомов внедрения C + N = 1.9 мас. % при электронно-лучевом аддитивном производстве

Е.Г. Астафурова, С.В. Астафуров, К.А. Реунова, Е.В. Мельников, В.А. Москвина, М.Ю. Панченко, Г.Г. Майер, В.Е. Рубцов, Е.А. Колубаев

Институт физики прочности и материаловедения СО РАН, Томск, 634055, Россия

В работе с использованием метода электронно-лучевого аддитивного производства получены образцы хромомарганцевой ванадийсодержащей стали с высокой концентрацией атомов внедрения (C + N = 1.9 мас. %) и изучены их микроструктура и механические свойства в сопоставлении с образцами стали, полученными традиционными методами металлургии и термомеханической обработки. Экспериментально показано, что процесс аддитивного производства и последующая термическая обработка не влияют на концентрацию атомов внедрения в стальных образцах, не вызывают изменения механизма кристаллизации стали и формирования высокотемпературного феррита. Независимо от метода получения, образцы ванадийсодержащей хромомарганцевой стали с высокой концентрацией атомов внедрения обладают гетерофаз-ной структурой на основе аустенита с дисперсными фазами. Помимо карбонитридов ванадия и хрома, которые характерны для стали, полученной традиционными методами и которые не растворяются при термомеханических обработках, в процессе аддитивного производства из-за многократного нагрева и охлаждения образцов происходит формирование карбонитридов хрома и марганца в теле аустенитных зерен (пластины) и интерметаллидов (Fe, Cr, Mn, V) вдоль границ зерен (глобулы). Высокая концентрация атомов внедрения способствует сильному твердорастворному упрочнению и дисперсионному твердению аддитивно-полученных образцов, в результате чего они обладают более высокими значениями предела текучести (а02 = 880 МПа), чем полученные традиционным способом образцы (а02 = 840 МПа). В то же время присутствие дисперсных фаз вызывает преждевременное разрушение образцов, так что сталь, полученная аддитивным методом, даже после термообработки обладает низкой пластичностью.

Ключевые слова: сталь, аустенит, карбонитриды, а-фаза, механические свойства, микроструктура, разрушение, электронно-лучевое аддитивное производство DOI 10.24412/1683-805X-2021-3-5-16

Structure formation in electron beam additive manufactured vanadium-containing chromium-manganese steel with a high concentration of interstitial atoms C + N = 1.9 wt %

E.G. Astafurova, S.V. Astafurov, K.A. Reunova, E.V. Melnikov, V.A. Moskvina, M.Yu. Panchenko, G.G. Maier, V.E. Rubtsov, and E.A. Kolubaev

Institute of Strength Physics and Materials Science SB RAS, Tomsk, 634055, Russia In the present paper, the method of electron beam additive manufacturing is used to fabricate specimens of vanadium-containing chromium-manganese steel with a high concentration of interstitial atoms (C + N = 1.9 wt %). Micro structure and mechanical properties of the specimens are analyzed against the specimens obtained by conventional metallurgical and thermomechanical methods. It is experimentally shown that additive manufacturing and subsequent heat treatment do not affect the concentration of interstitial atoms in the steel specimens, do not change the mechanism of steel crystallization, and do not provide high-temperature ferrite formation. Regardless of the production method, specimens of vanadium-containing chromium-manganese steel with a high concentration of interstitial atoms have a heterophase structure including austenite with dispersed phases. In addition to vanadium and chromium carbonitrides, which are characteristic of the conventionally fabricated steel and undissolved during thermomechanical processing, chromium and manganese carbonitrides (plates) form within austenitic grains and globular intermetallides (Fe, Cr, Mn, and V) nucleate along grain boundaries due to repeated heating and cooling of the specimen in the additive manufacture process. The high concentration of interstitial atoms promotes strong solid solution hardening and precipitation hardening of the additively manufactured specimens, resulting in a higher yield stress (а0.2 = 880 MPa) as compared to the conventionally fabricated specimens (а0.2 = 840 MPa). At the same time, the presence of dispersed phases lead to premature fracture of the specimens, so that the additively manufactured steel, even after heat treatment, has low ductility.

Keywords: steel, austenite, carbonitrides, а-phase, mechanical properties, micro structure, fracture, electron beam additive manufacturing

© Астафурова Е.Г., Астафуров С.В., Реунова К.А., Мельников Е.В., Москвина В.А., Панченко М.Ю., Майер Г.Г., Рубцов В.Е., Колубаев Е.А., 2021

1. Введение

Аддитивное производство металлов и сплавов является относительно новым и многообещающим направлением развития тех отраслей промышленности, где необходимо быстрое прототи-пирование изделий сложной формы, содержащих полости или имеющих градиентные фазовый и элементный составы [1-3]. В России к настоящему времени достигнут значительный прогресс в разработке режимов получения аддитивных материалов на основе металлов и сплавов различного состава, изготовление которых осуществляется либо путем пошагового осаждения слоев материала на основе заданной 3Б компьютерной модели, либо модификацией поверхности деталей, полученных традиционными методами металлургии и термомеханической обработки [4-10]. Одно из главных преимуществ аддитивных технологий — это высокая производительность и возможность быстрого прототипирования полномасштабных изделий сложной формы, производство крупных заготовок с формами, близкими к итоговой продукции [1-3]. Развитие аддитивных технологий положило начало новым направлениям в материаловедении и физике конденсированного состояния, поскольку физические свойства материалов, изготовленных методами аддитивного производства, определяются формированием микроскопически и макроскопически гетерогенной иерархически организованной структуры, отклик которой на внешние воздействия отличается от такового для материалов, полученных традиционными методами.

