Механические свойства стали с высоким содержанием азота, полученной методом селективного лазерного плавления с использованием механически легированных сфероидизированных порошков

Введение

В настоящее время азот широко применяется в качестве легирующего элемента наряду с Cr, Ni, Mn, Mo и др. [1]. Он позволяет получать стали с уникальным сочетанием прочности, пластичности и коррозионной стойкости. Важнейшим преимуществом азота перед другими легирующими элементами является его доступность в практически неограниченном количестве. Получение азота не требует разрушений поверхности и недр земли, неизбежных при добыче руд.

На сегодняшний день достигнуты значительные результаты в исследовании процессов легирования сталей азотом, природы формирования структуры и взаимосвязи свойств сталей с азотом, предложены новые направления их использования [2–5]. Благодаря особенностям свойств азотсодержащие стали нашли широкое применение в атомной и тепловой энергетике, медицинской промышленности, авиации, автомобилестроении и т.д. Легирование азотом способно придавать стали особые свойства и улучшать характеристики, что дает возможность расширять области ее использования. На данный момент потенциал легирования азотом еще не полностью раскрыт и исследования в этой области продолжаются.

Анализ литературы показал интерес со стороны ученых к изучению возможности применения азотсодержащих сталей в аддитивных технологиях (АТ). В настоящее время существуют публикации по апробированию азотсодержащих сталей в технологиях селективного лазерного плавления (СЛП) [6; 7], газопорошкового лазерного выращивания (ГПЛВ) [8–15], аддитивного электродугового выращивания (АЭВ) [16–19] и электронно-лучевого аддитивного производства (ЭЛАП) [20–22]. В каждой технологии есть свои особенности.

В работах [6; 7] отмечено, что в процессе СЛП азотсодержащих нержавеющих сталей имеет место эмиссия азота, которая зависит от плотности энергии, пропорциональной мощности лазера и обратно пропорциональной скорости сканирования. В работах [9–14] показана возможность использования порошков азотсодержащих сталей в технологии ГПЛВ. Установлено, что независимо от того, какой технологический газ применяется для подачи порошка в ванну расплава, содержание азота снижается. Высокие температуры ванны расплава вызывают уменьшение растворимости азота в расплаве и приводят к его дегазации с образованием газовых пор. В работе [15] показано, что в процессе ГПЛВ возможно влиять на эмиссию азота за счет локальных изменений геометрии ванны расплава, которая является функцией плотности энергии. Повышение плотности энергии приводит к увеличению времени жизни ванны расплава и более высоким максимальным температурам жидкой фазы. Если предположить, что азот в основном теряется на стадии плавления, то как повышение максимальной температуры, так и продление срока службы ванны расплава способствуют потере азота. Так же как температура и время жизни ванны расплава, при увеличении плотности энергии возрастали размеры ванны расплава, т.е. ее глубина и площадь.

В работе [19] предложена новая концепция аддитивного электродугового выращивания проволокой для получения чистого аустенита со сверхвысоким содержанием азота. Суть предложенной концепции заключается в одновременной подаче сварочной проволоки из азотсодержащей стали и порошка нитридного сплава в ванну расплава. В процессе растворения нитридного порошка в ванне расплава он диссоциирует и адсорбируется, образуя сталь со сверхравновесным содержанием азота. Авторы отмечают, что в процессе электродугового выращивания проволокой марки HNS6 (Fe–21,6Cr–16,8Mn–2,1Ni–1,2Mo–0,8N) скорость потери азота достигает 17,7 %. В то же время в процессе гибридного электродугового выращивания (при добавлении порошка нитрида в ванну расплава) содержание азота в компактном материале возрастает и может составлять 1,07 мас. % в зависимости от скорости подачи порошка. Содержание феррита значительно снижается. Когда скорость подачи достигает 0,33 г/мин, феррит исчезает, а наплавленный металл имеет полностью аустенитную структуру. Это приводит к улучшению механических характеристик материала.

