CC BY
33
УДК 669.111.31
DOI: 10.14529/met180410
ЗАКАЛКА С ПОСЛЕДУЮЩИМ ОБОГАЩЕНИЕМ УГЛЕРОДОМ НЕПРЕВРАЩЕННОГО АУСТЕНИТА (Q&P ОБРАБОТКА) МАРТЕНСИТНОЙ КОРРОЗИОННОСТОЙКОЙ СТАЛИ AISI 414
С.В. Рущиц1, А.М. Ахмедьянов1, А.Н. Маковецкий2, А.О. Красноталов1
1 Южно-Уральский государственный университет, г. Челябинск, Россия,
2 ПАО «Челябинский трубопрокатный завод», г. Челябинск, Россия
Термическая обработка, заключающаяся в закалке стали до температуры внутри интервала мартенситного превращения с последующим перераспределением углерода между образовавшимся мартенситом и непревращенным аустенитом (Q&P обработка) применена к кор-розионностойкой стали мартенситного класса AISI 414 (15Х13Н2). Моделирование режимов Q&P обработки выполнено на симуляторе термомеханических процессов Gleeble 3800. Фазовые превращения в процессе обработки изучались с помощью контактного дилатометра, измеряющего изменение диаметра образца в месте приварки термопары.
После аустенитизации при 1150 °С в течение 3 мин температура начала мартенситного превращения исследуемой стали составила 270 °С. Для реализации Q&P обработки образцы закаливали до температур 250, 200, 150 и 100 °С. Перераспределение углерода между образовавшимся мартенситом и непревращенным аустенитом осуществлялось в процессе 3-минутной выдержки при 450 °С.
Закалка до температур 200-250 °С с последующим отжигом при 450 °С не обеспечивает обогащение непревращенного аустенита углеродом, достаточное для подавления мартенсит-ного превращения при последующем охлаждении до комнатной температуры. Понижение температуры закалки до 150 °С с последующим отжигом при 450 °С приводит к полной термической стабилизации 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. Сделан вывод о перспективности Q&P обработки исследуемой стали для получения высокопрочного состояния с высоким уровнем низкотемпературной вязкости.
Ключевые слова: мартенситные коррозионностойкие стали; Q&P обработка; стабилизация остаточного аустенита; TRIP эффект.
Введение
Конструкционные материалы, в частности, автомобильные, судостроительные и трубные стали, должны обладать наряду с высокой прочностью повышенным уровнем пластичности и вязкости. Однако потенциал традиционных видов термомеханической и термической обработки в дальнейшем улучшении соотношения прочности и пластичности конструкционных материалов в значительной степени исчерпан. В связи с этим, в последние годы активно разрабатывается новый вид термической обработки, получивший название Quenching and Partitioning (Q&P) [1-5]. Сталь после нагрева в аустенитное состояние подвергается закалке до заданной температуры в интервале мартенситного превращения (стадия quenching). Затем сталь выдерживают при той же или более высокой температуре для диффузионного перехода атомов углерода
из мартенситных кристаллов в непревращен-ный аустенит (стадия partitioning). Повышение концентрации углерода в аустените стабилизирует его по отношению к последующему мартенситному превращению и обеспечивает сохранение аустенита при дальнейшем охлаждении до комнатной температуры. Таким образом, достигается основная цель Q&P обработки - формирование структуры, состоящей из обедненного углеродом мартенсита с прослойками высокоуглеродистого термически стабильного аустенита. При деформации остаточный аустенит превращается в мартенсит, что обеспечивает рост прочности при одновременном повышении пластичности и вязкости за счет реализации TRIP-эффекта.
Применение Q&P обработки к малоуглеродистым низколегированным сталям (с добавками около 1 % кремния или алюминия
для подавления выделений цементита в процессе стабилизирующей выдержки), позволило получить превосходную комбинацию прочности (предел прочности 1000-1400 МПа) и пластичности (относительное удлинение 10-20 %) [2, 6-9] с высоким уровнем вязкости [7, 9].
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 %).