Среди большого количества материалов, используемых в аддитивном производстве, лидирующие позиции занимают хромоникелевые аус-тенитные нержавеющие стали, обладающие хорошей пластичностью, свариваемостью, высокой коррозионной стойкостью [3, 11-13]. Основными недостатками большинства промышленных аус-тенитных сталей являются низкие предел текучести и износостойкость. Кроме того, необходимость использования дорогостоящего и экологически небезопасного никеля в качестве одного из основных легирующих элементов, способствующих стабилизации аустенита и повышению коррозионной стойкости, также снижает привлекательность хромоникелевых сталей для производителей конструкционных материалов и материалов для медицины [11, 12]. Применительно к методам аддитивного производства аустенитных нержавеющих сталей следует акцентировать внимание на

ряде недостатков, обусловленных особенностями методов нестационарной металлургии. Среди них анизотропия зеренной структуры, формирующаяся в процессе аддитивного роста, микро- и макроскопическая неоднородность фазового и элементного состава [14-16]. Изменение химического состава сталей и использование сталей с высоким содержанием азота в качестве сырья для аддитивного процесса рассматривают как один из перспективных способов решения упомянутых выше проблем [17]. Использование азота в качестве легирующего элемента способствует стабилизации аустенитной фазы, снижению объемного содержания никеля в составе сталей, улучшению прочностных характеристик, повышению коррозионной стойкости при одновременном сохранении пластичности и вязкости разрушения [18-21]. Анализ литературных данных свидетельствует о положительном влиянии азота на прочностные характеристики и фазовую стабильность объемных материалов, полученных методами 3Б-печа-ти [17, 22-25]. Этот вопрос требует детального исследования микроструктуры и физических свойств высокоазотистых сталей различных композиций. В том числе сталей, легированных тугоплавкими компонентами (№, V, Мо и др.), повышающими растворимость азота в стали, способствующими дисперсионному твердению и измельчению зерна (за счет создания большого числа центров кристаллизации и подавления миграции границ зерен при повышенных температурах).

Цель настоящей работы — установить закономерности формирования структуры при проволочном электронно-лучевом аддитивном производстве (ЭЛАП) и последующей термической обработке хромомарганцевой ванадийсодержащей стали с высокой концентрацией атомов внедрения С + N = 1.9 мас. % и выявить взаимосвязь «микроструктура/ фазовый состав-макроскопические свойства» в получаемых гетерофазных материалах.

2. Методы исследования

Для изготовления стальных образцов методом ЭЛАП были подготовлены прутки с размерами 150 х 3 х 3 мм3, которые имели следующий химический состав: Fe-21.6Cr-25.7Mn-1.4V-0.7C-1.2N (мас. %). Прутки для ЭЛАП-процесса вырезали из горячекатаных при температуре 1050-1100 °С заготовок исследуемой стали, полученных литьем при атмосферном давлении. Процесс ЭЛАП про-

водили на лабораторной установке, разработанной в ИФПМ СО РАН, с использованием следующих технологических параметров: ток луча I= 30-36 мА, скорость движения луча вдоль наносимого слоя Vb = 2.5 мм/с, развертка луча спиральная от центра, частота развертки 1 кГц. Процесс аддитивного производства проводили в вакууме при давлении 1 • 10-3 Па, в качестве материала подложки использовали пластину из аустенитной нержавеющей стали 08Х18Н10Т. В результате электронно-лучевого аддитивного производства получали заготовки с линейными размерами 115 х 15 х 5 мм3. Исследования структуры, фазового состава и механических свойств выполняли непосредственно после аддитивного производства (далее по тексту образцы, полученные методом аддитивной технологии (АТ), обозначены как CrMnVCN-АТ), а также после постпроизводственной термической обработки (ТО), включающей выдержку при температуре 1200 °C (1 ч) и последующую закалку в воду (CrMnVCN-AT+ ТО).

Часть литого материала, используемого в качестве сырья для ЭЛАП-процесса, после горячей прокатки подвергали термической обработке, включающей выдержку при температуре 1200 °С в течение 1 ч и закалку в воду комнатной температуры, для получения аустенитной структуры, гомогенизации состава стали и измельчения зерна. Полученные образцы (далее по тексту статьи CrMnVCN-И или исходные) использовали для сравнения с образцами, полученными методом аддитивного производства.

Механические испытания образцов проводили методом одноосного статического растяжения. Для этого из полученных разными способами стальных заготовок вырезали плоские пропорциональные образцы в форме двойных лопаток с размерами рабочей части 12 х 3 х 1.5 мм3. Механические испытания на одноосное растяжение до разрыва проводили с начальной скоростью деформации 5 • 10-4 с-1 при комнатной температуре с использованием электромеханической установки LFM-125 (Walter + Bai AG). Для образцов, полученных аддитивным способом, ось растяжения совпадала с направлением наплавки слоев и находилась на расстоянии 10 мм от подложки. Все образцы механически шлифовали, а затем электролитически полировали в растворе 25 г CrO3 + 200 мл H3PO4.

Микроструктуру образцов изучали методом сканирующей электронной микроскопии (СЭМ,

Zeiss Leo Evo 50 с приставкой для энергодисперсионной рентгеновской спектроскопии, ЭДС) и просвечивающей электронной микроскопии (ПЭМ, JEOL JEM-2100, с приставкой для ЭДС-анализа). Рештеноструктурный и рентгенофазовый анализ образцов проводили на дифрактометре ДРОН-7 с использованием СоКа-излучения. Расчет параметров кристаллической решетки a проводили линейной аппроксимацией зависимостей ahk¡ от функции /(0) = cos 0Ш cot 0Ш [26].