В работе [20] электронно-лучевым аддитивным методом успешно получена высокоазотистая сталь химического состава Fe–20,7Cr–22,2Mn–0,3Ni–0,6Si–0,15C–0,53N (мас. %). В качестве исходного материала использованы стержни. Показано, что в процессе выращивания происходит значительное выгорание марганца и азота (состав композиции выращенного сплава – Fe–22,9Cr–10,8Mn–0,1Ni–0,6Si–0,1C–0,48N) – это привело к увеличению доли феррита с 20 % в исходном стержне до 40 % в сплаве, полученном методом аддитивных технологий (АТ). Установлено, что механические характеристики сплавов, созданных с помощью АТ и по классическим технологиям, близки друг к другу.

Самой распространенной технологией получения порошков азотсодержащих сталей является газовая атомизация [6; 7; 9; 13; 14; 22–24]. Содержание азота в получаемых порошках не превышает равновесный уровень и зависит от композиции сплава. Ряд исследователей проводили работы по получению порошков стали со сверхравновесным содержанием азота. Авторами [25] изучено влияние состава атмосферы, давления в камере и газовой струи при атомизации на количество азота в порошке сплава Cr17Mn11Mo3N. Показано, что доля азота в атомизированных порошках повышается с увеличением давления в камере в процессе плавки и при распылении. Благодаря синергетическому эффекту между давлением в камере при выплавке и давлением распыления, содержание азота может достигать 0,4 мас. % даже без добавления азотсодержащих компонентов в шихту. На основании полученных результатов был сделан вывод, что размер частиц порошка и содержание азота можно регулировать, контролируя давление распыления и/или давление в камере.

В работе [26] представлены результаты исследований получения порошка нержавеющей стали 17-4PH методом плазменной атомизации проволоки. Авторы показали возможности изготовления порошка с содержанием азота до 0,15 мас. % и его применения в технологии СЛП.

В работе [27] описан метод получения порошков высокоазотистых сталей с использованием процесса плазменного распыления вращающегося электрода. Полученный порошок характеризовался высоким содержанием азота, значительно превышающим его количество в нормальных условиях, и почти идеальной сферической формой частиц. В атмосфере азота в процессе плазменного распыления содержание азота в стальных порошках оставалось на постоянном уровне ~0,6 мас. % N независимо от содержания азота в плазменном газе. Даже при содержании азота 0 % в плазменном газе сталь азотируется до уровня 0,6 мас. % N, поскольку взаимодействия между аргоновой плазмой и окружающим газообразным азотом достаточно для сорбции азота.

В работах [28; 29] порошки сплавов AISI 316L и Fe17Cr11Mn3Mo, полученные газовой атомизацией, азотировали в атмосфере азота под давлением. Показано, что в зависимости от длительности азотирования и состава порошка получаются порошки с содержанием азота до 1,3 мас. %. Согласно их анализу, такое содержание азота достигается за счет образования нитрида хрома как на поверхности, так и по сечению частиц порошка. Процесс является малопроизводительным, и возникает вопрос с гомогенностью содержания азота от частицы к частице.

Особенности технологии ГПЛВ позволяют использовать порошковые материалы с несферической формой частиц. В работе [8] высокоазотистая аустенитная сталь получена из порошка, синтезированного в процессе механического легирования (МЛ). Показано, что в сплаве сохраняется более 71 % содержания азота от исходной порошковой смеси. По механическим характеристикам материал значительно превосходит сталь 316L.

Кроме того, в родственном для АТ процессе сварки сталей с высоким содержанием азота он склонен к выделению в ванне расплава, что приводит к снижению механических характеристик готовых изделий. Последние несколько десятилетий многие исследователи изучают вопрос повышения содержания азота в твердом растворе в наплавленном материале и уменьшения его потерь за счет образования нитридов или пор. Исследуются следующие методы: 1) оптимизация химического состава для повышения растворимости азота [30–33]; 2) изменение характеристик защитного газа путем увеличения парциального давления азота [34–37] либо добавления поверхностно-активных элементов [38] или многокомпонентной газовой смеси [39] в процессе сварки; 3) использование нитридной порошковой проволоки в качестве подаваемого материала при сварке [40; 41]. Хотя эти методы могут в определенной степени уменьшить потери азота в процессе сварки стали, но содержание азота в сварном соединении или наплавленном металле ниже, чем в основном металле или наполнителе. До сих пор остается проблемой увеличение содержания азота в наплавленном металле или сварном соединении, превышающее содержание азота в присадочном или основном металле.

