CC BY
43
Просьба ссылаться на эту статью в русскоязычных источниках следующим образом:
Федосеева Е.М., Ольшанская Т.В., Душина А.Ю. Закономерности формирования структуры в механизмах кристаллизации аустенитных сталей (обзор) // Вестник ПНИПУ. Машиностроение. Материаловедение. - 2023. - Т. 25, № 1. - С. 83-97. DOI: 10.15593/2224-9877/2023.1.09
Please cite this article in English as:
Fedoseeva E.M., Olshanskaya T.V., Dushina A.Yu. Regularities of structure formation in crystallization mechanisms of austenitic steels (review). Bulletin of PNRPU. Mechanical engineering, materials science. 2023, vol. 25, no. 1, pp. 83-97. DOI: 10.15593/2224-9877/2023.1.09
ВЕСТНИК ПНИПУ. Машиностроение, материаловедение
Т. 25, № 1, 2023 Bulletin PNRPU. Mechanical engineering, materials science
http://vestnik.pstu.ru/mm/about/inf/
Научная статья
DOI: 10.15593/2224-9877/2023.1.09 УДК 621.71
Е.М. Федосеева, Т.В. Ольшанская, А.Ю. Душина
Пермский национальный исследовательский политехнический университет, Пермь, Россия
ЗАКОНОМЕРНОСТИ ФОРМИРОВАНИЯ СТРУКТУРЫ В МЕХАНИЗМАХ КРИСТАЛЛИЗАЦИИ АУСТЕНИТНЫХ СТАЛЕЙ (ОБЗОР)
Стали аустенитного класса имеют широкий диапазон свойств, что позволяет их использовать в разных отраслях промышленности. Аустенитные стали характеризуются содержанием легирующих элементов более 12 %, которые разделяют на ферритизаторы и аустенизаторы. Меняя содержание аустенито- или ферритообразующих элементов, можно регулировать микроструктуру сталей. Баланс таких элементов имеет сильное влияние на механические свойства и, кроме того, во многом зависит от процессов и механизмов кристаллизации, протекающих при получении изделий современными технологическими способами, а следовательно, определяет уровень свойств материала и качество изделия в целом. Как известно, исследование процессов кристаллизации и их технологических особенностей, несмотря на то, что достаточно разнонаправленны, на сегодня остается до конца не изученным вопросом. Изучение вопроса кристаллизации базируется на установлении взаимосвязи процессов и механизмов кристаллизации материалов при заданном технологическим процессе с механическими и теплофизическими свойствами, фазо- и структурообразованием и направлено на повышение качества материалов при одновременном достижении однородности и изотропности свойств.
Представлен анализ механизмов кристаллизации аустенитных сталей в изделиях, полученных высокопроизводительными технологиями. Отмечено, что выделяют основные четыре и дополнительный пятый механизм кристаллизации. В зависимости от схемы кристаллизации могут образовываться разные варианты микроструктуры, так как в каждом случае наблюдается последующая фазовая перекристаллизация, но по разным схемам. Кроме того, химический состав и скорость охлаждения являются одинаково важными характеристиками в формировании микроструктуры. Анализ показал, что формирующаяся структура сталей аустенитного класса напрямую зависит от теплофизических условий кристаллизации и химического состава стали. В зависимости от соотношения аустенитостабилизи-рующих (№экв) и ферритостабилизирующих элементов (Сгэкв) кристаллизация в аустенитных сталях может протекать через первичный аустенит или феррит с последующим образованием аустенита по разным механизмам затвердевания.
Ключевые слова: аустенитная сталь, структурообразование, феррит, аустенит, кристаллизация, свойства, химический состав, наплавка, фазообразование, механизм кристаллизации.
E.M. Fedoseeva, T.V. Olshanskaya, A.Yu. Dushina
Perm national research polytechnic university, Perm, Russian Federation
REGULARITIES OF STRUCTURE FORMATION IN CRYSTALLIZATION MECHANISMS
OF AUSTENITIC STEELS (REVIEW)
Austenitic steels have a wide range of properties, which allows their use in various industries. Austenitic steels are characterized by an alloying element content of more than 12%, which is divided into ferritic and austenitic elements. By changing the content of austenitic or ferritic elements, it is possible to regulate the microstructure of steels, because the balance of such elements has a strong influence on the mechanical properties and, moreover, largely depends on the processes and mechanisms of crystallization that take place when obtaining products using modern, high-performance technological methods, and therefore determines the level of material properties and quality of the product as a whole. As is known, the study of solidification processes and their technological features, despite the fact that they are quite multidirectional, to date remains a completely unstudied issue. The study of the solidification issue is based on establishing the relationship between processes and mechanisms of solidification of materials at a given technological process with mechanical and thermophysical properties, phase and structure formation, and is aimed at improving the quality of materials, achieving uniformity and isotropy of properties.
The paper presents the results of the analysis of solidification mechanisms of austenitic steels in the products obtained by welding and surfacing. It has been established that the main four and an additional fifth solidification mechanism are distinguished. Depending on the solidification mechanism, different variants of microstructure can be formed, as in each case there is a subsequent phase recrystallization, but according to different schemes. In addition, the chemical composition and cooling rate are equally important characteristics in the formation of the microstructure. The analysis showed that the forming structure of austenitic class steels directly depends on the thermal physical conditions of solidification and the chemical composition of the steel. Depending on the ratio of austenite-stabilizing (Nieqv) and ferrite-stabilizing elements (Creqv), solidification in austenitic steels can proceed through primary austenite or ferrite with subsequent formation of austenite by different mechanisms of solidification.
Keywords: austenitic steel, structure formation, ferrite, austenite, solidification, properties, chemical composition, surfacing, phase formation, solidification mechanism.
Стали аустенитного класса в настоящее время находят широкое применение в отраслях промышленности. Широкий диапазон свойств сталей аустенитного класса позволяет применять их для самых разнообразных целей. Они широко востребованы не только благодаря их коррозионной стойкости, а также вследствие хорошей обрабатываемости, свариваемости и долговечности. Однако аустенитные стали, как правило, обладают низкой теплопроводностью и большим коэффициентом термического расширения, что, в свою очередь, приводит к более высоким деформациям при сварке или наплавке. Кроме того, достаточно существенной проблемой аустениных сталей является коррозионное растрескивание под напряжением, которому способствуют совместное воздействие ионов хлора и остаточных внутренних или действующих напряжений. Такой вид коррозии не связан с границами зерен, в отличие от межкристал-литной коррозии. В данном случае развитие коррозии происходит по определенным атомным плоскостям в каждом зерне, при этом направление меняется от зерна к зерну с разветвлениями по мере развития коррозии [1-3].
Как известно [1; 4], аустенитные стали - это стали с содержанием легирующих элементов от 12 % и более. Основными легирующими элементами в аустенитных сталях являются хром и никель.
Хром достаточно сильный карбидообразова-тель, однако в то же время хром активно образует интерметаллиды, при этом большинство интерме-таллидов охрупчивают сталь.