Элементный анализ образцов выполняли с использованием спектрометров HG-Profiler 2 (Horiba) и LECO ONH 386.

3. Экспериментальные результаты и их обсуждение

3.1. Влияние ЭЛАП-процесса и последующего отжига на фазовый состав и микроструктуру стали

На рис. 1 и 2 приведены рентгенограммы и изображения микроструктуры для образцов исследуемой стали CrMnVCN-И, CrMnVCN-АТ, CrMnVCN-АТ+ТО, полученных различными способами. Независимо от способа производства стали и термической обработки, наиболее интенсивные пики на рентгенограммах соответствуют аус-тенитной фазе. Также наблюдаются слабые отражения с межплоскостными расстояниями, соответствующими фазам Cr2N (M2X) и VN (MX), но интенсивность таких рентгеновских линий низкая и не достаточна для однозначной идентификации фаз (рис. 1). Несмотря на тот факт, что основной фазой в структуре всех исследуемых образцов является аустенит, на СЭМ- и ПЭМ-изображениях микроструктуры всех исследуемых образцов наблюдается большое количество дисперсных частиц разного масштаба и морфологии.

Карбонитридные фазы однородно распределены в структуре образцов CrMnVCN-И, полученных традиционными методами металлургии и термомеханической обработки (рис. 2, а, б). Фазовый состав и микроструктура такой стали детально описаны в работе [27]. Дисперсные фазы с формой, близкой к сферической, и размерами в диапазоне 0.1-0.5 мкм обогащены хромом, ванадием, азотом и углеродом (рис. 2, а, цветовые карты). ПЭМ дифракционный анализ показал, что они являются фазами M2X и MX [27]. Элементный анализ аустенитных областей между частицами свидетельствует о том, что они обеднены ванадием и хромом относительно интегрального

Рис. 1. Рентгенограммы для стальных образцов, полученных разными способами: СгМпУС№И (7), СгМпУС№АТ (2), СгМпУСК-АТ+ТО (3). На рисунке (б) показан увеличенный фрагмент рентгенограммы, приведенной на рисунке (а). Для фазы МХ: М = V, Сг, X = К, С; для фазы М2Х: М = Сг, Мп, Бе, X = К, С

состава материала (табл. 1) из-за формирования обогащенных по этим элементам дисперсных частиц. Параметр решетки аустенитной фазы ау в образцах CгMnVСN-И имеет высокие значения (табл. 1) и свидетельствует о сильном твердораст-ворном упрочнении аустенита атомами внедрения, поскольку именно они вызывают наибольшие изменения величины ау, а общая концентрация атомов внедрения в стали составляет -7 ат. % [28]:

Дау/ДС = 0.0001 нм/ат. % для марганца, Дау/ДС = 0.00006 нм/ат. % для хрома, Дау/ДС = 0.00017 нм/ат. % для ванадия, Дау/ДС = 0.00065 нм/ат. % для углерода, Дау/ДС = 0.00056 для азота. Величина ау = 0.3652 нм в образцах CгMnVСN-И превышает параметр решетки ау = 0.3640 нм для однофазной азотистой стали Бе-23Сг-9Мп-1.15№ 0.07С (мас. %) [29]. Принимая во внимание, что

Рис. 2. Изображения исходной микроструктуры: CгMnVСN-И

Таблица 1. Элементный состав аустенитной фазы

Обозначение сплава, фазовый состав Состав аустенитной фазы, ат. % ^е, С, N — ост.) ау, нм о0 2, МПа оВ, МПа 5, %

Сг Мп V

CrMnVСN-И, аустенит, карбонитриды Ме2Х, МеХ [27] 19.2 25.8 0.5 - 0.3652 ± 0.0003 843.4 1418.9 28

СгМх^С^АТ, аустенит, о-фаза, карбонитриды Ме2Х, МеХ, М23Х6 23.7 20.8 1.5 1.8 0.3627 ± 0.0001 878.4 1305.7 2

СгМпУС№АТ+ТО, аустенит, карбонитриды Ме2Х, МеХ 21.8 21.4 0.9 1.0 0.3651 ± 0.0004 850.4 1135.3 2

исследуемые образцы СгМпУС^И легированы не только азотом, но и углеродом (а он вызывает большее увеличение параметра решетки, чем азот), в твердом растворе аустенита находится не менее 1 мас. % атомов внедрения.

Для образцов СгМпУС^АТ, полученных методом аддитивной технологии, рентгеновские линии, соответствующие аустенитной фазе, смещены в область больших углов дифракции. Это свидетельствует об уменьшении параметра кристаллической решетки аустенита (рис. 1, табл. 1), т.е. о снижении концентрации легирующих элементов в твердом растворе и о формировании вторичных фаз. По данным микроструктурного анализа, дополнительно к грубодисперсным карбо-нитридам на основе хрома и ванадия в аустенит-ных зернах происходит формирование тонких пластин, морфология которых напоминает высокоазотистый аустенит, претерпевший прерывистый распад [12, 18] (рис. 2, в, г). ЭДС-анализ свидетельствует о том, что такие пластины в аусте-ните обогащены марганцем, хромом, азотом и углеродом (рис. 2, в, г, табл. 2). Аустенитная матрица между частицами существенно обедняется марганцем, а параметр решетки аустенитной фазы уменьшается относительно состояния СгМпУСЭД-И (табл. 1). При этом на рентгенограммах не выявляются отражения от карбидных фаз и интенсивность рентгеновской линии для нитрида хрома Cr2N (М2Х) существенно не возрастает. Все это свидетельствует о формировании в аусте-нитной фазе дисперсных частиц разного состава и кристаллического строения, например, вторичного карбида (карбонитрида) на основе фазы (Сг, Мп)23С6 с объемной долей каждого вида частиц не более 5 %, т.к. они не выявляются методом рентгенофазового анализа. Такие процессы дисперсионного твердения происходят в результате затвердевания и многократных циклов «нагрев-