На основании вышеизложенного поставлены следующие задачи: 1) установить физико-химические закономерности синтеза металлических азотсодержащих жаропрочных порошковых сплавов методом МЛ и плазменной сфероидизации; 2) определить влияние физико-химических параметров процесса СЛП на содержание азота в сплаве и механические свойства получаемого материала.

Исследования выполнены на примере жаропрочной азотсодержащей стали Fe16Cr2,2Ni0,6Mn1,1Mo0,1N, имеющей следующий химический состав, мас. %:

Fe . . . . . . . Основа        Ni . . . . . . . 2,0–2,5
Cr . . . . . 15,0–16,5        C . . . . . . 0,12–0,18
Mo . . . . . .  0,9–1,3        Si . . . . . . . . . . ≤0,6
Mn . . . . . . . .  ≤0,6        N . . . . . . 0,03–0,10

Материалы и методика исследований

В ходе исследований методом МЛ синтезированы порошковые материалы композиции Fe–16Cr–2,2Ni–0,6Mn–1,1Mo. В качестве источника азота в процессе синтеза использовали газообразный азот, азотированный феррохром (ФХ20), нитрид хрома (Cr₂N) и азотированный ферромарганец (Мн87Н6). Для исследования влияния способа введения азота при МЛ на содержание и распределение азота в сплаве изучено 6 композиций: 1) Fe–Cr–Ni–Mn–Mo – механическое легирование в атмосфере азота; 2) Fe–Cr–Ni–FeMnN–Mo – марганец вводили в виде азотированного ферромарганца; 3) Fe–Cr₂N–Ni–Mn–Mo – внесение хрома в виде нитрида хрома; 4) Fe–FeCrN–Ni–Mn–Mo – хром добавляли в виде азотированного феррохрома; 5) Fe–(0,5Cr–0,5Cr₂N)–Ni–Mn–Mo и Fe–(0,5Cr–0,5FeCrN)–Ni–Mn–Mo – 50 % от общего содержания хрома введено в виде нитрида хрома или азотированного феррохрома.

Расчет выполнен методом CALPHAD с использованием программы для термодинамических расчетов «ThermoCalc» с пакетом данных TCHEA4.

Экспериментальные исследования по плазменной сфероидизации порошков проводились на установке «TekSphero 15» (Tekna Plasma Systems Inc., Канада). Она оснащена высокочастотным генератором максимальной мощности 15 кВт. Рабочая частота находится в диапазоне от 2 до 4 МГц. Эксперименты проводились на композициях Fe–(0,5Cr–0,5Cr₂N)–Ni–Mn–Mo, Fe–Cr₂N–Ni–Mn–Mo, Fe–(0,5Cr–0,5FeCrN)–Ni–Mn–Mo и Fe–FeCrN–Ni–Mn–Mo, полученных в аргоноводородной и аргоноазотной плазме.

Морфологию порошка изучали с помощью сканирующего электронного микроскопа «SEM Tescan Mira 3» (Tescan, Чехия) с детектором флуоресцентного излучения «X-Flash 6/10» (Bruker, США) и оптического микроскопа «Leica DMI 5000» (Leica Microsystems, Германия). Изображение порошка в поперечном сечении было использовано для оценки его химического состава. Содержание углерода устанавливали абсорбционным методом с помощью анализатора CS-230 (LECO, США, ISO 9556-1989). Определение содержания кислорода и азота проводили методом восстановительного плавления в потоке инертного газа-носителя (гелия) на анализаторе TC-500 (LECO, США, ISO 17053-2005 и ISO 15351-1999). С использованием лазерного дифрактометра «Analysette 22» (Fritsch GmbH, Германия) был исследован гранулометрический состав полученного порошка (ISO 8130-13). Рентгеноструктурный анализ выполняли на рентгеновском дифрактометре «Bruker D8 Advance» (США) с помощью излучения CuK_α (1,5406 Å) в диапазоне 2θ = 30÷100°.

