Закалка с последующим обогащением углеродом непревращенного аустенита (Q&P обработка) мартенситной коррозионностойкой стали AISI 414

В последние годы Q&P обработка была успешно использована для повышения комплекса свойств некоторых промышленных коррозионностойких сталей мартенситного класса [10–12]. Так, закалка стали AISI 410 (Fe–0,1 %C– 12%Cr) до температуры 240 °С и последующая выдержка при 450 °С в течение 6 мин обеспечила ~ 15 % обогащенного углеродом остаточного аустенита [10]. За счет TRIP эффекта достигнуто общее удлинение 22 % при пределе прочности 1200 МПа. Указывается, что добавки кремния в данном случае не являются обязательными, так как выделение карбидов в процессе стабилизирующей выдержки при 450 °С в значительной степени подавляется высоким содержанием хрома [10]. Тем не менее, легирование стали AISI 1 % кремния дополнительно увеличило долю остаточного аустенита и, как следствие, пластичность стали [11]. Применение Q&P обработки к стали AISI 420 (Fe–0,3 %C– 13 %Cr) показало, что присутствие в структуре «свежего» мартенсита, образованного в процессе охлаждения от температуры стабилизирующей выдержки, приводит к резкому падению пластичности и хрупкому разрушению и потому не допустимо [12]. В оптимальном режиме Q&P обработки (закалка до 80 °С с отжигом при 450 °С в течение 3 мин) обеспечивается наилучшее соотношение прочности и пластичности (предел прочности 1570 МПа, общее удлинение 16 %).

Материал и методика исследований

Химический состав исследуемой коррозионностойкой стали 15Х13Н2 (AISI 414) мартенситного класса приведен в табл. 1. Образцы для исследования вырезались из горячекатаной трубы, прошедшей термическую обработку, включающую закалку из межкритического интервала и последующий двукратный отпуск.

Цилиндрические образцы нагревали в вакууме до температуры аустенитизации 1150 °С со скоростью 10 °С/с и выдерживали 180 с. Высокая температура нагрева обеспечивала полное растворение карбидов, присутствующих в исходной структуре [12]. После аустенитизации один из образцов был охлажден со скоростью 20 °С/с до комнатной температуры. Остальные образцы охлаждались с той же скоростью до заданной температуры Т з в интервале мартенситного превращения (100 °С– 250 °С). После 60-секундной паузы при температуре закалки образцы нагревали, как и в работах [11, 12], до 450 °С и выдерживали 180 с для осуществления перераспределения углерода между мартенситом и аустенитом. Далее следовало охлаждение образцов до комнатной температуры со скоростью 20 °С/с (рис. 1).

Избранные режимы Q&P обработки были повторены на образцах квадратного сечения размерами 10 x 10 мм и длиной 55 мм с целью проведения последующих испытаний на ударную вязкость KCV при температурах 0 °С и –60 °С.

Таблица 1

Химический состав исследуемой стали

C	Mn	Si	P	S	Cr	Ni	Cu	Mo
0,14	0,52	0,28	0,012	0,002	12,45	2,26	0,15	0,10

Результаты и их обсуждение

Перегибы, наблюдаемые на дилатограммах, указывают на то, что образование аустенита при нагреве исследуемой стали происходит в две стадии (рис. 2). Первая стадия превращения начинается при температуре Ас1 = 640 °С и заканчивается при температуре 730 °С. Вторая стадия, сопровождаемая более сильным дилатометрическим эффектом, происходит в интервале температур 775–840 °С (Ас3). Подобное двухстадийное образование аустенита ранее обнаружено в супермартенситной коррозионностойкой стали Fe–0,02%C– 12,3%Cr–5,6%Ni–2%Mo [13]. Авторы [13] полагают, что обнаруженное явление обусловлено локальной неоднородностью распределе- ния никеля, сформировавшейся при нагреве в межкритический интервал. Вероятно, и в нашем случае на первой стадии превращения аустенит образуется из участков α-фазы, обогащенных никелем, тогда как на второй стадии происходит образование аустенита из участков, обедненных этим элементом.

На рис. 3 толстыми линиями (кривая 1) представлены участки дилатограммы образца, охлажденного после аустенитизации до комнатной температуры. Единственный перегиб на кривых охлаждения при 270 °С отвечает температуре М н начала мартенситного превращения. На рис. 3 (тонкие линии) приведены участки дилатограмм образцов, закаленных до разных температур Т з в интервале

Рис. 2. Фрагмент дилатограммы, отвечающий стадии нагрева до температуры аустенитизации

0       100     200     300     400     500      600

Температура, оС

0       100     200     300     400      500     600

Температура, оС

Рис. 3. Фрагменты дилатограмм, отвечающие стадии закалки, последующему отжигу при 450 °С и охлаждению до комнатной температуры

При закалке до температуры 250 °С (кривая 2 на рис. 3а) лишь небольшая часть аустенита превращается в мартенсит. Соответственно невелико и обогащение углеродом не-превращенного аустенита в процессе выдержки при 450 °С. При последующем охлаждении сохранившийся аустенит вновь испытывает мартенситное превращение, хотя температура его начала падает с 270 до 245 °С.

С понижением температуры закалки до 200 °С (кривая 3 на рис. 3а) полнота мартенситного превращения возрастает. Степень обогащения углеродом непревращенного аус- тенита в процессе отжига при 450 °С также увеличивается. Однако и в этом режиме обработки полной стабилизации оставшегося аустенита до комнатной температуры не происходит: ниже 135 °С образуется небольшое количество «свежего» мартенсита.