охлаждение», происходящих в процессе аддитивного производства. Помимо карбонитридных фаз, в структуре образцов формируются области ин-терметаллидных фаз (о-фаза) различного состава — Fe, Сг, Мп, V. Такие фазы чаще всего обогащены железом или хромом и имеют стехиометри-ческий состав, близкий к FeCrMn (с малой концентрацией ванадия, до 3 ат. %) или Сг2Мп^е, V) (с концентрацией ванадия до 7 ат. %, табл. 2). Такие интерметаллидные области располагаются вдоль границ аустенитных зерен (рис. 2, в, г). Уточнение состава и типа кристаллической решетки карбонитридных и интерметаллидных фаз в образцах СгМпУС^АТ требует детального анализа в рамках отдельной публикации с использованием методов дифракционной электронной микроскопии.

Отжиг при температуре 1200 °С способствует практически полному растворению интерметал-лидных фаз, а также частичному растворению пластин карбонитридов внутри аустенитных зерен, хотя строчечное расположение частиц сохраняется (рис. 2, д). Крупные частицы карбонит-рида хрома и ванадия в структуре образцов СгМпУС^АТ+ТО имеют такую же форму и размеры, как в образцах СгМпУС^И и СгМпУС^ АТ (рис. 2, д, табл. 2). Несмотря на это, концентрация ванадия, растворенного в аустенитной решетке, снижается после термической обработки образцов СгМпУС^АТ (табл. 1). Это может происходить за счет частичного растворения крупных карбонитридов на основе ванадия и хрома (что не подтверждается экспериментальными данными, либо этот эффект незначителен), но, вероятнее всего, обусловлено растворением внутри-зеренных карбонитридов и интерметаллидов, сопровождающимся повышением концентрации хрома и марганца в твердом растворе при неизменной концентрации ванадия. Тот факт, что дис-

Таблица 2. Элементный состав фаз, отмеченных на рис. 2 и 5

Область анализа, Концентрация, ат. % Предполагаемая

номер рисунка Cr Mn V Fe N C фаза

Образцы CrMnVCN-И

Область 1, рис. 5, б 45 15 6 6 21 7 М2Х

Область 2, рис. 5, б 23 25 1 45 4 2 Аустенит

Область 3, рис. 5, б 28 9 8 6 35 14 МХ

Образцы CrMnVCN-АТ

Область 1, рис. 2, в 20 4 26 - 35 15 МХ

Область 2, рис. 2, в 50 20 7 23 - - а

Область 1, рис. 2, г 25 7 24 8 32 4 М2Х

Область 2, рис. 2, г* 16 16 1 33 10 24 M23C6

Область 1, рис. 5, г 23 21 1 47 7 1 Аустенит

Область 2, рис. 5, г 36 24 3 37 - - а

Область 3, рис. 5, г 20 19 - 38 10 13 M23C6 или М2Х

Область 4, рис. 5, г 22 21 1 51 4 1 Аустенит

Образцы CrMnVCN-АТ+ТО

Область 1, рис. 2, д 23 6 22 - 34 15 МХ

Область 2, рис. 2, д 39 12 7 10 20 12 М2Х

Область 1, рис. 5, е 45 10 11 7 27 - М2Х

Область 2, рис. 5, е 38 13 6 17 23 3 М2Х

Область 3, рис. 5, е 22 23 1 52 1.4 0.6 Аустенит

Область 4, рис. 5, е 28 29 1 42 - - а

Область 5, рис. 5, е 23 21 1 49 4 2 Аустенит

* Область высокой

анализа захватывает не только пластину карбонитрида, но и часть окружающей аустенитной матрицы с концентрацией железа, поэтому данные для Fe завышены.

персные фазы полностью не растворяются при нагреве до температуры 1200 °С, вызван, вероятно, присутствием тугоплавкого ванадия в составе таких фаз. Таким образом, процессы аддитивного производства и термические обработки слабо влияют на грубодисперсные карбонитридные фазы на основе тугоплавкого ванадия, но способствуют фазовым превращениям в аустенитных зернах, содержащих высокую концентрацию хрома, марганца, азота и углерода.

Как уже было отмечено для образцов СгМп VСN-АТ+ТО, в аустенитных областях между частицами после отжига повышается концентрация марганца относительно состояния после аддитивного роста без постпроизводственной обработки (табл. 1). При этом она не достигает значений, характерных для образцов СгМпУС^И, используемых в качестве сырья для аддитивного производства. Обеднение аустенита марганцем может быть обусловлено рядом факторов: неполным растворением пластин карбонитридов и не-

равномерным испарением компонентов расплава во время ЭЛАП-процесса (преимущественно марганца, обладающего самыми низкими из компонентов стали температурами плавления и кипения). Аналогичное обеднение состава стали по никелю наблюдали ранее в процессе изготовления образца стали Х18Н10Т методом ЭЛАП в работе [15]. После термической обработки параметр решетки аустенитной фазы становится близким к значениям, вычисленным на основе положения рентгеновских линий, для образцов CrMnVCN-И (табл. 1, рис. 1). Этот экспериментальный факт напрямую указывает на сохранение высокой концентрации атомов внедрения (азота и углерода) в образцах, полученных методом ЭЛАП, на уровне исходного материала-сырья. Данные спектрометрии также подтверждают, что концентрация азота и углерода одинакова для всех исследуемых образцов (CrMnVCN-И, CrMnVCN-АТ, CrMnVCN-АТ+ТО), а небольшие различия в величинах параметра решетки аустенитной фазы для состояний

CrMnVСN-И и CrMnVСN-АТ+ТО вызваны различиями в концентрациях атомов замещения Мп и Сг (табл. 1). Сохранение высокой концентрации азота и углерода в составе покрытия Fe-Cr-Mn-C-N (0.6 мас. % С и 0.7 мас. % полученного ЭЛАП-методом на подложке из углеродистой стали, было показано в работе [22]. Авторы отмечали обеднение состава материала покрытия по марганцу, азоту и углероду относительно состава, используемого для нанесения порошка, но эти изменения были незначительными — концентрация атомов внедрения уменьшилась на 0.2-0.3 мас. %.