Следует отметить, что легирующие элементы влияют на соотношение фаз с учетом стабилизации аустенита, феррита и мартенсита, и, кроме того, элементы разделяют на ферритизаторы и аустени-заторы. При этом в аустенитных сталях уровень содержания никеля (никель вводят обычно более 8 %) и других аустенитообразующих элементов (углерод, азот и медь) высокий, поэтому аустенит-ная фаза устойчива и при температуре ниже комнатной. Углерод и азот являются сильными аусте-низаторами. Углерод добавляют в стали для повышения прочности при высоких температурах. Азот добавляют для увеличения прочности, в основном при температуре окружающей среды и в условиях криогенных температур. Как известно, меняя содержание аустенито- или ферритообразующих элементов, можно регулировать микроструктуру сталей. Баланс таких элементов имеет сильное влияние на механические свойства и, что немаловажно, на свариваемость.
Аустенитные стали могут быть значительно упрочнены холодной обработкой. При этом аусте-нитные стали имеют такой состав и подвергают такой термомеханической обработке, что их первичной структурой является аустенит.
Никель стабилизирует аустенит и, в отличие от хрома, не является сильным карбидообразовате-лем и не способствует образованию интерметалли-дов [1; 4].
Как известно [5], основным процессом получения изделий из сталей и сплавов является кристаллизация их из жидкого состояния в твердое путем современных высокопроизводительных тех-
нологий, используемых в промышленности с применением быстрых режимов нагрева и охлаждения (сварка, наплавка и др.).
Под кинетикой кристаллизации понимают пути и скорости перехода из жидкого в твердое состояния, т.е. нарастание количества твердой фазы во времени при постоянной или переменной температуре и различных механизмах затвердевания [6]. Процесс и условия кристаллизации при современном производстве либо ремонте металлических изделий играют важную роль в формировании морфологии и размеров кристаллов, влияющих на свойства изделия в целом, и требуют особого внимания и подхода в управлении фазовыми превращениями и структурообразовании.
Процессы кристаллизации, их технологические особенности и моделирование изучаются достаточно широко, однако остаются на сегодня до конца не изученным вопросом. Кристаллизация охватывает широкий спектр исследований в разных материалах (сталей, цветных сплавов и др.) и процессах получения изделий (наплавка, сварка, пайка, литье и др.). Изучение вопроса кристаллизации [7-10], как правило, базируется на установлении взаимосвязи процессов и механизмов кристаллизации материалов при заданном технологическом процессе с механическими и тепло-физическими свойствами, фазо- и структурообра-зованием и направлено на повышение качества материалов при одновременном достижении однородности и изотропности свойств.
Механизмы кристаллизации для аустенитных сталей являются важной нерешенной проблемой для каждого технологического процесса получения изделий, несмотря на ряд имеющихся и продолжающихся исследований. При этом каждый отдельный вопрос, связанный с процессом кристаллизации, который включает описание фазового состава и процесса структурообразования, или моделирование процесса кристаллизации с целью его управлением, или изучение термических циклов, условий охлаждения и расчет скоростей охлаждения, и др., представляет огромный научный интерес и имеет особое значение в разных отраслях науки и техники.
Следует отметить, что актуальным вопросом получения изделий в отраслях промышленности является и сварка, и наплавка.
Как известно, аустенитные стали сваривать достаточно сложно, так как они имеют явно выраженную склонность к формированию в околошовной области и непосредственно в сварном шве горячих трещин и микронадрывов. Подобные дефекты имеют межкристаллитный характер и появ-
ляются из-за возникновения в сплаве крупнозернистой макроструктуры [1].
Традиционно считается, что металл сварных соединений данных сталей характеризуется особой формой кристаллизации, называемая ячеисто-ден-дритной, которая становится причиной появления легкоплавких фаз и очень крупных кристаллов столбчатого типа.
Увеличить стойкость швов можно при помощи специальных технологий, дающих возможность устранить указанную структуру металла, заключающиеся в измельчении кристаллов, а также в уменьшении количества серы и фосфора в металле [5].
Наплавка относится к аддитивному производству и является высокоэффективной альтернативой традиционному производству при создании деталей сложной формы и габаритов в машиностроительном производстве, аэрокосмической промышленности и других областях. Аддитивное производство позволяет снизить затраты материала для изготовления детали, используя ровно столько материала, сколько требуется для производства конкретной детали, что особенно важно при производстве компонентов из дорогостоящих металлов [11-13]. При аддитивном производстве, как правило, применяются металлические материалы в виде порошков и цельнометаллических проволок [14; 15].
Однако существует сложность наплавки сталей аустенитного класса, которая связана с их склонностью к образованию горячих трещин и дендритных ликваций. Наличие дендритных лик-ваций оказывает значительное влияние на механические свойства и коррозионную стойкость, а также способствует развитию межкристаллической коррозии в процессе эксплуатации.
Таким образом, для достижения оптимальных механических свойств и высокой коррозионной стойкости необходимо получение однородной мелкозернистой структуры в материалах, полученных высокоэффективными современными технологическими процессами. Так как стали аустенит-ного класса не испытывают полиморфных превращений, то управление структурой возможно только в процессе кристаллизации.
В связи с этим исследование с целью определения фазо- и структурообразования аустенитных сталей в процессе кристаллизации при современных высокоэффективных технологиях получения изделий остается на сегодня актуальной задачей, а вопрос установления механизма процесса кристаллизации является малоизученным.
Из литературных данных [17-19] известно, что формирующаяся структура сталей аустенитно-
го класса напрямую зависит от теплофизических условий кристаллизации и химического состава стали. В зависимости от соотношения аустенито-стабилизирующих (№экв) и ферритостабилизи-рующих элементов (Сгэкв) кристаллизация в данных сталях может протекать через первичный ау-стенит или феррит с последующим образованием аустенита по разным механизмам затвердевания.
Химический состав можно оценить по псевдобинарным диаграммам состояния системы Бе -Сг - N1 [1; 16] при постоянном содержании железа (рис. 1).
Рис. 1. Псевдобинарная диаграмма состояния системы Бе-Сг-№ [1]
Согласно псевдобинарной диаграмме превращения системы Ре-Сг-№, в аустенитных сталях первичная кристаллизация может происходить как в аустенит, так и в феррит. На тройной диаграмме граница раздела двух фаз примерно соответствует 18Сг-12№. При более высоких значениях соотношения Сг/№ в результате первичной кристаллизации образуется дельта-феррит, а при более низких - аустенит.
На данной диаграмме следует выделить небольшую, но очень важную область (в виде небольшого треугольника) в температурном интервале кристаллизации, в которой существует одновременно аустенит, феррит и жидкость. Сплавы, кристаллизующиеся как аустенит и расположенные левее этой области, имеют устойчивую аусте-нитную структуру при охлаждении вплоть до комнатных температур. Если же стали кристаллизуются как феррит, то следует отметить весьма важный момент: к концу кристаллизации они могут быть
либо полностью ферритными, либо представлять собой смесь феррита и аустенита.
При быстром охлаждении, характерном для сварки или наплавки, превращение феррита в ау-стенит подавляется, не весь феррит переходит в аустенит, и в микроструктуре сохраняется некоторое количество феррита.
Кроме аустенита или феррита, в аустенитных сталях при кристаллизации также могут образовываться различные выделения в зависимости от химического состава и характера термической обработки. Практически всегда выделяются карбиды, поскольку, как отмечено ранее, хром является сильным карбидообразователем, кроме того на образование карбидов будут оказывать влияние добавки молибдена, ниобия и титана. При этом выделение карбидов по границам зерен, как правило, наблюдается в интервале температур от 700 до 900 °С. В аустенитных сталях также могут образовываться различные фазы: сигма, хи, эта, в и Ла-веса [1; 3].