Изготовление образцов из азотсодержащих стальных порошков осуществлялось по СЛП-технологии в атмосфере азота с использованием системы селективного лазерного плавления SLM280HL (SLM Solutions GmbH, Любек, Германия), оснащенной YLR-лазером (длина волны 1070 нм, фокусное расстояние ~80 мкм).

Компактирование порошков азотсодержащей стали проводилось по технологии СЛП. Эксперименты выполнены на композициях Fe–(0,5Cr–0,5Cr₂N)–Ni–Mn–Mo, Fe–Cr₂N–Ni–Mn–Mo, Fe–(0,5Cr–0,5FeCrN)–Ni–Mn–Mo и Fe–FeCrN–Ni–Mn–Mo, полученных в аргоноводородной плазме, что обусловлено наличием кислорода в синтезированном порошке. Для исследования влияния параметров СЛП на относительную плотность и химический состав полученных сплавов изготавливались кубические образцы со стороной 10 мм при варьировании мощности лазера, скорости сканирования и плотности энергии. Толщина слоя наносимого порошка составляла 0,05 мм, расстояние между проходами лазера – 0,12 мм. Параметры СЛП приведены в табл. 1.

Результаты и их обсуждение

Расчет фазовой диаграммы для сплава Fe–16Cr––2,2Ni–0,6Mn–1,1Mo–0,04C–N, выполненный с использованием программы для термодинамических расчетов «ThermoCalc», показал, что предельная концентрация азота при кристаллизации составляет 0,2 мас. %. Превышение предельной концентрации приводит к выделению азота в газовую фазу, что может повлечь образование пузырей и пор при кристаллизации. При затвердевании состав жидкой фазы и выделяющихся твердых фаз непрерывно меняется при изменении температуры и количества жидкой фазы. Так, растворимость азота в δ-феррите в интервале температур 1470–1750 К не превышает 0,07 мас. %, в аустените – до 0,6 мас. %.

Установлено, что на начальных этапах МЛ процесс растворения легирующих элементов во всех исследованных системах носит общий характер. За счет интенсивной пластической деформации частицы исходного порошка сплющиваются и свариваются между собой, образуя композит. После МЛ в течение τ_МЛ = 5 ч композитные частицы имеют характерную слоистую структуру, состоящую из различных комбинаций исходных компонентов.

При дальнейшем увеличении продолжительности МЛ основными процессами являются гомогенизация композиции по химическому составу и взаимодействие между исходными компонентами, направленное на уменьшение свободной энергии системы. Анализ полученных дифрактограмм показал, что первым из легирующих элементов в решетке железа растворяется Ni (атомный радиус r_a = 124 пм), затем Mn (r_a = 127 пм), Cr (r_a = 130 пм) и Mo (r_a = 139 пм). Данный факт объясняется тем, что легирующие элементы Ni, Mn, Сr образуют с железом твердые растворы замещения, при этом никель имеет наиболее близкий атомный радиус к Fe, у которого r_a = 126 пм, затем марганец, хром и молибден соответственно. Растворение легирующих элементов приводит к изменению параметра решетки α-Fe с 0,2866 до 0,2887 нм, в зависимости от системы. Принимая во внимание соотношение размеров компонентов, можно предположить, что в данной системе диффузия при МЛ осуществляется преимущественно по дефектам кристаллической решетки. В исходной композиции Fe–16Cr–2,2Ni–0,6Mn–1,1Mo и в композиции, в которой в качестве источника азота использовался азотированный ферромарганец, легирующие элементы практически равномерно распределены по объему порошка и соответствуют химическому составу исходной композиции после τ_МЛ = 10 ч (рис. 1, а), за исключением молибдена, радиус атома которого значительно больше, чем у остальных элементов композиции, что существенно затрудняет его растворение. Сходство протекания процесса МЛ в указанных системах связано с тем, что азотированный ферромарганец представляет собой нитрид марганца (легко разлагаемое соединение) с включениями железа, а также малого количества ферромарганца исходной шихты.