В настоящей работе Q&P обработка применена к коррозионностойкой стали мартен-ситного класса AISI 414 (Fe - 0,15 % C -12,5 % Cr - 2 % Ni). В силу перспективности использования указанной стали в трубной промышленности особое внимание уделено возможности обеспечить за счет Q&P обработки значения низкотемпературной вязкости,
заложенные в технические требования к трубным изделиям.
Материал и методика исследований
Химический состав исследуемой корро-зионностойкой стали 15Х13Н2 (АК1 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.
Режимы Q&P обработки воспроизводились на физическом симуляторе термомеханических процессов Gleeble 3800. Использовались цилиндрические образцы диаметром 6 мм. Температура образца контролировалась хромель-алюмелевой термопарой, приваренной к его центральной части. Фазовые превращения в процессе обработки изучались с помощью контактного дилатометра, измеряющего изменение диаметра образца в месте приварки термопары.
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 аусте-нитизации один из образцов был охлажден со скоростью 20 °С/с до комнатной температуры. Остальные образцы охлаждались с той же скоростью до заданной температуры тз 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 10x10 мм и длиной 55 мм с целью проведения последующих испытаний на ударную вязкость КСУ 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
Закалка с последующим обогащением углеродом непревращенного аустенита ^&Р обработка)...
Время, с
Рис. 1. Схема моделирования Q&P обработки
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 аустени-та ранее обнаружено в супермартенситной коррозионностойкой стали Fe - 0,02 % С -12,3 % Сг - 5,6 % № - 2 % Мо [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 а-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 мн начала мартенситного превращения. На рис. 3 (тонкие линии) приведены участки дилатограмм образцов, закаленных до разных температур тз в интервале
о X
л
Ц
о н
О
о X н О
0,014-
о
X (О Я о
2 ет
0,012
0,010-
8 Ю
о О 0,008 ей а
<5 0,006 2 ей
Л 0,004 ■
0,002
0,000
640оС
730оС |
840оС
400 600 800
Температура, оС
1000
о
1200
Рис. 2. Фрагмент дилатограммы, отвечающий стадии нагрева до температуры аустенитизации
CD К X CD X
CD
S Ю CD О
о X
Л
Ц
CD
н к
о о X н
о
0,004 • 0,002 • 0,000 ■ -0,002 ■ -0,004 -0,006 • -0,008 • -0,010-
а)
T = 200° С
CD К X CD X CD
s
ет S CD О X
Л
Ц
CD Н S о О Я н О
0,004 ■
0,002 ■
ей
а 0,000 ■
та
а
^-0,002 ■ й
f^-0,004 н
CD
S
g-0,006 Н -0,008 -
-0,010-
245оС t 270оС
-1—
100
200
300
-1-
400
500
""-1
600
Температура, оС
T = 100°С
Т270°С
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
0
0
мартенситного превращения, затем нагретых до 450 °С и охлажденных до комнатной температуры в соответствии со схемой Q&P обработки, представленной на рис. 1.
При закалке до температуры 250 °С (кривая 2 на рис. 3а) лишь небольшая часть аусте-нита 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 мартен-ситного 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.
Закалка с последующим обогащением углеродом непревращенного аустенита (Q&P обработка)...
Помимо перехода атомов углерода из мартенсита в аустенит во время стабилизирующего отжига высокохромистых сталей может происходить выделение карбидных фаз, препятствующее обогащению аустенита углеродом и нежелательное в целях Q&P обработки [10, 12]. Указанный процесс сопровождается объемными изменениями, что позволяет зафиксировать выделения карбидов методами дилатометрии [12].
На рис. 4 представлены зависимости относительного изменения диаметра образцов от времени на этапе обработки, следующем за закалкой образцов до разных температур Тз 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 s-карбида или карбидов М3С. 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 (/ ):
C
C ' = C.
/у
(1)
Долю аустенита, не превращенного при закалке до температуры тз, оценим по уравнению Койстинена - Марбургера [14]:
/у= exp[-k(Mн -Тз)]:
(2)
где в качестве параметра k примем значение 0,0151 К-1, полученное в [12] для стали мартенситного класса АК1 420 с 13 % хрома.
