• Happy

Cơ sở vật liệu - Phần 3

Xin chào các bạn.

Bài viết hôm nay là bài viết cuối trong chuỗi 3 bài viết cơ bản nhất về vật liệu thép cacbon.

Phần 1: Giản đồ pha và cấu trúc vi mô vật liệu Cơ Sở Vật Liệu - Phần 1 (pipingdesigners.vn)

Phần 2: Nhiệt luyện Cơ Sở Vật Liệu - Phần 2 (pipingdesigners.vn)

Phần 3: Cấu trúc vi mô vật liệu

Nội dung bài viết và hình ảnh được tham khảo từ website nguồn https://www.lff-group.com/posts/fundamentals-of-carbon-steel-part-3

Nội dung bài viết và hình ảnh được tham khảo từ website nguồn https://www.lff-group.com/posts/fundamentals-of-carbon-steel-part-3

Trong hai bài viết trước, Happy đã thảo luận về ảnh hưởng của thời gian đến quá trình biến đổi và các cấu trúc vi mô hình thành do sự phân hủy của Austenite tùy thuộc vào tốc độ làm mát. Happy đã giới thiệu khái niệm về biểu đồ thời gian-nhiệt độ-biến đổi (TTT) (Figure 1) và giải thích ý nghĩa của nó khi cho phép nhà luyện kim dự đoán thép sẽ phản ứng như thế nào với một chu trình nhiệt luyện cụ thể. Happy không có ý định đi quá chi tiết về các sơ đồ TTT trong bài viết này (đó sẽ là chủ đề của một bài blog sau); Happy đã bao gồm hình 1 (Figure 1) đơn giản để giúp giải thích các sản phẩm khác nhau, do sự phân hủy của Austenite, hình thành như thế nào.


Tùy thuộc vào tốc độ làm mát, sự phân hủy của Austenite xảy ra theo ba cơ chế riêng biệt, nhưng đôi khi chồng chéo, và dẫn đến hình thành ba sản phẩm phản ứng khác nhau; cụ thể là Pearlite, Bainite và Martensite.


A) Pearlite

Đường cong chấm phía trên trong hình 1 thể hiện sự bắt đầu của quá trình hình thành Ferite. Đường cong bị gãy ngay bên dưới nó cho thấy sự bắt đầu của quá trình chuyển đổi Austenite còn lại thành tập hợp Ferite- cementite (cacbua). Trong phần trên của dải lê trong hình 1, quá trình biến đổi giống như sự đông đặc của các tinh thể từ chất lỏng bằng cách hình thành và phát triển các hạt nhân cacbua, tiếp theo là sự hình thành Ferite bởi sự tạo mầm bên với sự phát triển bên và cạnh, như được chỉ ra trong Hình 2 và 3. Một ví dụ về vi cấu trúc Ferite- Pearlite được thể hiện trong hình 4.


Nếu thép được làm nguội từ từ đến khoảng 700 ° C thì sự hình thành hạt nhân chậm, nhưng sự phát triển sau đó diễn ra nhanh chóng để tạo thành các khuẩn lạc Pearlite lớn; trong một số trường hợp bao gồm một số hạt Austenite.



Nếu hạ nhiệt độ xuống khoảng 500 ° C trước khi quá trình biến đổi diễn ra, thời kỳ tạo mầm sẽ giảm và Pearlite ngày càng trở nên mịn. Một số lượng lớn các hạt nhân hình thành ở ranh giới hạt Austenite và xung quanh các khoảng trống hoặc tạp chất trong cấu trúc. Sự phát triển chậm hơn ở nhiệt độ cao hơn và điều này tạo ra các hạt hướng tâm hình quạt đôi khi được gọi là Nodular Troostite, hình 2 và 5 [2, 3]. Nodular troostite là một tập hợp của Ferite và Cementite. Giống như Pearlite, nó có cấu trúc dạng phiến, nhưng các tiểu cầu nằm gần nhau hơn nhiều. Điều kiện của Ferite và Cementite trong mối quan hệ với nhau là không ổn định và chúng có xu hướng phân tầng tạo thành Pearlite. Do đó, cấu trúc vi mô có khả năng giống như Pearlite mịn.