Таким образом, независимо от метода получения и термической обработки, образцы ванадий-содержащей хромомарганцевой стали с высокой концентрацией атомов внедрения обладают гете-рофазной структурой на основе аустенита с кар-бонитридами различного состава, масштаба, морфологии и с различным распределением в структуре образцов. Стабилизация аустенитной структуры в таких образцах обеспечена высокой концентрацией марганца, азота и углерода в составе стали, так что даже после аддитивного роста, сопровождающегося обеднением твердого раствора по аустенитообразующим элементам, в структуре не формируется высокотемпературный феррит. Оценки хромоникелевого эквивалента для выбранной стали Сгед/№ед = 0.3 указывают на то, что кристаллизация при затвердевании ванны расплава происходит по режиму А (Сгед/№ед < 1.25, Ь ^ (Ь + у) ^ у, где Ь — жидкая фаза [30, 31]) и даже небольшое обеднение состава по марганцу недостаточно для формирования 5-феррита. Многократные нагрев и охлаждение материала в процессе аддитивного роста способствуют распаду твердого раствора, формированию интерметал-лидных и карбонитридных фаз, которые полностью или частично удается растворить при постпроизводственной термической обработке.

3.2. Влияние ЭЛАП-процесса на механические свойства и механизм разрушения ванадий-содержащей хромомарганцевой стали с высокой концентрацией атомов внедрения

На рис. 3 приведены диаграммы растяжения образцов исследуемой стали CrMnVСN-И, CrMnVСN-АТ, CrMnVСN-АТ+ТО. Все образцы обладают близкими значениями условного предела текучести (табл. 1), значительно превышающими значения для аддитивно-полученных разными

а, МПа 12008004000 "Г-1-1-1-1-1-1-

0 10 20 30 5, %

Рис. 3. Диаграммы растяжения в координатах «напряжение - удлинение» для стальных образцов, полученных разными способами: CrMnVCN-И

методами аустенитных высокоазотистых сталей и представленных в работах [23, 24].

В исходных образцах CrMnVCN-И высокие значения о0.2 обусловлены преимущественно твер-дорастворным упрочнением, т.к. крупные карбонитриды ванадия и хрома дают на порядок меньший вклад в упрочнение, по сравнению с растворенными в аустенитной матрице атомами азота и углерода и зернограничным упрочнением (200270 и 360 МПа — твердорастворное и зерногра-ничное упрочнение и 35 МПа — дисперсионное твердение, оценки приведены в работе [27]). Более высокие значения предела текучести для образцов CrMnVCN-АТ вызваны дополнительным к твердорастворному упрочнению формированием карбонитридных фаз и интерметаллидов. При этом уровень твердорастворного упрочнения снижается по сравнению с образцами CrMnVCN-И, но дисперсионное твердение компенсирует и даже превышает разупрочнение, связанное с этим явлением. Растворение пластин карбонитридов при термической обработке аддитивно-полученных образцов сопровождается снижением предела текучести (табл. 1), так что образцы CrMnVCN-И и CrMnVCN-АТ+ТО имеют близкие значения а02. Твердорастворное упрочнение для таких образцов одинаково высокое, но наличие дисперсных карбонитридов из-за неполного растворения пластин (Cr, Mn)23C6 все-таки дает небольшой вклад в упрочнение (рис. 3, табл. 1). Таким образом, несмотря на формирование высокопрочного состояния во всех исследуемых образцах значения макроскопического предела текучести близки, но они определяются различными структурно-фазовыми состояниями на микроуровне.

Рис. 4. Изображения боковых поверхностей стальных образцов, разрушенных при растяжении: СгМпУС^И, 5 = 28 % (а, б); CrMnVСN-АТ, 5 = 2 % (в, г); CrMnVСN-АТ+ТО, 5 = 2 % (д, е). Сканирующая электронная микроскопия

Высокопрочные образцы CrMnVСN-И обладают значительным запасом пластичности, величина удлинения составляет 5 = 28 % (рис. 3, табл. 1). На боковых поверхностях образцов наблюдается деформационный рельеф, характерный для деформации высокоазотистых и высокоуглеродистых аустенитных сталей, в которых развивается скольжение и двойникование (рис. 4, а, б) [18, 22, 27, 32, 33]. На макроуровне разрушение образцов происходит хрупко, без образования вы-

раженной шейки на образцах (рис. 3). Несмотря на это, микромеханизм разрушения таких образцов смешанный — наблюдаются протяженные области вязкого ямочного излома и хрупкие фасетки квазискола (рис. 5, а, б). Рост трещины происходит преимущественно в аустенитной матрице, которая разрушается как с образованием ямок излома, так и хрупко квазисколом, но на боковых поверхностях и поверхностях разрушения видны трещины по межфазным границам между аусте-

Рис. 5. Изображения поверхности разрушения исследуемых образцов: CгMnVСN-И (а, б); CгMnVСN-АТ (в, г); CгMnVСN-АТ+ТО (д, е). Цифрами на рисунках (б, г, е) обозначены области, для которых в табл. 2 приведены данные ЭДС-анализа. Сканирующая электронная микроскопия

нитом и частицами карбонитридов, а также хрупкие сколы внутри крупных частиц (рис. 5, а, б, табл. 2). Подробно механизм разрушения таких образцов описан в работе [27].