В системах, в которых в качестве источника азота использовали нитрид хрома (Cr₂N) и азотированный феррохром (согласно результатам РФА – 80 об. % CrN + 20 об. % Cr₂N), растворение легирующих элементов протекает иначе, чем в исходной композиции. После τ_МЛ = 10 ч наблюдается неоднородность распределения легирующих элементов по объему. После τ_МЛ = 15 ч неравномерно распределенным остается хром – он находится внутри частиц в виде равномерно распределенных по объему включений субмикронного размера (рис. 1, б). Это связано с тем, что хром вводился в виде не элементного порошка, а нитрида хрома, который является довольно устойчивым химическим соединением. Возможно, подводимой в процессе МЛ энергии недостаточно для его разложения с последующим растворением. При совместном анализе результатов РФА и распределения легирующих элементов по объему частиц можно сделать вывод, что интенсивность пиков Cr₂N уменьшается не за счет его растворения в решетке железа, а ввиду его измельчения и распределения по объему (рис. 2). Согласно результатам РФА, после механического легирования в течение 15 мин часть Cr₂N остается нерастворенной. При добавлении нитрида хрома или азотированного феррохрома в количестве 50 % от общего содержания хрома они практически полностью растворяются в решетке железа, наблюдаются лишь единичные включения субмикронного размера. Такое изменение растворимости можно объяснить присутствием чистого хрома, который за счет большого сродства к азоту перетягивает на себя часть азота из нитрида, ускоряя его распад и диффузию азота в решетку.

Анализ содержания азота в образцах порошков показал, что в процессе МЛ в сплав Fe–16Cr–2,2Ni––0,6Mn–1,1Mo можно ввести до 2,5 мас. % азота при равновесном содержании 0,1 мас. % (табл. 2). Наибольшая доля азота отмечается в образцах, в которых в качестве источника азота использовали азотированный феррохром или нитрид хрома. Степень усвоения азота при таком способе ввода близка к 90  %. Согласно результатам РФА и СЭМ, большая часть азота растворена в решетке Fe, но часть азота находится в нитридах, которые в виде сумбикронных включений равномерно распределены по объему частиц.

Из анализа гранулометрического состава полученных порошков следует, что с увеличением содержания азота в сплаве возрастает содержание частиц порошка размером менее 45 мкм. Измельчение частиц объясняется тем, что нерастворенные субмикронные включения нитридов приводят к сильным искажениям в кристаллической решетке и являются концентраторами напряжений. При интенсивном механическом воздействии в процессе МЛ наличие таких концентраторов приводит к образованию трещин и последующему измельчению материала.

В результате комплекса выполненных экспериментальных исследований установлено [42–44], что в потоке термической аргоноводородной и аргоноазотной плазмы, генерируемой в высокочастотном плазмотроне, могут быть получены сферические порошки азотсодержащих порошковых сплавов Fe–16Cr–2,2Ni–0,6Mn–1,1Mo с высокой степенью сферичности (рис. 3). Изучение морфологии частиц порошка показало, что доля сфероидизированных частиц в полученных порошках составляет 70–96 %. Выявлено, что при одинаковой скорости подачи порошка содержание несферических частиц после сфероидизации в аргоноазотной плазме выше из-за различия физико-химических свойств плазмообразующих газовых смесей. Водород диссоциирует на 90 % при Т = 4700 К, а азот – при Т = 9000  К, что оказывает сильное влияние на теплосодержание (энтальпию) плазмы. Для получения порошков с одинаковой долей сфероидизированных частиц скорость подачи порошка в аргоноазотной плазме должна быть снижена на 10–15 %.

Анализ СЭМ-изображений и гранулометрического состава полученных порошков показал, что пик дифференциальной кривой гранулометрического состава порошков с низким содержанием азота (композиции Fe–Cr–Ni–Mn–Mo, Fe–Cr–Ni–FeMnN–Mo) после плазменной сфероидизации находится в диапазоне 30–125 мкм с незначительным смещением этого пика в область меньших размеров относительно исходного материала (45–125 мкм). В порошках с высоким содержанием азота, наоборот, наблюдается образование большого количества частиц (30–50 %) размером менее 30 мкм при размере исходного порошка 45–125 мкм. Вероятно, в процессе МЛ, ввиду интенсивного механического воздействия, в частицах порошка возникают высокие механические напряжения и появляются микротрещины. Начальная температура плазмы значительно превышает не только температуру плавления, но и температуру кипения материала, что способствует быстрому расплавлению частиц порошка. В процессе быстрого нагрева и расплавления азот может выделяться из раствора и переходить в газовую фазу с высокой скоростью, что способствует расклиниванию микротрещин и разрушению частиц до расплавления либо интенсивному вскипанию и разрушению уже расплавленных частиц. В некоторых порошках присутствуют единичные полые сферы, чаще всего с треснутой оболочкой.