B) Bainite

Nếu giảm nhiệt độ xuống khoảng từ 500 ° đến 350 ° C trước khi quá trình biến đổi diễn ra, hạt nhân Ferite sẽ hình thành; kết hợp với ma trận Austenite. Khi những hạt nhân này lan truyền, cácbon dư thừa sẽ phân chia thành Austenite dư; sau đó Cementite kết tủa từ Austenite làm giàu cacbon giữa các tấm Ferite. Nhiệt độ thực tế mà phản ứng này bắt đầu được gọi là nhiệt độ bắt đầu Bainite (Bs). Một số công thức có sẵn để dự đoán nhiệt độ BS; một số hoàn toàn dựa trên thành phần, một số khác tính đến kích thước hạt Austenite trước đó [5-9]. Công thức được trình bày dưới đây, được phát triển bởi Kang [6], có tính đến cả thành phần và kích thước hạt Austenite trước đó.


Bs = 634.8 - 193.1C + 102.4C2 - 31.2Mn - 4.6Si - 18.6Ni - 32.4Cr - 15.6Mo + 10.36ln(dγ )


Trong đó, dγ là kích thước hạt Austenite trước đó tính bằng micromet và hàm lượng hợp kim tính bằng% wt. Công thức này đáng tin cậy cho các thành phần hóa học trong phạm vi: 0,10-1,00% C, 0,17-1,91% Mn, 0,40% Si tối đa, 2,10% Ni tối đa, 2,16% Cr tối đa, 1,96% Mo tối đa và kích thước hạt Austenite trước đó trong phạm vi 6,7-1,62 micrômét.


Sự lan truyền của các tấm Ferite đi kèm với sự thay đổi hình dạng của vùng biến đổi. Austenite mẹ không thể thích ứng với sự biến dạng liên quan đến sự thay đổi hình dạng này một cách đàn hồi và biến dạng dẻo trong vùng tiếp giáp với Bainite. Sự biến dạng dẻo này ngăn cản sự phát triển thêm của các tấm Ferite và quá trình biến đổi diễn ra với sự hình thành các tấm mới [10] như trong hình 6. Các cacbua có xu hướng nằm song song với trục dài của kim Bainite để tạo thành cấu trúc lông vũ mở điển hình của Bainite trên.


Nếu nhiệt độ giảm xuống dưới 350 ° C trước khi quá trình chuyển hóa diễn ra, thì Ferite kết dính siêu bão hòa với cacbon sẽ hình thành. Tuy nhiên, do sự khuếch tán chậm hơn kết hợp với nhiệt độ biến đổi giảm, một số cacbon kết tủa bên trong Ferite siêu bão hòa. Sự phân tán mịn của các cacbua dạng tấm tạo thành [11], được định hướng theo phương ngang với góc 55 ° (hình 7). Tỷ lệ cacbua là Fe2.4C và Ferite chứa một ít cacbon hòa tan. Cấu trúc Bainite thấp hơn này hơi giống với Martensite tôi luyện nhẹ (hình 8 và 10).



Không có sự khác biệt cơ bản trong cơ chế biến đổi đối với Bainite trên và dưới [12]. Bainitic Ferrite phát triển siêu bão hòa với cacbon. Sau đó, cacbon dư thừa có thể phân chia thành Austenite dư hoặc kết tủa trong Ferite ở dạng cacbua. Nếu quá trình thứ hai chiếm ưu thế, ta thu được Bainite thấp hơn. Bainite trên chỉ thu được khi cacbon phân chia tương đối nhanh vào Austenite dư, tức là trước khi cacbit có cơ hội kết tủa. Theo mô hình này, cũng có thể hình thành một cấu trúc vi mô hỗn hợp của Bainite trên và dưới trong một khoảng nhiệt độ hẹp xung quanh nhiệt độ bắt đầu của Bainite dưới (LBs). Điều này là do sự làm giàu carbon của Austenite gây ra bởi sự biến đổi Bainite trên có thể dẫn đến sự hình thành sau đó của Bainite thấp hơn [12].


C) Martensite

Nếu quá trình dập tắt đủ nhanh để nhiệt độ của thép giảm xuống dưới khoảng 250 ° C trước khi bất kỳ quá trình tạo mầm nào có thể xảy ra, thì nhiệt độ sẽ quá thấp để xảy ra hiện tượng khuếch tán. Các nguyên tử cacbon sẽ bị giữ lại trong ma trận austenit. Trong trường hợp này, Austenit biến đổi không hoàn toàn thành một cấu trúc tập trung vào cơ thể bị bóp méo được gọi là Mactenxit (hình 9); các tấm trong đó được hình thành gần như ngay lập tức cho thấy rằng cơ chế hình thành không phải là sự nảy mầm và tăng trưởng, mà là một quá trình cắt. Điều này tương tự như quá trình kết hợp cơ học và liên quan đến rất ít chuyển động của nguyên tử, nhưng ứng suất bên trong đáng kể do lực cắt và vị trí của các nguyên tử cacbon. Một cấu trúc vi mô Martensite điển hình được thể hiện trong hình 10.