Для оценки термической стабильности аустенита требуется знать зависимость температуры мн от концентрации углерода. В работе [10] для сталей с 12,5 % хрома получено следующее выражение
мн (°С) = 379 - 510 • С (вес. %). Дополнительное присутствие в исследуемой стали 2 % никеля понижает температуру мн, но не изменяет зависимость температуры начала мартенситного превращения от содержания углерода. Поэтому модифицируем приведенное выражение так, чтобы при исходной концентрации углерода С = 0,14% температура Мн оказалась равной наблюдаемой экспериментально величине 270 °С:
Мн(°С) = 341 -510• C .
(3)
Используя выражения (1)-(3), получим оценки доли f непревращенного аустенита
после закалки до температуры Тз, концентрации С' в нем углерода после перераспределения и температуры М'н начала последующего мартенситного превращения (табл. 2).
о о X л ч о н К о О
х н
О
0,004
(D
К X <о X <о
^ 0,003
та
Я
со
„ ев м Л 0,002 К Ю О
ев
ft 0,001 (U
§ 0,000
-0,001 -
-0,002 -I
Тз = 100° С
Тз = 150° С
Тз = 200° С
400
450
500
550
600
Время, с
Рис. 4. Относительное изменение диаметра образов на этапе обработки, следующем за закалкой образцов до разных температур Тз
1
Таблица 2
Оценка доли непревращенного аустенита и его термической стабильности
тз, °C /у C', % M;, °С (m; ) , °c V 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
Ударная вязкость образов после различных режимов Q&P обработки
T °С х ауст? ^ Т °С х зак? ^ Т °С х расп? ^ KCV0, Дж/см2 KCV-60, Дж/см2
1150 100 450 104 21
1150 150 450 120 58
1050 150 150 119 59
Рассчитанные температуры М'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.
Как показано в [12], сочетание высокой прочности и высокой пластичности достигается в том случае, если Q&P обработкой удается предотвратить образование порций «свежего» мартенсита при охлаждении после стабилизирующего отжига, так как такой мартенсит приводит к потере пластичности и хрупкому характеру разрушения. По этой причине режимы Q&P обработки исследуемой стали, предполагающие закалку до температур 200-250 °С, могут быть исключены из дальнейшего рассмотрения. С другой стороны, режимы Q&P обработки, включающие закалку до более низких температур (150 и 100 °С) стабилизируют остаточный аустенит ниже комнатной температуры. Важно проверить, обеспечат ли прослойки остаточного аустенита, полученного по указанным режимам, требуемую для трубных сталей низкотемпературную вязкость (КСУ_б0 > 50 Дж/см2). С этой целью режимы Q&P обработки с закалкой до температур 150 и 100 °С были вос-
произведены на образцах, пригодных для последующих стандартных испытаний на ударную вязкость. Результаты трехкратных испытаний при температурах 0 °С и -60 °С приведены в табл. 3.
Ударная вязкость КСУ-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 (тз = 150 °С) не оказало отрицательного влияния на ударную вязкость, измеренную при температурах 0 °С и -60 °С (см. табл. 3).
Учитывая результаты работы [10] на стали АК1 410 с близким содержанием углерода и хрома, можно полагать, что Q&P обработка исследуемой стали АК1 414, включающая закалку до температуры 150 °С и стабилизирующий отжиг при температуре 450 °С, обеспечит предел прочности не менее 1100 МПа. Таким образом, Q&P обработка стали АМ 414 эффективна для получения высокопрочного состояния с высоким уровнем ударной вязкости вплоть до температуры -60 °С.
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 мар-тенситного 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
Закалка с последующим обогащением углеродом непревращенного аустенита (Q&P обработка).
непревращенного аустенита вплоть до температур -60 °С, что обеспечивает за счет TR1P эффекта высокую низкотемпературную вязкость исследуемой стали (KCV-60 = 59 Дж/см2), превосходящую значения, заложенные в требования к высокопрочным трубным сталям.
3. Режим Q&P обработки стали A1S1 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.