При понижении температуры закалки до температур 150 и 100 °С количество образовавшегося мартенсита еще более возрастает (кривые 4 и 5 на рис. 3б). Во время выдержки при 450 °С углерод настолько сильно обогащает прослойки сохранившегося аустенита, что он оказывается стабильным при последующем охлаждении до комнатной температуры, о чем свидетельствует отсутствие перегибов на соответствующих участках дилато-грамм.

На рис. 4 представлены зависимости относительного изменения диаметра образцов от времени на этапе обработки, следующем за закалкой образцов до разных температур Т з в интервале мартенситного превращения. Изотермическая выдержка в течение 60 с после окончания закалки при температурах 150 °С и выше (область I) сопровождается слабым уменьшением объема, вероятно, обусловленным выделением малой порции е -карбида или карбидов М 3 С. В процессе 180-секундного стабилизирующего отжига при 450 °С (область II) значимых объемных изменений, и, соответственно, дополнительного карбидооб-разования, не наблюдается.

В отсутствие значительного выделения карбидов можно полагать, что в процессе перераспределения весь углерод из мартенсита переходит в аустенит [2]. В этом случае концентрация углерода в аустените после перераспределения углерода ( С ') равна отношению концентрации углерода в стали ( С )к доле непревращенного аустенита ( f , ):

С

C ‘ = у . (1) f у

Долю аустенита, не превращенного при закалке до температуры T _з , оценим по уравнению Койстинена – Марбургера [14]:

f _г= exp [ - k ( M н - Т 3 ) ] , (2) где в качестве параметра k примем значение 0,0151 К^–1, полученное в [12] для стали мартенситного класса AISI 420 с 13 % хрома.

Для оценки термической стабильности аустенита требуется знать зависимость температуры М н от концентрации углерода. В работе [10] для сталей с 12,5 % хрома получено следующее выражение

M _н( ° С) = 379 - 510 ■ C (вес. %).

Дополнительное присутствие в исследуемой стали 2 % никеля понижает температуру М н , но не изменяет зависимость температуры начала мартенситного превращения от содержания углерода. Поэтому модифицируем приведенное выражение так, чтобы при исходной концентрации углерода C = 0,14% температура М н оказалась равной наблюдаемой экспериментально величине 270 °С:

M _н( ° С) = 341 - 510 ■ C . (3)

Используя выражения (1)–(3), получим оценки доли f _Y непревращенного аустенита после закалки до температуры Т з , концентрации C ' в нем углерода после перераспределения и температуры M н начала последующего мартенситного превращения (табл. 2).

Рис. 4. Относительное изменение диаметра образов на этапе обработки, следующем за закалкой образцов до разных температур Т _з

Таблица 2

Оценка доли непревращенного аустенита и его термической стабильности

Т з , ° C	f Y	C ', %	M н , ° С	( M ‘ )    , ° C н эксп
250	0,74	0,19	245	245
200	0,35	0,40	136	135
150	0,16	0,86	–95	–
100	0,08	1,82	–	–

Таблица 3

T ауст , °С	T зак , °С	T расп , °С	KCV 0 , Дж/см2	KCV –60 , Дж/см2
1150	100	450	104	21
1150	150	450	120	58
1050	150	150	119	59

Рассчитанные температуры M н обогащенного углеродом аустенита после закалки до температур 250 и 200 °С совпали с их экспериментальными значениями, приведенными в последнем столбце табл. 2. Согласно выполненным оценкам, после закалки до 150 °С с последующим перераспределением углерода при 450 °С непревращенный аустенит оказывается термически стабильным до температуры –95 °С, а после закалки до 100 °С область термической стабильности распространяется вплоть до температуры 0 К.

Ударная вязкость KCV –60 образцов, закаленных до температуры 100 °С (21 Дж/см²) оказалась ниже требуемого значения (50 Дж/см²), что, вероятно, обусловлено малым количеством остаточного аустенита (около 8 %) и его высокой механической стабильностью, тогда как после закалки до более высокой температуры 150 °С, сохраняющей по нашим оценкам ~ 16 % остаточного аустенита, значения ударной вязкости (58 Дж/см²) превосходят значения, заложенные в требования к высокопрочным трубным сталям.

Понижение температуры аустенитизации с 1150 до 1050 °С в последнем режиме Q&P обработки ( Т з = 150 °С) не оказало отрицательного влияния на ударную вязкость, измеренную при температурах 0 °С и –60 °С (см. табл. 3).

Выводы

• 1.    Моделирование режимов Q&P обработки коррозионностойкой стали AISI 414 (15Х13Н2) показало, что закалка до температур 200–250 °С с последующим отжигом при 450 °С не обеспечивает обогащение аустенита углеродом, достаточное для подавления мартенситного превращения при последующем охлаждении до комнатной температуры.

• 2.    Понижение температуры закалки до 150 °С с последующим отжигом при 450 °С приводит к полной термической стабилизации

• 3.    Режим Q&P обработки стали AISI 414, включающий закалку до 150 °С с последующим 3-минутным отжигом при температуре 450 °С перспективен для получения высокопрочного состояния с высоким уровнем низкотемпературной вязкости.

непревращенного аустенита вплоть до температур –60 °С, что обеспечивает за счет TRIP эффекта высокую низкотемпературную вязкость исследуемой стали (KCV –60 =59 Дж/см²), превосходящую значения, заложенные в требования к высокопрочным трубным сталям.