Микроструктура при комнатной температуре зоны расплавления аустенитных сталей зависит одновременно от характера кристаллизации и от последующих твердофазных превращений. Аусте-нитные стали кристаллизуются как первичный феррит или аустенит в зависимости от конкретного состава стали. После кристаллизации могут возникнуть дополнительные превращения в твердой фазе при охлаждении до комнатной температуры. Такие превращения наиболее важны для внимания к сплавам, у которых образуется первичный феррит, так как основная часть этого феррита может превратиться в аустенит.
Проведенный анализ имеющихся данных исследований, позволил установить, что существует несколько мнений относительно схем и механизмов кристаллизации сталей аустенитного класса.
Например, в работах [20-22] отмечено три типа кристаллизации. Авторы считают, что в ста-бильно-аустенитных сталях с соотношением Сгэкв/№экв<1,12 кристаллизация протекает путем выделения из жидкости у-твердого раствора до полного исчезновения жидкой фазы. При большем соотношении Сгэкв/№экв<1,3 в интервале температур между ликвидусом и солидусом происходит последовательное выделение из жидкости двух твердых фаз: аустенита и междендритного эвтектического феррита, который образуется из последних порций жидкой фазы, обогащенной хромом и никелем по ликвидусному механизму.
Принципиальные изменения в формировании шва при сварке получают стали, у которых соотношение Сгэкв/№экв > 1,3. В таких сталях ведущей
фазой при кристаллизации является феррит. Из него формируется осевая часть дендритных ячеек, где в результате ликвации меньше никеля.
Кроме того, дальнейший анализ данных [2224] показал, что большинство авторов выделяют четыре механизма кристаллизации. Однако некоторые авторы выделяют и пятый механизм кристаллизации.
Например, авторы работ [1; 26-28] описывают, что в металле сварных швов аустенитных нержавеющих сталей возможны четыре основных механизма кристаллизации и превращения в твердой фазе. Для описания также используется фазовая диаграмма состояния системы Ре-Сг-№ (см. рис. 1).
Типы кристаллизации, реакции и конечные микроструктуры, выделяемые данными авторами, приведены в табл. 1, а схемы кристаллизации на рис. 2.
Рис. 2. Схематическое представление режимов затвердевания в сварных швах из аустенитной нержавеющей стали с фазовыми морфологиями: Ь - жидкость [27]
Таблица 1
Типы кристаллизации, реакции и фазы структуро-образования [1; 28]
Тип кристаллизации Реакция Микроструктура
A L ^ L + A ^ A Полностью аустенитная с четкой структурой кристаллизации
AF L ^ L + A ^ L + + A + (A + F^x ^ ^ A + ^вт Феррит по границам ячеек и дендритов
FA L ^ L + F ^ L + F + + (F + -А^ер/эвт ^ ^ F + A Скелетная и/или пластинчатая структура феррита, образовавшегося при превращении из феррита в аустенит
F L ^ L + F ^ F ^ F + A Игольчатый феррит или ферритная матрица с аустенитом по границам зерен и пластинками структуры Видманштет-та
В данных схемах кристаллизации учитывается, что процесс начинается либо через первичный аустенит, либо через первичный феррит. Кристаллизация через первичный аустенит идет по схемам А и АР, кристаллизация через первичный феррит идет по схемам РА и Р.
В процессе кристаллизации по схемам А и АР первой фазой образуется аустенит, а по схемам РА и Р - феррит. Несомненно, что вследствие нестабильности феррита при более низких температурах в процессе охлаждения происходит повторное фазовое перетектическое превращение. В итоге при затвердевании сплава по аустенитному (А) механизму его структура не изменится до низких температур, однако при затвердевании по аустенитно-ферритному механизму (АР) в структуре в некотором количестве будет образовываться эвтектический феррит. Сплавы, затвердевшие по ферритно-аустенитному (РА) и ферритному (Р) механизмам, после фазовых превращений будут содержать в своей структуре не только феррит, но и аустенит.
В зависимости от схемы кристаллизации могут образовываться разные варианты микроструктуры, так как в каждом случае наблюдается последующая фазовая перекристаллизация, но по разным схемам. Анализ исследований позволил систематизировать схемы кристаллизации следующим образом.
Аустенитный механизм кристаллизации (А)
В металле шва возможны две микроструктуры, когда образуется первичный аустенит.
При аустенитном механизме кристаллизации (рис. 3) в металле шва образуется первичный ау-стенит. Полностью аустенитная микроструктура сохраняется при охлаждении вплоть до комнатной температуры. При металлографических исследованиях ячейки и дендриты в такой структуре четко видны благодаря сегрегации легирующих элементов и примесей (рис. 4).
Следует отметить, что кристаллизационная субмикроструктура (ячейки и дендриты) выявляется четко, что характерно для первичного аустенита благодаря сегрегации легирующих элементов и примесей и относительно низкой диффузионной подвижности этих элементов при повышенных температурах, что сохраняет концентрационные пики таких элементов в процессе разделительной диффузии при кристаллизации.
На рис. 5 показана микроструктура аустенит-ного типа кристаллизации при различных скоростях охлаждения (рис. 5, а - 6,5 мм/с, рис. 5, б -100 мм/с). При низких скоростях охлаждения данный тип кристаллизации является дендритным, при высоких - ячеистым.
Рис. 4. Полностью аустенитная структура при кристаллизации по типу А зоны расплавления сварного соединения аустенитной стали [1]
Однако как при низких, так и при высоких скоростях охлаждения изменения состава, вызванные микросегрегацией на границах легирующих элементов и примесей, очерчивают аустенитные зерна после травления темнее, чем внутреннюю часть зерен. Границы аустенитных ячеек травятся так же темно, как и границы зерен. В этом случае общий вид микроструктуры выглядит как массив ячеек, представляющих собой гексагональную сетку (см. рис. 5, б). Кроме того, в пределах ячейки при высоких скоростях охлаждения границы выглядят как длинные параллельные плоскости. Если смотреть под углом к оси ячеек, то по форме они могут быть прямоугольными или трапециевидными.
б
Рис. 5. Микроструктуры аустенитного типа кристаллизации: а - однофазные аустенитные дендриты (сплав 1, 6,5 мм/с); б - однофазные аустенитные ячейки (сплав 1, 100 мм/с) [1]
Кристаллизация типа ЛЕ
Если в конце процесса кристаллизации наряду с первичным аустенитом образуется некоторое количество феррита посредством эвтектической реакции, то такой тип кристаллизации обозначают АБ. Это происходит при наличии в достаточной степени сегрегации элементов-ферритизаторов (в первую очередь хрома и молибдена) по границам субзерен кристаллизации, что приводит к образованию феррита как конечного продукта кристаллизации. Считается, что это происходит по эвтектической реакции, как на рис. 1 показано в трехфазной треугольной области фазовой диаграммы.
Схема кристаллизации типа АБ приведена на рис. 6.
На рис. 7, а, показан аустенитно-ферритный тип кристаллизации при низкой скорости охлаждения, на рис. 7, б - при высокой скорости охлаждения. Частицы феррита присутствуют в границах и стенках ячейки. Произошедшая некоторая трансформация твердого состояния, оставляет изолированные сферы феррита на стенках клетки или дендрита. Феррит, образующийся вдоль границ зерен, относительно стабилен и сопротивляется превращению в аустенит в условиях охлаждения при сварке, так как он уже достаточно обогащен эле-ментами-ферритизаторами.