Пластические свойства образцов CгMnVСN-АТ и CгMnVСN-АТ+ТО низкие (табл. 1, рис. 3). В аддитивно-полученных образцах зарождение хрупких трещин происходит вдоль пластин кар-бонитридов внутри аустенитных зерен и интерме-

таллидов (рис. 4, в, г). На поверхностях разрушения преобладают плоские фасетки и гребни, но видны и области ямочного излома (рис. 5, в-е). Согласно данным ЭДС-анализа различных областей на поверхностях излома, крупные фасетки и гребни соответствуют хрупкому разрушению ау-стенитных зерен вдоль межфазных границ «ау-стенит - пластины карбонитрида», интерметал-лидов и крупных сферических частиц карбонит-

ридов хрома и ванадия. А области вязкого излома и часть хрупких фасеток соответствуют разрушению аустенитных зерен (по аналогии с образцами CrMnVCN-И) (табл. 2, рис. 5, г). Несмотря на частичное растворение пластинчатых карбонитридов при термообработке, образцы CrMnVCN-АТ+ТО разрушаются хрупко после незначительной пластической деформации (рис. 3, 5, д, е). Морфология поверхностей разрушения для таких образцов качественно схожа с данными для стали CrMnVCN-И, но доля хрупких транскристаллит-ных и интеркристаллитных трещин в них больше (рис. 5). ЭДС-анализ поверхностей разрушения и СЭМ-анализ боковых поверхностей разрушенных образцов CrMnVCN-АТ+ТО свидетельствуют о формировании хрупких трещин в крупных кар-бонитридах и интерметаллидах, а также на межфазных границах (рис. 5, е, табл. 2), т.е. даже небольшое количество хрупких фаз вызывает преждевременное разрушение хромомарганцевых ау-стенитных сталей с высокой концентрацией атомов внедрения, что согласуется с данными работы [34].

Таким образом, аддитивно-полученные образцы обладают высокими прочностными свойствами непосредственно после формирования заготовок методом ЭЛАП, но их пластичность низкая из-за формирования карбонитридных и интерме-таллидных фаз. Отжиг при температуре 1200 °С в течение часа недостаточен для полного их растворения и не способствует росту пластичности образцов.

4. Заключение

С использованием метода электронно-лучевого аддитивного производства были получены образцы хромомарганцевой ванадийсодержащей стали с высокой концентрацией атомов внедрения C + N = 1.9 мас. %. Установлены закономерности формирования структуры в процессе аддитивного производства, взаимосвязь фазового состава и микроструктуры с механическими свойствами и механизмами разрушения образцов, сформированных при электронно-лучевом аддитивном производстве и последующей термической обработке, проведено сопоставление с характеристиками стали, полученной традиционными методами металлургии и термомеханической обработки и использованной в качестве сырья для аддитивного производства.

Установлено, что в процессе аддитивного производства в стальных образцах сохраняется исходно высокая концентрация атомов внедрения C + N = 1.9 мас. %. Процесс аддитивного производства сопровождается обеднением состава стали по марганцу, но оно незначительно с точки зрения стабилизации аустенитной структуры.

Независимо от метода получения, образцы ванадийсодержащей хромомарганцевой стали с высокой концентрацией атомов внедрения обладают гетерофазной структурой на основе аустенита с дисперсными фазами различного состава, масштаба, морфологии и распределением в структуре образцов. Дополнительно к характерным для данного класса сталей карбонитридам ванадия и хрома (которые наблюдаются и в стали, полученной традиционными методами, и не растворяются при термомеханических обработках) в процессе аддитивного производства из-за многократных нагрева и охлаждения образцов происходит формирование карбонитридных фаз на основе хрома и марганца в теле аустенитных зерен (пластины) и интерметаллидов (Fe, Cr, Mn, V) вдоль границ зерен (глобулы). Отжиг аддитивно-полученных образцов при температуре 1200 °С способствует частичному растворению внутризеренных пластин карбонитридов и интерметаллидных фаз, но не позволяет полностью исключить их.

Высокая концентрация атомов внедрения в составе аддитивно-полученных образцов способствует сильному твердорастворному упрочнению и дисперсионному твердению стали, в результате чего она обладает более высокими значениями предела текучести (о02 = 880 МПа), чем сталь, полученная традиционным способом (о02 = 840 МПа). В то же время присутствие дисперсных фаз вызывает преждевременное разрушение образцов, так что образцы аддитивно-полученной стали даже после термообработки обладают низкой пластичностью (S = 2 %) по сравнению с аналогом, полученным методами традиционной металлургии (S = 28 %).

Благодарности

Работа выполнена в рамках государственного задания ИФПМ СО РАН, тема номер FWRW-2019-0030. Исследования проведены с использованием оборудования ЦКП «Нанотех» (ИФПМ СО РАН, Томск). Авторы выражают благодарность к.т.н. Н.К. Гальченко и к.ф.-м.н. С.Ю. Ни-конову за помощь в изготовлении образцов.