^HTepaTypa/References
1. Speer J.G., Matlock D.K., De Cooman B.C., Schroth J.G. Carbon Partitioning into Austenite after Martensite Transformation. Acta Materialia, 2003, vol. 51, pp. 2611-2622. DOI: 10.1016/S1359-6454(03)00059-4
2. Speer J.G., Edmonds D.V., Rizzo F.C., Matlock D.K. Partitioning of Carbon from Supersaturated Plates of Ferrite, with Application to Steel Processing and Fundamentals of the Bainite Transformation. Current Opinion in Solid State Materials Science, 2004, vol. 8, pp. 219-237. DOI: 10.1016/j .cossms.2004.09.003
3. Edmonds D.V., He K., Rizzo F.C., De Cooman B.C., Matlock D.K., Speer J.G. Quenching and Partitioning Martensite - A Novel Steel Heat Treatment. Materials Science and Engineering, A, 2006, vols. 438-440, pp. 25-34. DOI: 10.1016/j.msea.2006.02.133
4. Clarke A.J., Speer J.G., Matlock D.K., Rizzo F.C., Edmonds D.V., Santofimia V.J. Influence of Carbon Partitioning Kinetics on Final Austenite Fraction during Quenching and Partitioning. Scripta Materialia, 2009, vol. 61, pp. 149-152. DOI: 10.1016/j.scriptamat.2009.03.02
5. Speer J.G., De Moor E., Clarke A.J. Critical Assessment 7: Quenching and Partition. Materials Science and Technology, 2015, vol. 31, no. 1, pp. 3-9. DOI: 10.1179/1743284714Y.0000000628
6. Wang L., Speer J.D. Quenching and Partitioning Steel Heat Treatment. Metallography, Microstructure, and Analysis, 2013, vol. 2, no. 4, pp. 268-281. DOI: 10.1007/s13632-013-0082-8
7. Somani M.C., Porten D.A., Karjalainen L.P., Misra D.K. Evalution of DQ&P Processing Rout for the Development of Ultra-High Strength Tough Ductile Steels. International Journal of Metallurgical Engineering, 2013, vol. 2 (2), pp. 154-160. DOI: 10.5923/j.ijmee.20130202.07
8. Jin X. Quenching and Partitioning Heat Treatment: High-Strength Low-Alloys. Encyclopedia of Iron, Steel, and Their Alloys, 2015, pp. 2761-2775. DOI: 10.1081/E-EISA-120051355
9. Hong S.C., Ahn J.C., Nam S.Y., Kim S.J., Yang H.C., Speer J.D, Matlock D.K. Mechanical Properties of High-Si Plate Steel Produced by the Quenching and Partitioning Process. Metals and Materials Internatinal, 2007, vol. 13, no. 6, pp. 439-445. DOI.org/10.3365/MMI.2007.12.439
10. Tsuchiyama T., Tobata J., Tao T., Nakada N., Takaki S. Quenching and Partitioning Treatment of a Low-Carbon Martensitic Stainless Steel. Materials Science and Engineering, A, 2012, vol. 532, pp. 585-592. DOI: 10.1016/j.msea.2011.10.125
11. Tobata J., Ngo-Huynh K.-L., Nakada N., Tsuchiyama T., Takaki S. Role of Silicon in Quenching and Partitioning Treatment of Low-Carbon Martensitic Stainless Steel. ISIJ International, 2012, vol. 52, no. 7, pp. 1377-1382. DOI: 10.2355 /isijinternational.52.1377
12. Mola J., De Cooman B.C. Quenching and Partitioning (Q&P) Processing of Martensitic Stainless Steels. Metallurgical and Materials Transactions A, 2013, vol. 44A, pp. 946-967. DOI: 10.1007/s11661-012-1420-1.
13. Bojack A., Zhao L., Morris P.F., Sietsma J. Austenite Formation from Martensite in a 13Cr6Ni2Mo Supermartensitic Stainless Steel. Metallurgical and Materials Transactions A, 2016, vol. 47, no. 5, pp. 1996-2009. DOI: 10.1007/s11661-016-3404-z
14. Koistinen D., Marburger R. A General Equation Prescribing the Extent of the Austenite-Martensite Transformation in Pure Iron-Carbon Alloys and Plain Carbon Steels. Acta Metallurgica, 1959, vol. 7, pp. 59-60. D01.org/10.1016/0001-6160(59)90170-1
Рущиц Сергей Вадимович, д-р физ.-мат. наук, профессор кафедры материаловедения и физико-химии материалов, Южно-Уральский государственный университет, г. Челябинск; rushchitcsv@susu.ru.