б
Рис. 7. Микроструктуры аустенитно-ферритного типа кристаллизации: а - междендритный феррит (сплав 2, 6,5 мм/с); б - межклеточный феррит (сплав 2, 25 мм/с) [1]
Например, механизм кристаллизации АР с различными морфологиями феррита установлен при исследовании наплавленных валиков при плазма-МИГ-наплавке. Однако такой механизм кристаллизации наблюдается в нижней и средней части валика, морфология феррита в основном
скелетная. Участки с АР-механизмом кристаллизации появляются примерно на 1/3 от глубины про-плавления, но не более чем на 10 % полей зрения (рис. 8).
Рис. 8. Микроструктура одноваликового образца, полученного плазменной наплавкой плавящимся электродом
Ферритно-аустенитный или первичный ферритный (FA) механизм кристаллизации
При ферритно-аустенитном типе кристаллизации в конце кристаллизации первичного феррита вдоль границ ячеек и дендритов формируется ау-стенит в результате перитектико-эвтектической реакции. Эта реакция соответствует треугольной зоне диаграммы (см. рис. 1), она называется пери-тектико-эвтектической, поскольку зависит от состава, а ее результат определяется переходом от перитектической реакции системы Ре-№ к эвтектической системе Ре-Сг-№.
По завершении кристаллизации микроструктура металла состоит из дендритов первичного феррита с междендритными прослойками аустени-та. При этом количество аустенита зависит от условий кристаллизации и значения Сгэкв/№экв. По мере увеличения этого значения количество аусте-нита снижается вплоть до образования полностью ферритной структуры в результате кристаллизации, и в такой области кристаллизация типа РА переходит в тип Р (рис. 9).
Если скорость охлаждения сварного или наплавленного шва умеренная и/или мало значение Сгэкв/№экв, то в пределах области РА (см. рис. 1) морфология феррита «червеобразная» или скелетная. Это следствие процесса поглощения феррита
аустенитом до тех пор, пока феррит не будет достаточно обогащен элементами-ферритизаторами (хромом и молибденом) и обеднен элементами-аустенизаторами (никелем, углеродом и азотом). Стабильность такого процесса отмечается при низкой температуре, когда скорость диффузии мала. Скелетная микроструктура показана схематично на рис. 9, а.
механизму кристаллизации наблюдается и скелетная, и пластинчатая морфология феррита (рис. 10).
а б
Рис. 9. Кристаллизация по типу БА: а - скелетный феррит; б - пластинчатая морфология [1]
При высокой скорости охлаждения и/или при увеличении значения Сгэкв/Мэкв в пределах диапазона кристаллизации типа БЛ (см. рис. 1) имеет место пластинчатая морфология феррита. Она формируется на месте скелетной вследствие ограничения скорости диффузии при ферритно-аустенитном превращении. С сокращением диффузионного пути превращение будет протекать эффективнее с образованием более плотно залегающих пластинок. Это приводит к тому, что остаточные включения феррита перерезают направления роста исходных дендритов или ячеек, что схематично показано на рис. 9, б.
Наглядно микроструктура при кристаллизации по ферритно-аустенитному механизму (БЛ) показана на примере наплавленных образцов при плазменной наплавке (при более высоких скоростях охлаждения) и плазма-МИГ-наплавке (при более медленных скоростях охлаждения). При плазменной наплавке аустенитных сталей по БЛ-
б
Рис. 10. Микроструктура при кристаллизации по БА-механизму: а - плазменная наплавка; б - плазма-МИГ-наплавка
Если рассматривать технологии при весьма высоких скоростях охлаждения и кристаллизации, например при лазерной или электронно-лучевой сварке, возможно полное превращение феррита в аустенит вследствие бездиффузионного механизма превращения. Также возможно изменение в первичном характере кристаллизации при переходе с ферритного типа кристаллизации на аустенитный при высоких скоростях кристаллизации [1; 4; 21].
По мере охлаждения металла шва через двухфазную область дельта-феррит + аустенит феррит становится нестабильным (по нарастающей степени), и аустенит начинает поглощать феррит по реакции, контролируемой диффузией. Дискуссии о природе этой реакции велись достаточно продолжительное время, но в настоящее время признано, что диффузия контролирует скорость и природу этого превращения на границе «аустенит - феррит».
Ферритный (Р) механизм кристаллизации
Микроструктура, формирующаяся в аусте-нитных нержавеющих сталях в результате кристаллизации типа Б, также зависит от химического состава и скорости охлаждения. При низких значениях Сгэкв/№экв в пределах диапазона кристаллиза-
ции типа Б внутри ферритных зерен формируется игольчатый феррит (см. рис. 1). Эта структура схематично показана на рис. 11, а. Следует отметить, что по границам бывших ферритных зерен имеется непрерывная сетка аустенита, и игольчатый феррит находится не по границам исходных дендритов феррита, как при образовании пластинок феррита при кристаллизации типа БА (см. рис. 9, б). Это объясняется отсутствием аустенита внутри ферритных зерен при кристаллизации типа Б.
В твердом состоянии структура полностью ферритная перед началом аустенитного превращения. При охлаждении такой структуры ниже точки на линии превращения «феррит - аустенит» аусте-нит первоначально образуется по границам ферритных зерен, но фронт превращений «сламывается», и параллельные иглы аустенита формируются внутри феррита. Аналогично кристаллизации по типу БА с образованием пластинчатого феррита подавление диффузии на больших расстояниях при низких температурах превращения «вынуждает» превращения происходить в более узких областях, что дает игольчатую структуру, показанную на рис. 11, а.
а б
Рис.11. Схема кристаллизации по типу Б: а - игольчатый феррит; б - феррит и видманштеттовый аустенит [1]
При более высоких значениях Сгэкв/№экв при неизменной скорости охлаждения микроструктура состоит из ферритной матрицы с аустенитом по границам зерен и видманштеттовых аустенитных пластинок, зародившихся по границам зерен ау-стенита или внутри ферритных зерен. Такая микроструктура показана на схеме рис. 11, б.
В этом случае превращение не происходит полностью по ферритному зерну. Первоначальный аустенит вновь формируется по границе ферритно-го зерна, но превращение по всему зерну подавляется низкой скоростью диффузии и низкой движущей силой (равновесная структура содержит больше феррита). Это вновь поясняет псевдобинарная диаграмма (см. рис. 1). По мере увеличения значения Сгэкв/№экв точка на линии превращения «феррит - аустенит» понижается, и равновесное содержание феррита увеличивается, уменьшая, таким образом, движущую силу превращения «феррит - аустенит» и температуру, при которой это превращение начинается.
Следует отметить, что на практике кристаллизация типа Б совсем нехарактерна для металла шва аустенитных нержавеющих сталей. Большинство присадочных материалов составлено таким образом, что кристаллизация происходит по типу БА с содержанием феррита от 5 до 20 БК (ферритное число). Только высоколегированные присадочные материалы, такие как 309ЬМо и 312 (30Сг-10№), могли бы рассматриваться как микроструктуры, имеющие более высокое содержание феррита [29; 30].