Рентгенофазовый анализ порошков после сфероидизации показал наличие пиков α- и γ-Fe (рис. 4, 5). Азот является аустенитообразующим элементом, поэтому с увеличением содержания азота в сплаве доля γ-Fe несколько повышается. Фазовый состав порошков после плазменной сфероидизации совпадает с результатами расчетов диаграмм состояния, согласно которым следует, что порошки находятся в закаленном состоянии.

Установлено, что в процессе сфероидизации в плазме часть азота уходит из сплава. Его содержание в аргоноводородной плазме после сфероидизации составляет 0,01–1,0 мас. %, т.е. снижается на 50–75 % (рис. 6, а). При сфероидизации в аргоноазотной плазме снижение содержания азота не превышает 40 %. При использовании аргоноазотной плазмы в камере образуется атмосфера, насыщенная ионами молекулярного (\({\rm{N}}_2^+\)) и атомарного (N\(^+\)) азота, образующимися в результате диссоциации азота при возбуждении электронных состояний молекул электронами, осциллирующими в потоке высокотемпературной плазмы аргона, с последующим распадом возбужденных молекул. Это способствует увеличению предельной концентрации азота в расплаве при кристаллизации, замедлению выделения азота из расплава и протеканию плазмохимических процессов азотирования. Разница в содержании азота в зависимости от фракционного состава порошковой смеси может быть объяснена диффузионными процессами, а именно различным расстоянием диффундирования азота из частицы порошка к ее поверхности в момент сфероидизации, когда порошок представляет собой капли металла, а также различной температурой капель расплавленного металла. Так, в частицах с меньшим диаметром массовая доля азота оказывается ниже, чем в частицах с большим диаметром. Установлено, что остаточное количество азота в порошке фракции 71–100 мкм составляет 0,54 мас. %, в то время как в порошке 45–71 мкм – 0,39 мас. %, при содержании азота в исходном сплаве ~0,9 мас. % (рис. 6, б).

За счет добавки водорода в плазмообразующий газ в процессе сфероидизации происходит восстановление оксидов, содержание кислорода уменьшается и не превышает 0,1 мас. % во всех композициях, в то время как при сфероидизации в аргоноазотной плазме снижение содержания кислорода происходит только за счет испарения оксидной фазы с поверхности расплавленных частиц с последующей конденсацией в виде субмикронных частиц. Результаты химического анализа показали, что содержание кислорода в порошках, полученных при сфероидизации в аргоноазотной плазме, составляет 0,2–0,3 мас. %.

При апробировании полученных порошков в установке СЛП получены компактные сплавы с минимальной пористостью 0,8 % (рис. 7). Показано, что с увеличением содержания азота в исходном порошке минимальная пористость сплава возрастает до 11,5 %. Установлено, что содержание азота в сплаве, полученном методом СЛП, составляет 0,13–0,44 мас. %, что превышает предельную концентрацию азота при кристаллизации в 2 раза. Растворимость азота в жидком металле, α- и γ-фазах существенно различна. Следовательно, одна из технологических проблем заключается в том, что в процессе затвердевания стали азот выделяется в газовую фазу, образуя азотные пузыри и пористость. Во время затвердевания состав жидкой фазы и выделяющихся твердых фаз непрерывно изменяется в зависимости от изменения температуры и количества жидкой фазы. При этом локальная растворимость азота в остаточной жидкой фазе также изменяется. Характер этого изменения зависит от типа кристаллизации (аустенитная, ферритная или смешанная) и соотношения количеств фаз. Показателем возможности получения плотного слитка является соблюдение следующего условия в течение всего времени затвердевания [45]:

[N]_{L, T} < [N]_{L, eq. Ptot} ,

где [N]_{L, T} – содержание азота в остаточной жидкости при температуре Т; [N]_{L, eq. Ptot} – равновесное с общим давлением в системе содержание азота в жидком металле при той же температуре Т.