Литература

1. Sanjay Kumar. Additive Manufacturing Processes. -Springer Int. Publ., 2020.

2. Frazier W.E. Metal additive manufacturing: A review // J. Mater. Eng. Perform. - 2014. - V. 23. - P. 19171928. - https://doi.org/10.1007/s11665-014-0958-z

3. Li N., Huang S., Zhang G. et al. Progress in additive manufacturing on new materials: A review // J. Mater. Sci. Technol. - 2019. - V. 35(2). - P. 242-269. -https://doi.org/10.1016/jjmst.2018.09.002

4. Dymnich E., Romanova V.A., Balokhonov R.R., Zino-vieva O.S., Zinoviev A.V. A numerical study of the stress-strain behavior of additively manufactured aluminum-silicon alloy at the scale of dendritic structure // Phys. Mesomech. - 2021. - V. 24. - No. 1. - P. 3239. - https://doi.org/10.1134/S1029959921010057

5. Fortuna S.V., Gurianov D.A., Kalashnikov K.N., Chu-maevskii A.V., Mironov Y.P., Kolubaev E.A. Directional solidification of a nickel-based superalloy product structure fabricated on stainless steel substrate by electron beam additive manufacturing // Metall. Mater. Trans. A. - 2021. - V. 52(2). - P. 857-870. - https:// doi.org/10.1007/s11661-020-06090-8

6. Kalashnikov K.N., Rubtsov V.E., Savchenko N.L., Ka-lashnikova T.A., Osipovich K.S., Eliseev A.A., Chuma-evskii A.V. The effect of wire feed geometry on electron beam freeform 3D printing of complex-shaped samples from Ti-6Al-4V alloy // Int. J. Adv. Manuf. Technol. - 2019. - V. 105(7-8). - P. 3147-3156. -https://doi.org/10.1007/s00170-019-04589-y

7. Utyaganova V., Filippov A., Tarasov S., Shamarin N., Gurianov D., Vorontsov A., Chumaevskii A., Fortuna S., Savchenko N., Rubtsov V., Kolubaev E. Characterization of AA7075/AA5356 gradient transition zone in an electron beam wire-feed additive manufactured sample // Mater. Charact. - 2021. - V. 172. -P. 110867. - https://doi.org/10.1016/j.matchar.2020. 110867

8. Filippov A.V., Khoroshko E.S., Shamarin N.N., Sav-chenko N.L., Moskvichev E.N., Utyaganova V.R., Kolubaev E.A., Smolin A.Y., Tarasov S.Y. Characterization of gradient CuAl-B4C composites additively manufactured using a combination of wire-feed and powder-bed electron beam deposition methods // J. Alloys Compd. - 2021. - V. 859. - P. 157824. - https:// doi.org/10.1016/j.jallcom.2020.157824

9. Panin A.V., Kazachenok M.S., Perevalova O.B., Si-nyakova E.A., Krukovsky K.V., Martynov S.A. Multi-scale deformation of commercial titanium and Ti-6Al-4V alloy subjected to electron beam surface treatment // Phys. Mesomech. - 2018. - V. 21. -No. 5. - P. 441-451. - https://doi.org/10.1134/ S1029959918050089

10. Resnina N.N., Palani I.A., Liulchak P.S., Belyaev S.P., Mani Prabu S.S., Jayachandran S., Kalganov V.D. Structure of a 3D frame-bridge NiTi sample deposited on a low carbon steel substrate by wire arc additive

manufacturing // Lett. Mater. - 2020. - V. 10(4). -P. 496-500. - doi.org/10.22226/2410-3535-2020-4-496-500

11. Lo K.H., Shek C.H., Lai J.K.L. Recent developments in stainless steels // Mater. Sci. Eng. R. Rep. - 2009. -V. 65. - P. 39-104. - https://doi.Org/10.1016/j.mser. 2009.03.001

12. Bhadeshia H., Honeykombe R. Steels: Microstructure and Properties. -Amsterdam: Elsevier, 2006.

13. Bajaj P., Hariharan A., Kini A. et al. Steels in additive manufacturing: A review of their microstructure and properties // Mater. Sci. Eng. A. - 2020. - V. 772. -P. 138633.

14. Astafurova E.G., Panchenko M.Yu., Moskvina V.A. et al. Microstructure and grain growth inhomogeneity in austenitic steel produced by wire-feed electron beam melting: The effect of post-building solid-solution treatment // J. Mater. Sci. - 2020. - V. 55. - P. 92119224. - https://doi.org/10.1007/s10853-020-04424-w

15. Melnikov E.V., Astafurova E.G., Astafurov S.V., Maier G.G., Moskvina V.A., Panchenko M.Yu., Fortuna A.S., Rubtsov V.E., Kolubaev E.A. Anisotropy of the tensile properties in austenitic stainless steel obtained by wire-feed electron beam additive growth // Lett. Mater. - 2019. - V. 9(4). - P. 460-464. -https://doi.org/10.22226/2410-3535-2019-4-460-464

16. Tarasov S.Yu., Filippov A.V., Savchenko N.L. et al. Effect of heat input on phase content, crystalline lattice parameter, and residual strain in wire-feed electron beam additive manufactured 304 stainless steel // J. Adv. Manuf. Technol. - 2018. - V. 99. - P. 23532363. - https://doi.org/10.1007/s00170-018-2643-0

17. Zhang X., Zhou Q., Wang K. et al. Study on microstructure and tensile properties of high nitrogen Cr-Mn steel processed by CMT wire and arc additive manufacturing // Mater. Des. - 2019. - V. 166. - P. 107611. -https://doi.org/10.1016/j.matdes.2019.107611

18. Gavriljuk V.G., Berns H. High Nitrogen Steels. - Berlin: Springer-Verlag, 1999.

19. Reed R.P. Nitrogen in austenitic stainless steels // JOM. - 1989. - V. 41. - P. 16-21. - https://doi.org/10. 1007/BF03220991