Кроме того, важно понимать природу различных границ, образующихся в металле шва или наплавленном металле аустенитных сталей, которые могут служить дефектами, возникающими при обработке металла или эксплуатации. Границы, как правило, хорошо просматриваются в металле при кристаллизации типа А или АБ. В целом металлографически можно выделить три типа границ: границы субзерен кристаллизации, границы зерен кристаллизации и мигрирующие границы зерен [1; 3].
Исследования вопроса механизма кристаллизации аустенитных сталей позволили выявить, кроме четырех, описанных выше схем кристаллизации, пятый механизм кристаллизации, который носит название - эвтектический феррит и эвтектический аустенит (Е). Данный механизм кристаллизации описан в работах [25; 27].
Механизм кристаллизации - эвтектический феррит и эвтектический аустенит (Е)
Следует отметить, что ключевое отличие между эвтектической и эвтектоидной реакциями заключается в том, что в эвтектических реакциях жидкость превращается в две твердые фазы одновременно, тогда как в эвтектоидной реакции твердое тело превращается в две другие твердые фазы одновременно.
При таком механизме кристаллизации наблюдаются как аустенитные, так и ферритные дендриты. Такое возможно в сплавах, имеющих отношение Сгэкв/№экв, точно сбалансированное при
точке перехода между ЛБ и БЛ. Типичная структура такого типа упоминается как эвтектическая структура. Однако такие структуры полностью отличаются от тех, что обычно наблюдаются: выровненные эвтектические структуры, которые растут вместе объединёнными механизмами или разведенные эвтектики. По сути, такой тип кристаллизации возможен при разных режимах и на разных участках сварного или наплавленного шва и представляет только переходную структуру [28].
Кроме вышеописанных механизмов кристаллизации, анализ данных показал, что исследования в области влияния скорости охлаждения на микроструктуру сталей аустенитного класса являются достаточно актуальными. По результатам анализа выявлено, что быстрое охлаждение может резко изменить микроструктуру таких сплавов. Самые медленные скорости охлаждения приводят к направленной кристаллизации и, как следствие, к дендритным микроструктурам, близким к равновесным. Самые высокие скорости охлаждения достигаются за счет сварки или наплавки с высокой удельной мощностью и быстрой скоростью затвердевания, в результате чего микроструктуры далеки от равновесных. Диапазон скоростей охлаждения между этими двумя крайними значениями может отличаться на несколько порядков и приводить к сложным микроструктурным особенностям, которые развиваются во время кристаллизации аустенитных сталей.
Так, на рис. 12 и 13 представлены микроструктуры наплавленного металла в поперечном сечении, полученных плазменной и плазма-МИГ-наплавкой соответственно. Процессы наплавки отличаются скоростями охлаждения, как отмечено ранее. Однако в обоих случаях микроструктура имеет дендритное строение с образованием 5-феррита в междендритном пространстве, характерное для наплавленного металла стали аустенит-ного класса. На панорамных снимках (рис. 12, а, и 13, а) видна столбчатая форма дендритов, зоны сплавления между слоями и прорастание дендри-тов сквозь зоны сплавления. По глубине слоев наблюдается незначительное изменение дисперсности микроструктуры. При наплавке плазма-МИГ практически между всеми слоями в зонах сплавления наблюдается совпадение направления роста столбчатых дендритов нижнего слоя с верхним (см. рис. 12). При плазменной наплавке подобная тенденция роста кристаллитов наблюдается не во всех слоях, транскристаллитный рост происходит в пределах 2-3 слоев [17].
Также стоит отметить, что при плазменной наплавке образуется более мелкодисперсная микроструктура с более тонкими междендритными выделениями 5-феррита (см. рис. 12), чем при наплавке плазма-МИГ, что и характеризуется проявлением разного механизма кристаллизации наплавленного металла.
а в д
Рис. 12. Микроструктуры металла при плазменной наплавке: а - панорамный снимок, ><50; б, в - зона сплавления, ><200; г, д - зона сплавления, ><500
а в д
Рис. 13. Микроструктуры металла при наплавке плазма-МИГ: а - панорамный снимок, *50; б, в - зона сплавления,
х200; г, д - зона сплавления, ><500
Дальнейшие исследования позволили установить, что химический состав и скорость охлаждения являются одинаково важными характеристиками в формировании микроструктуры. Например, авторы [3; 31; 32], оценив микроструктуру, образующуюся в сварных швах с медленным охлаждением, с микроструктурой, образующейся в сварных швах при сварке лазерным лучом с высокой скоростью охлаждения, установили, что:
1) содержание феррита в сплавах с низким соотношением Сгэкв/№экв уменьшается с увеличением скорости охлаждения, тогда как
2) содержание феррита в сплавах с высоким соотношением Сгэкв/№экв, наоборот, возрастает с увеличением скорости охлаждения.
Такая закономерность изменения остаточного феррита в зависимости от скорости охлаждения была также установлена в поверхностно-расплавленных сплавах при электронно-лучевой и лазерной обработке [33-35].
Таким образом, разное содержание феррита в зависимости от скорости охлаждения связано с тем, что: во-первых, в сплавах с низким соотношением Сгэкв/№экв при затвердевании в качестве первичной фазы является аустенит, однако содержание феррита в таких сплавах уменьшается с увеличением скорости охлаждения в связи с уменьшением количества перераспределения растворенного вещества при высоких скоростях охлаждения [35]; во-вторых, в сплавах с высоким соотношением Сгэкв/№экв при затвердевании в качестве первичной фазы является феррит, и содержание
феррита в таких сплавах возрастает с увеличением скорости охлаждения в связи с уменьшением времени фазовых превращений в твердом состоянии.
По результатам анализа данных исследований установлено, что выделяют пять механизмов кристаллизации в аустенитных сталях: аустенитный (А), аустенитно-ферритный (АБ), ферритно-аусте-нитный (БЛ), ферритный (Б), а также эвтектический феррит и эвтектический аустенит (Е). Следует отметить, что при аустенитном механизме кристаллизации скорость охлаждения влияет на тип кристаллизации. При низких скоростях охлаждения тип кристаллизации является дендридным, при высоких -ячеистым. Общий вид микроструктуры представляет собой массив ячеек, представляющих собой гексагональную сетку. Кроме того, при аустенитно-ферритном механизме кристаллизации при низкой скорости охлаждения образуются дендриты с ферритом на стенках, при высокой скорости - ячейки, частицы феррита присутствуют в границах и стенках ячейки. Феррит, образующийся вдоль границ зерен, относительно стабилен и сопротивляется превращению в аустенит в условиях охлаждения при наплавке, так как он уже достаточно обогащен элементами-ферритизаторами [17].
При ферритно-аустенитном механизме кристаллизации скорость охлаждения влияет на морфологию феррита, при низкой или умеренной скорости охлаждения морфология феррита преимущественно скелетная, при высокой скорости охлаждения и/или при увеличении значения Сгэкв/№экв имеет место пластинчатая или кружевная
морфология феррита. Она формируется на месте скелетной вследствие ограничения скорости диффузии при феррито-аустенитном превращении. Весьма высокие скорости охлаждения при кристаллизации создают условия полного превращения феррита в аустенит вследствие бездиффузионного механизма превращения. Также возможно изменение в первичном характере кристаллизации при переходе с ферритного типа кристаллизации на аустенитный при высоких скоростях кристаллизации. Следовательно, при изменении скорости охлаждения ферритно-аустенитный механизм кристаллизации может смениться на аустенитно-ферритный или эвтектический.