Как отмечалось ранее, предельная концентрация азота при кристаллизации исследуемого сплава не превышает 0,2 мас. %. Фактическое содержание азота в жидкой фазе при печати больше его равновесной растворимости при давлении в камере 1 атм, поэтому азот выделяется в виде газа. Стоит отметить, что пористость сплавов, полученных из порошков, в которых в качестве источника азота использовали азотированный феррохром, выше, чем у сплавов с нитридом хрома, что связано с более высокой температурой разложения последнего. Исследование распределения элементов показало, что легирующие элементы равномерно распределены по сечению сплавов (рис. 8).

Полученные сплавы подвергали термической обработке по следующему режиму: закалка с температуры 1040 ± 10 °С в масло, отпуск при t =  640÷680 °С в течение 2 ч. Механические испытания, выполненные при комнатной температуре и при t = 500 °С, показали (рис. 9, табл. 3), что сплавы, полученные по СЛП-технологии, не соответствуют требованиям технических условий для сплава Fe16Cr2,2Ni0,6Mn1,1Mo0,1N в части относительного удлинения из-за высокой пористости. Для устранения пористости сплавы подвергали горячему изостатическому прессованию (ГИП) при температуре 1160 °С и давлении 150 МПа в течение 3 ч. После ГИП пористость сплавов не превышала 0,2 %, что позволило повысить пластичность материала при комнатной температуре (рис. 10, табл. 3).

Термообработка СЛП-сплавов проводилась по стандартному режиму, указанному в ТУ для стали Fe16Cr2,2Ni0,6Mn1,1Mo0,1N. В связи с тем, что химический состав синтезированного сплава отличается по содержанию углерода от состава стали Fe16Cr2,2Ni0,6Mn1,1Mo0,1N (ТУ14-1-1431-75), режимы термообработки, приведенные в ТУ, не позволяют получить максимально возможные свойства синтезированного сплава и требуют корректировки. Это станет предметом дальнейших исследований.

Заключение

В ходе исследований установлено, что на начальных этапах МЛ процесс растворения легирующих элементов во всех исследованных системах, вне зависимости от способа ввода азота, носит общий характер и протекает через образование слоистого композита. При добавках азота в виде нитрида хрома (Cr₂N) он полностью не растворяется в решетке железа, а равномерно распределяется по объему в виде субмикронных включений. Поскольку нитрид хрома является довольно устойчивым химическим соединением, то подводимой в процессе МЛ энергии, возможно, недостаточно для его разложения с последующим растворением.

За счет использования в процессе МЛ различных азотсодержащих исходных компонентов можно ввести до 2,5 мас. % азота при предельной его концентрации при кристаллизации ≤0,2 мас. %. Степень усвоения азота при этом близка к 90 %. Выявлено, что с повышением содержания азота в сплаве увеличивается доля частиц порошка размером ≤45 мкм – это связано с сильными искажениями кристаллической решетки вследствие внедрения субмикронных включений нитридов, наличие которых приводит к образованию трещин и последующему измельчению материала.

Установлено, что в процессе сфероидизации в аргоноводородной плазме происходит снижение содержания азота на 50–75 % от исходного, а при сфероидизации в аргоноазотной плазме уменьшение его доли не превышает 40 %. Показано, что в зависимости от способа введения азота в процессе МЛ и состава плазмообразующего газа могут быть синтезированы порошки со сферической формой и содержанием азота до 1,2 мас. %.

Рассмотрено влияние параметров процесса СЛП на содержание азота в сплавах, их пористость и механические свойства. С увеличением количества азота в сплаве его минимальная пористость возрастает до 11,5 %. Содержание азота в сплаве, полученном методом СЛП, составляет 0,13–0,44 мас. %, что превышает предельную концентрацию азота при кристаллизации в 2 раза. Механические испытания показали, что сплавы, полученные селективным лазерным плавлением, не уступают по своим характеристикам сплавам, полученным по классическим металлургическим технологиям.