Ахмедьянов Александр Маратович, начальник лаборатории физического моделирования термомеханических процессов, Южно-Уральский государственный университет, г. Челябинск; akhmedianovam@susu. т.
Маковецкий Александр Николаевич, канд. техн. наук, ПАО «Челябинский трубопрокатный завод», г. Челябинск; Aleksandr.Makovetskiy@chelpipe.ru.
Красноталов Александр Олегович, аспирант кафедры материаловедения и физико-химии материалов, Южно-Уральский государственный университет, г. Челябинск; Alex.Krasnotalov@ chelpipe.ru.
Поступила в редакцию 13 сентября 2018 г.
DOI: 10.14529/met180410
QUENCHING AND PARTITIONING (Q&P) PROCESSING OF MARTENSITIC STAINLESS STEELS AISI 414
S.V. Rushchits1, rushchitcsv@susu.ru, A.M. Akhmedianov1, akhmedianovam@susu.ru, A.N. Makovetskiy2, Aleksandr.Makovetskiy@chelpipe.ru, A.O. Krasnotalov1, Alex.Krasnotalov@chelpipe.ru
1 South Ural State University, Chelyabinsk, Russian Federation,
2 PJSC "Chelyabinsk Tube-Rolling Plant", Chelyabinsk, Russian Federation
Heat treatment consisting quenching of steel to a temperature inside the martensitic transformation interval with subsequent carbon partitioning between quenched martensite and retained austenite (Q&P treatment) is applied to martensitic stainless steel AISI 414 (Fe - 0.14 % C - 12.5 % Cr - 2.3 % Ni). Q&P processing was modeled using the thermomechanical simulator Gleeble 3800. Phase transformations during processing were studied using a contact dilatometer, which measures the change in the specimen diameter at the thermocouple spot.
After austenitization at 1150 °C for three minutes, the temperature of the onset of the martensitic transformation of the steel under study was 270 °C. To implement Q&P processing, the samples were quenched to temperatures of 250 °C, 200 °C, 150 °C and 100 °C. The carbon partitioning between the quenched martensite and untransformed austenite was carried out in the process of 3-minute exposure at 450 °C.
It has been shown that quenching to temperatures of 200-250 °C with subsequent annealing at 450 °C does not ensure the enrichment of unconverted austenite with carbon, sufficient to suppress martensitic transformation upon subsequent cooling to room temperature. Lowering the quenching temperature to 150 °C with subsequent annealing at 450 °C leads to complete thermal stabilization of the untransformed austenite up to temperatures of minus 60 °C, which ensures a high low-temperature toughness of the steel under investigation through the TRIP effect, exceeding the values
Закалка с последующим обогащением углеродом непревращенного аустенита (Q&P обработка)...
laid down in the requirements for high-strength pipe steel. The conclusion is made about the prospect of Q&P processing of the investigated steel for obtaining a high-strength state with a high level of low-temperature viscosity.
Keywords: martensitic stainless steels; Q&P heat treatment; stabilization of retained austenite; TRIP effect.
Received 13 September 2018
ОБРАЗЕЦ ЦИТИРОВАНИЯ
Закалка с последующим обогащением углеродом непревращенного аустенита (Q&P обработка) мартенситной коррозионностойкой стали A1S1 414 / С.В. Рущиц, А.М. Ахмедьянов, А.Н. Маковецкий, А.О. Красноталов // Вестник ЮУрГУ. Серия «Металлургия». - 2018. - Т. 18, № 4. - С. 89-97. DO1: 10.14529/met180410
FOR CITATION
Rushchits S.V., Akhmedianov A.M., Makovetskiy A.N., Krasnotalov A.O. Quenching and Partitioning (Q&P) Processing of Martensitic Stainless Steels AISI 414. Bulletin of the South Ural State University. Ser. Metallurgy, 2018, vol. 18, no. 4, pp. 89-97. (in Russ.) DOI: 10.14529/met180410