Библиографический список
1. Липпольд Д. Металлургия сварки и свариваемость нержавеющих сталей: [пер. с англ.] / под. ред. Н.А. Соснина, А.М. Левченко. - СПб.: Изд-во Политехн. ун-та, 2011. - 467 с.
2. Специальные стали: учеб. пособие / Е.В. Брат-ковский, А.В. Заводяный, А.Н. Шаповалов, Е.А. Шевченко. - Новотроицк: НФ НИТУ «МИСиС», 2013 - 87 с.
3. Katayama S., Fujimoto T., Matsunawa A. Correlation among solidification process, micro structure, micro-segregation and solidification cracking susceptibility in stainless steel weld metals (materials, metallurgy & weld-ability) // Transactions of JWRI. - 1985. - Т. 14, №. 1. -С. 123-138.
4. David S.A., Goodwin G.M., Braski D.N. Solidification behavior of austenitic stainless steel filler metals. Welding Journal. - 1979. - Vol. 58(11). - P. 330-336.
5. Суфияров В.Ш. Анализ и моделирование процессов формирования дендритной неоднородности в сталях с целью её устранения: автореф. дис. ... канд. техн. наук. - СПб., 2013.
6. Ишина Е.А., Кудряшова Н.Н., Маслова О.В. Неравновесная кристаллизация. Кинетика кристаллизации сплавов: учебное пособие / М-во науки и высш. образов. РФ. - Екатеринбург: Изд-во Урал. ун-та, 2021. - 92 с.
7. Influence of special solidification conditions of steel ingots on the formation of their structure and characteristics of non-metallic inclusions / D.A. Shurygin, L.Ya. Levkov, V.S. Dub, S.V. Orlov [et al.] // Solidifications: computer simulation, experiments and technology: Abstract of the IX international conference. - Izhevsk: UdmFRC UB RAS Publ., 2022. - 258 p.
8. Исследование влияния условий кристаллизации на формирование структуры супердуплексных сталей / К.Н. Уткина, Л.Я. Левков, А.И. Житенев, А.С. Федоров [и др.] // Кристаллизация: компьютерные модели, эксперимент, технологии: тезисы IX Международной конференции. - Ижевск: Изд-во УдмФИЦ Уро РАН, 2022. -С. 131-132.
9. Шутов И.В., Королев М.Н., Кривилев М.Д. Исследование особенностей структурообразования при смачивании поверхности АМг3 расплавом припоя Zn-Al-Cu при высокотемпературной пайке // Кристаллизация: компьютерные модели, эксперимент, технологии:
тезисы IX Международной конференции. - Ижевск: Изд-во УдмФИЦ Уро РАН, 2022. - С. 138-140.
10. Высокотемпературное селективное лазерное спекание механосплавленных порошков W-Fe: фазовый состав, микроструктура и свойства износостойких покрытий / М.А. Еремина, С.Ф. Ломаева, Е.В. Харанжев-ский, А.Н. Бельтюков // Кристаллизация: компьютерные модели, эксперимент, технологии: тезисы IX Международной конференции. - Ижевск: Изд-во УдмФИЦ Уро РАН, 2022. - С. 193-194.
11. Литунов С.Н., Слободенюк В.С., Мельников Д.В. Обзор и анализ аддитивных технологий. Часть 1 // Омский научный вестник. - 2016. - №. 1 (145). -С. 12-17.
12. Передовые технологии аддитивного производства металлических изделий / А. А. Осколков, Е. В. Матвеев, И.И. Безукладников [и др.] // Вестник Пермского национального исследовательского политехнического университета. Машиностроение, материаловедение. -2018. - Т. 20, № 3. - С. 90-105. - DOI: 10.15593/22249877/2018.3.11
13. Чумаков Д.М. Перспективы использования аддитивных технологий при создании авиационной и ракетно-космической техники // Труды МАИ. - 2014. -№ 78. - С. 31.
14. Зражевский А. В. Применение аддитивных технологий в промышленности // Наукосфера. - 2021. -№ 8-1. - С. 9-13.
15. Аддитивные технологии / А.И. Рудской, А.А. Попович, А.В. Григорьев, Д.Е. Каледина. - СПб.: Федеральное государственное автономное образовательное учреждение высшего образования «Санкт-Петербургский политехнический университет Петра Великого», 2017. - 252 с.
16. Kundrat D.M., Elliott J.F. Phase relationships in the Fe-Cr-Ni system at solidification temperatures // Metallurgical Transactions A. - 1988. - Vol. 19. - Р. 899-908.
17. Душина А.Ю. Послойная плазменная наплавка сталей аустенитного класса типа 308lsi для аддитивного производства: автореф. дис. ... канд. техн. наук. - Пермь, 2022.
18. Suutala N., Takalo T., Moisio T. Ferritic-austenitic solidification mode in austenitic stainless steel welds // Metallurgical Transactions. - 1980. - Vol. 11A(5). - P. 717-725.
19. Jacob G. Prediction of solidification phases in Cr-Ni stainless steel alloys manufactured by laser based powder bed fusion process // NIST. Adv. Manuf. Ser. - 2018. -Vol. 100-114. - P. 1-38.
20. Transformation of austenite to duplex austenite-ferrite assembly in annealed stainless steel 316L consolidated by laser melting / K. Saeidi, X. Gao, F. Lofaj, L. Kvetkovâ, Z.J. Shen // J. Alloy. Comp. - 2015. -Vol. 633. - P. 463-469.
21. Алешин Д.В. О некоторых особенностях дендритной кристаллизации конструкционной хромоникель-молибденовой стали: автореф. дис. ... канд. техн. наук / Центр. науч.-исслед. ин-т черной металлургии им. И.П. Бардина. - М., 1962. - 21 с.
22. Influences of Cr/Ni equivalent ratios of filler wires on pitting corrosion and ductility-dip cracking of AISI 316l weld metals / Y.H. Kim, D.G. Kim, J.H. Sung, I.S. Kim,
D.E. Ko, N.H. Kang, H.U. Hong, J.H. Park, H.W. Lee // Met. Mater. Int. - 2011. - No. 17. - P. 151-155.
23. Balmforth M.C., Lippold J.C. A New Ferritic-Martensitic Stainless Steel Constitution Diagram. New equivalency relationships improve the accuracy for predicting weld metal microstructure // Supplement to the welding journal. - 2000. - P. 339-345.
24. Suuatala N., Takalo T., Moisio T. The relationship between solidification and microstructure in austenitic and austenitic-ferritic stainless steel welds // Metall. Trans. A. -1979. - No. 10. - P. 512-514.
25. Elmer J.W., Allen S.M., Eagar T.W. Microstructural Development during Solidification of Stainless Steel Alloys // Metallurgical and Materials Transactions A. -1989. - Vol. 20A. - P. 2117-2131.
26. Microstructure and mechanical properties of 308L stainless steel fabricated by laminar plasma additive manufacturing / M. Li, T. Lu, J. Dai, X. Jia, X. Gu, T. Dai // Mater. Sci. Eng. A. - 2020. - Vol. 770. - P. 138523.
27. Microstructural Evolution during Solidification of Austenitic Stainless Steel Weld Metals: A Color Metallographic and Electron Microprobe Analysis Study / K. Raja-sekhar, C.S. Harendranath, R. Raman, S.D. Kulkarni // Materials characterization. - 1997. - No. 38. - P. 53-65. Elsevier Science Inc., 1997.