20. Lang Y., Qu H., Chen H., Weng Y. Research progress and development tendency of nitrogen-alloyed auste-nitic stainless steels // J. Iron Steel Res. Int. - 2015. -V. 22(2). - P. 91-98. - https://doi.org/10.1016/S1006-706X(15)60015-2

21. Speidel M.O. New nitrogen-bearing austenitic stainless steels with high strength and ductility // Met. Sci. Heat Treat. - 2005. - V. 47. - P. 489-493. - https:// doi.org/10.1007/s11041-006-0017-y

22. Panin V.E., Narkevich N.A., Durakov V.G., Shule-pov I.A. Control of the structure and wear resistance of a carbon-nitrogen austenitic steel coating produced by electron beam cladding // Phys. Mesomech. - 2021. -V. 24. - No. 1. - P. 53-60. - https://doi.org/10.1134/ S1029959921010082

23. Yang D., Huang Y., Fan J., Jin M., Peng Y., Wang K. Effect of N2 content in shielding gas on formation quality and microstructure of high nitrogen austenitic stainless steel fabricated by wire and arc additive manufacturing // J. Manuf. Proc. - 2021. - V. 61. - P. 261269. - https://doi.org/10.1016/j.jmapro.2020.11.020

24. Boes J., Rottger A., Theisen W. Microstructure and properties of high-strength C + N austenitic stainless steel processed by laser powder bed fusion // Additive Manuf. - 2020. - V. 32. - P. 101081. - https://doi.org/ 10.1016/j.addma.2020.101081

25. Lass E.A., Zhang F., Campbell C.E. Nitrogen effects in additively manufactured martensitic stainless steels: Conventional thermal processing and comparison with wrought // Metallurg. Mater. Trans. A. - 2020. -V. 51. - P. 2318-2332. - https://doi.org/10.1007/ s11661-020-05703-6

26. Naidu S.V.N., Singh T. X-ray characterization of eroded 316 stainless steel // Wear. - 1993. - V. 166. - P. 141145. - https://doi.org/10.1016/0043-1648(93)90255-K

27. Astafurov S.V., Maier G.G., Tumbusova I.A. et al. The effect of solid-solution temperature on phase composition, tensile characteristics and fracture mechanism of V-containing CrMn-steels with high interstitial content C + N > 1 mass. % // Mater. Sci. Eng. A. - 2020. -V. 770. - P. 138534. - https://doi.org/10.1016/j.msea. 2019.138534

28. Lee S.-J., Lee Y.-K. Quantitative analyses of ferrite lattice parameter and solute Nb content in low carbon microalloyed steels // Scripta Mater. - 2005. -

V. 52. - P. 973-976. - https://doi.Org/10.1016/j.scripta mat.2005.01.028

29. Sapegina I.V., Dorofeev G.A., Mokrushina M.I. et al. High-nitrogen 23Cr9Mn1N steel manufactured by alu-minothermy under nitrogen pressure: structure and mechanical properties // Lett. Mater. - 2017. -V. 7(2). - P. 137-140.

30. Suuatala N., Takalo T., Moisio T. The relationship between solidification and microstructure in austenitic and austenitic-ferritic stainless steel welds // Metall. Trans. A. - 1979. - V. 10. - P. 512-514.

31. Olson D.L. Prediction of austenitic weld metal microstructure and properties // Weld. Res. Suppl. - 1985. -V. 64 - P. 281-s-295-s.

32. Чумляков Ю.И., Киреева И.В., Захарова Е.Г. и др. Деформационное упрочнение и разрушение монокристаллов аустенитных сталей с высокой концентрацией атомов внедрения // Изв. вузов. Физика. -2002. - Т. 45. - № 3. - С. 61-72.

33. Chumlyakov Yu.I., Kireeva I.V., Sehitoglu H. et al. High-strength single crystals of austenitic stainless steel with nitrogen content: Mechanisms of deformation and fracture // Mater. Sci. Forum. - 1999. -V. 318-320. - P. 395-400.

34. Kartik B., Veerababu R., Sundararaman M., Satyana-ranyana D.V.V. Effect of high temperature ageing on microstructure and mechanical properties of a nickelfree high nitrogen austenitic stainless steel // Mater. Sci. Eng. A. - 2015. - V. 642. - P. 288-296. - http:// dx.doi.org/10.1016/j.msea.2015.07.011

Поступила в редакцию 01.06.2021 г., после доработки 07.06.2021 г., принята к публикации 07.06.2021 г.

Сведения об авторах

Астафурова Елена Геннадьевна, д.ф.-м.н., доц., зав. лаб. ИФПМ СО РАН, elena.g.astafurova@ispms.ru

Астафуров Сергей Владимирович, к.ф.-м.н., снс ИФПМ СО РАН, svastafurov@gmail.com

Реунова Ксения Андреевна, мнс ИФПМ СО РАН, reunova.ksenya@mail.ru

Мельников Евгений Васильевич, мнс ИФПМ СО РАН, melnickow-jenya@yandex.ru

Москвина Валентина Александровна, мнс ИФПМ СО РАН, valya_moskvina@mail.ru

Панченко Марина Юрьевна, мнс ИФПМ СО РАН, panchenko.marina4@gmail.com

Майер Галина Геннадьевна, к.ф.-м.н., нс ИФПМ СО РАН, galinazg@yandex.ra

Рубцов Валерий Евгеньевич, к.ф.-м.н., зав. лаб. ИФПМ СО РАН, rvy@ispms.ru

Колубаев Евгений Александрович, д.т.н., дир. ИФПМ СО РАН, eak@ispms.fu