28. Differential scanning calorimetry study of the solidification sequence of austenitic stainless steel / D.S. Petrovic, G. Klancnik, M. Pirnat, J. Medved // Journal of Thermal Analysis and Calorimetry. - 2011. - No. 105. - P. 251-257.
29. Le V.T., Mai D.S., Hoang Q.H. Effects of cooling conditions on the shape, microstructures, and material properties of SS308L thin walls built by wire arc additive manufacturing // Mater. Lett. - 2020. - No. 280. - P. 128580.
30. Siewert T.A., McCowan C.N., Olson D.L. Ferrite number prediction to 100 FN in stainless steel weld metal // Welding Journal. - 1988. - Vol. 67(12). - P. 289-298.
31. Suutala N., Takalo T., Moisio T. // Metall. Trans. A. - 1979. - Vol. 10A. - P. 512-514.
32. David S.A. // Welding Journal. - 1981. -Vol. 60 (4). - P. 63-71.
33. Correlation between process parameters, microstructure and properties of 316 L stainless steel processed by selective laser melting / T. Kurzynowski, K. Gruber, W. Stopyra, B. Ku'znicka, E. Chlebus // Mater. Sci. Eng. A. -2018. - Vol. 718. - P. 64-73.
34. Effect of heat treatment on microstructure, mechanical and corrosion properties of austenitic stainless steel 316L using arc additive manufacturing / Chen X., Li J. [et al.] // Mater. Sci. Eng. A. - 2018. - Vol. 715. - P. 307-314.
35. Anisotropy of the tensile properties in austenitic stainless steel obtained by wire-feed electron beam additive growth / E.V. Melnikov, E.G. Astafurova, S.V. Astafurov, M.Y. Panchenko, V.A. Moskvina, G.G. Maier, S.V. Astafurov, A.S. Fortuna, K.A. Reunova, V.E. Rubtsov [et al.] // Letter Materials. - 2019. - Vol. 9. - P. 460-464.
References
1. Lippol'd D. Metallurgiia svarki i svarivae-most' nerzhaveiushchikh stalei [Welding Metallurgy and Weld-ability of Stainless Steels]. Ed. N.A. Sosnina, A.M. Levchen-ko. Saint-Petersburg: Izdatelstvo Politekhnicheskogo universiteta, 2011, 467 p.
2. Bratkovskii E.V., Zavodianyi A.V., Shapovalov A.N., Shevchenko E.A. Spetsial'nye stali: uchebnoe posobie [Special steels]. Novotroitsk: NF NITU «MISiS», 2013, 87 p.
3. Katayama S., Fujimoto T., Matsunawa A. Correlation among solidification process, micro structure, micro-segregation and solidification cracking susceptibility in stainless steel weld metals (materials, metallurgy & weld-ability). Transactions of JWRI, 1985, vol. 14, no. 1, pp. 123-138.
4. David S.A., Goodwin G.M., Braski D.N. Solidification behavior of austenitic stainless steel filler metals. Welding Journal, 1979, vol. 58(11), pp. 330-336.
5. Sufiiarov V.Sh. Analiz i modelirovanie pro-tsessov formirovaniia dendritnoi neodnorodnosti v staliakh s tsel'iu ee ustraneniia [Analysis and modeling of the formation of dendritic heterogeneity in steels in order to eliminate it]. PhD. Theses. Saint-Petersburg, 2013.
6. Ishina E.A., Kudriashova N.N., Maslova O.V. Neravnovesnaia kristallizatsiia. Kinetika kristallizatsii splavov: uchebnoe posobie [Nonequilibrium crystallization. Kinetics of crystallization of alloys]. Ministerstvo nauki i vysshego obrazovaniia RF. Ekaterinburg: Izdatelstvo Uralskogo universiteta, 2021, 92 p.
7. Shurygin D.A., Levkov L.Ya., Dub V.S., Orlov S.V. et al. Influence of special solidification conditions of steel ingots on the formation of their structure and characteristics of non-metallic inclusions. Solidifications: computer simulation, experiments and technology: Abstract of the IX international conference. Izhevsk: UdmFRC UB RAS Publ., 2022, 258 p.
8. Utkina K.N., Levkov L.Ia., Zhitenev A.I., Fedo-rov A.S. et al. Issledovanie vliianiia uslovii kristallizatsii na formirovanie struktury superdupleksnykh stalei [Study of the effect of crystallization conditions on the formation of the structure of super duplex steels]. Kristallizatsiia: komp'iuternye modeli, eksperiment, tekhnologii: tezisy IX Mezhdunarodnoi konferentsii. Izhevsk: Izdatelstvo UdmFITs Uro RAN, 2022, pp. 131-132.
9. Shutov I.V., Korolev M.N., Krivilev M.D. Is-sledo-vanie osobennostei strukturoobrazovaniia pri smachivanii poverkhnosti AMg3 rasplavom pripoia Zn-Al-Cu pri vysokotemperaturnoi paike [Study of structure formation during wetting of AMg3 surface with Zn-Al-Cu solder melt during high-temperature soldering]. Kristallizatsiia: komp'iuternye modeli, eksperiment, tekhnologii: tezisy IX Mezhdunarodnoi konferentsii. Izhevsk: Izdatelstvo UdmFITs Uro RAN, 2022, pp. 138-140.
10. Eremina M.A., Lomaeva S.F., Kharanzhevskii E.V., Bel'tiukov A.N. Vysokotemperaturnoe selektivnoe lazernoe spekanie mekhanosplavlennykh poroshkov W-Fe: fazovyi sostav, mikrostruktura i svoistva iznosostoikikh pokrytii [High-temperature selective laser sintering of mechanically melted W-Fe powders: phase composition, microstructure, and properties of wear-resistant coatings]. Kristallizatsiia: komp'iuternye modeli, eksperiment, tekhnologii: tezisy IX Mezhduna-rodnoi konferentsii, Izhevsk: Izdatelstvo UdmFITs Uro RAN, 2022, pp. 193-194.
11. Litunov S.N., Slobodeniuk V.S., Mel'ni-kov D.V. Obzor i analiz additivnykh tekhnologii. Chast' 1 [Review and analysis of additive technologies. Part 1]. Omskii nauchnyi vestnik, 2016, no. 1 (145), pp. 12-17.
12. Oskolkov A.A., Matveev E.V., Bezukladnikov I.I. et al. Peredovye tekhnologii additivnogo proizvod-stva metallicheskikh izdelii [Advanced technologies of additive manufacturing of metal products]. Vestnik Permskogo natsional'nogo issledovatel'skogo politekhnicheskogo universiteta. Mashinostroenie, materialovedenie, 2018, vol. 20, no. 3, pp. 90-105. - DOI: 10.15593/2224-9877/2018.3.11
13. Chumakov D.M. Perspektivy ispol'zovaniia ad-ditivnykh tekhnologii pri sozdanii aviatsionnoi i ra-ketno-kosmicheskoi tekhniki [Prospects for the use of additive technologies in the construction of aerospace and rocket technology]. Trudy MAI, 2014, no. 78, pp. 31.
14. Zrazhevskii A.V. Primenenie additivnykh tekhnologii v promyshlennosti [Application of additive technologies in industry]. Naukosfera, 2021, no. 8-1, pp. 9-13.
15. Rudskoi A.I., Popovich A.A., Grigor'ev A.V., Kaledina D.E. Additivnye tekhnologii [Additive technologies]. Saint-Petersburg: Federal'noe gosudarstvennoe avtonomnoe obrazova-tel'noe uchrezhdenie vysshego obrazovaniia «Sankt-Peterburgskii politekhnicheskii universitet Petra Velikogo», 2017, 252 p.
16. Kundrat D.M., Elliott J.F. Phase relationships in the Fe-Cr-Ni system at solidification temperatures. Metallurgical Transactions A, 1988, vol. 19, pp. 899-908.
17. Dushina A.Iu. Posloinaia plazmennaia naplavka stalei austenitnogo klassa tipa 308lsi dlia additivnogo proizvodstva [Layer-by-layer plasma surfacing of 308lsi type austenitic steels for additive manufacturing]. PhD. Theses. Perm', 2022.
18. Suutala N., Takalo T., Moisio T. Ferritic-austenitic solidification mode in austenitic stainless steel welds. Metallurgical Transactions, 1980, vol. 11A(5), pp. 717-725.
19. Jacob G. Prediction of solidification phases in Cr-Ni stainless steel alloys manufactured by laser based powder bed fusion process. NIST. Advanced Manufacturing Series, 2018, vol. 100-114, pp. 1-38.
20. Saeidi K., Gao X., Lofaj F., Kvetkovâ L., Shen Z.J. Transformation of austenite to duplex austenite-ferrite assembly in annealed stainless steel 316L consolidated by laser melting. Journal Alloy. Comp., 2015, vol. 633, pp. 463-469.
21. Aleshin D.V. O nekotorykh osobennostiakh dend-ritnoi kristallizatsii konstruktsionnoi khromonikel'-molibdenovoi stali [On some features of dendritic crystallization of structural chromium-nickel-molybdenum steel]. PhD. Theses. Moscow, 1962, 21 p.
22. Kim Y.H., Kim D.G., Sung J.H., Kim I.S., Ko D.E., Kang N.H., Hong H.U., Park J.H., Lee H.W. Influences of Cr/Ni equivalent ratios of filler wires on pitting corrosion and ductility-dip cracking of AISI 316l weld metals. Met. Mater. Int., 2011, no. 17, pp. 151-155
23. Balmforth M. C., Lippold J. C. A New Ferritic-Martensitic Stainless Steel Constitution Diagram. New equivalency relationships improve the accuracy for predicting weld metal microstructure. Supplement to the welding journal, 2000, pp. 339-345
24. Suuatala N., Takalo T., Moisio T. The relationship between solidification and microstructure in austenitic and austenitic-ferritic stainless steel welds. Metall. Trans. A, 1979, no.10, pp. 512-514
25. Elmer J.W., Allen S.M., Eagar T.W. Microstructural Development during Solidification of Stainless Steel
Alloys. Metallurgical and Materials Transactions A, 1989, vol. 20A, pp. 2117- 2131.
26. Li M., Lu T., Dai J.,Jia X., Gu X., Dai T. Microstructure and mechanical properties of 308L stainless steel fabricated by laminar plasma additive manufacturing. Mater. Sci. Eng. A, 2020, vol. 770, 138523
27. Rajasekhar K., Harendranath C. S., Raman R., Kulkarni S. D. Microstructural Evolution during Solidification of Austenitic Stainless Steel Weld Metals: A Color Metallographic and Electron Microprobe Analysis Study. Materials characterization, 1997, no. 38, pp. 53-65. Elsevier Science Inc., 1997.
28. Petrovic D.S., Klanc"nik G., Pirnat M., Medved J. Differential scanning calorimetry study of the solidification sequence of austenitic stainless steel. Journal of Thermal Analysis and Calorimetry, 2011, no. 105, pp. 251-257.
29. Le V.T., Mai D.S., Hoang Q.H. Effects of cooling conditions on the shape, microstructures, and material properties of SS308L thin walls built by wire arc additive manufacturing. Mater. Lett, 2020, no. 280, 128580.
30. Siewert T. A., McCowan C. N., Olson D. L. Ferrite number prediction to 100 FN in stainless steel weld metal. Welding Journal, 1988, 67(12), pp. 289-298.
31. Suutala N., Takalo T., Moisio T. Metall. Trans. A, 1979, vol. 10A, pp. 512-14.
32. David S.A. Welding Journal., 1981, vol. 60 (4), pp. 63-71.
33. Kurzynowski T., Gruber K., Stopyra W., Ku'znicka B., Chlebus E. Correlation between process parameters, microstructure and properties of 316 L stainless steel processed by selective laser melting. Mater. Sci. Eng. A, 2018, vol. 718, pp. 64-73.
34. Chen X., Li J.et al. Effect of heat treatment on microstructure, mechanical and corrosion properties of austen-itic stainless steel 316L using arc additive manufacturing. Mater. Sci. Eng. A, 2018, vol. 715, pp. 307-314.
35. Melnikov E.V., Astafurova E.G., Astafurov S.V., Panchenko M.Y., Moskvina V.A., Maier G.G., Astafurov S.V., Fortuna A.S., Reunova K.A., Rubtsov V.E. et al. Ani-sotropy of the tensile properties in austenitic stainless steel obtained by wire-feed electron beam additive growth. Letter Materials, 2019, vol. 9, pp. 460-464.
Поступила: 17.12.2022
Одобрена: 09.02.2023
Принята к публикации: 15.02.2023
Сведения об авторах
Ольшанская Татьяна Васильевна (Пермь, Россия) - доктор технических наук, профессор кафедры сварочного производства, метрологии и технологии материалов Пермского национального исследовательского политехнического университета (Россия, 614990, г. Пермь, Комсомольский пр., 29, е-mail: tvo66@rambler.ru).
Федосеева Елена Михайловна (Пермь, Россия) -кандидат технических наук, доцент кафедры сварочного производства, метрологии и технологии материалов Пермского национального исследовательского политехнического университета (Россия, 614990, г. Пермь, Комсомольский пр., 29, е-mail: emfedoseeva@pstu.ru).
Душина Алёна Юрьевна (Пермь, Россия) - старший преподаватель кафедры сварочного производства, метрологии и технологии материалов Пермского национального исследовательского политехнического университета (Россия, 614990, г. Пермь, Комсомольский пр., 29, е-mail: alena@pstu.ru).
About the authors
Tatyana V. Olshanskaya (Perm, Russian Federation) -Doctor of Technical Sciences, Professor, Department of Welding Production, Metrology and Technology of Materials, Perm National Research Polytechnic University (29, Komsomolsky ave., Perm, 614990, Russian Federation, e-mail: tvo66@rambler.ru).
Elena M. Fedoseeva (Perm, Russian Federation) -Ph.D. in Technical Sciences, Associate Professor, Department of Welding Production, Metrology and Technology of
Materials, Perm National Research Polytechnic University (29, Komsomolsky ave., Perm, 614990, Russian Federation, e-mail: emfedoseeva@pstu.ru).
Alyona Yu. Dushina (Perm, Russian Federation) -Assistant Professor, Department of Welding Production, Metrology and Technology of Materials, Perm National Research Polytechnic University (29, Komsomolsky ave., Perm, 614990, Russian Federation, e-mail: alena@pstu.ru).
Финансирование. Исследование не имело спонсорской поддержки.
Конфликт интересов. Авторы заявляют об отсутствии конфликта интересов.
Вклад всех авторов равноценен.