Nhiệt độ tại đó Martensite bắt đầu hình thành (Ms) giảm dần khi hàm lượng hợp kim của thép tăng lên. Với điều kiện là tất cả các cacbua đã được hòa tan trong Austenite, công thức thực nghiệm do Steven và Haynes [13] phát triển có thể được sử dụng để tính nhiệt độ Ms từ thành phần hóa học.

Ms=561.1 - 473.9C - 33Mn - 16.7(Cr+Ni) - 21.1Mo


Trong đó, hàm lượng hợp kim tính bằng % wt. Đây chỉ là một trong số các công thức có thể được sử dụng để tính nhiệt độ MS [13-18]. Nhiệt độ tại đó Martensite ngừng hình thành được gọi là nhiệt độ MF và thấp hơn nhiệt độ MS khoảng 215 ° C.

Trong thép các bon thấp, Martensite có dạng các rãnh chứa nhiều chỗ lệch (hình 10).


Như vậy bài blog tuần này đến đây là kết thúc. Cám ơn các bạn đã quan tâm theo dõi.


(Dưới đây là các tài liệu tham khảo mà mình đã sử dụng để viết bài blog này:

1. Constant temperature transformation TTT curves: Total Materia Article, 2001

2. FRANCIS F. LUCAS: Structure and Nature of Troostite, World Engineering Congress, Tokyo, Japan, October 30, 1929.

3. FRANCIS F. LUCAS: High Power Metallography – Some Recent Developments in Photomicrography and Metallurgical Research, Journal of the Franklin Institute, Vol. 201, February 1926.

4. N. SAUNDERS, Z. GUO, X. LI, A.P. MIODOWNIK AND J.-P. SCHILLÉ: The Calculation of TTT and CCT diagrams for General Steels

5. ZHAO, Z. et al: A New Empirical Formula for the Bainite Upper Temperature Limit of Steel. Journal of Materials Science, 3

6, 2001, 5045-5056.6. KANG, S. et al: Prediction of Bainite Start Temperature in Alloy Steels with Different Grain Sizes. ISIJ International, 54:4, April 2014, p. 997-999.

7. KIRKALDY, J.S. et al: Prediction of Microstructure and Hardenability in Low Alloy Steels. In: Phase Transformations in Ferrous Alloys, AIME, Philadelphia, 1983, 125-148.

8. LEE, Y.K. et al: Empirical Formula of Isothermal Bainite Start Temperature of Steels. Journal of Materials Science Letters, 21:16, 2002, 1253-122.

9. LI, M. et al: A Computational Model for the Prediction of Steel Hardenability. Metallurgical and Materials Transactions B, 29:6, June 1998, 661-672.

10. H. K. D. H. BHADESHIA & J. W. CHRISTIAN: Metall. Trans. A 21 (1990) 767–97.

11. S. J. MATAS & R. F. HEHEMANN: Trans. Met. Soc. AIME 221 (1961) 179–185.

12. H. K. D. H. BHADESHIA: Acta Metall. 28 (1980) 1103–1114.

13. STEVEN, W. & HAYNES, A.G. The Temperature of Formation of Martensite and Bainite in Low Alloy Steels. Journal of the Iron and Steel Institute, 183, 1956, 349-359.

14. LI, C. et al: Computation of Ms Temperature in Carbon Equivalence Method. Journal of Liaoning Technology University, 17, 1998, 293-298.

15. NEHRENBERG, A.E. In: Contribution to Discussion on Grange and Stewart. Transactions of the AIME, 167, 1946, 494-498.

16. PAYSON, P. & SAVAGE, C.H. Martensite Reactions in Alloy Steels. Transactions A.S.M., 33, 1944, 261-280.

17. ROWLAND, E.S. & LYLE, S.R. The Application of Ms Points to Case Depth Measurement. Transactions A.S.M., 37, 1946, 27-47.

18. SVERDLIN, A.V. & NESS, A.R. The Effects of Alloying Elements on the Heat Treatment of Steel. In: Steel Heat Treatment Handbook, Marcel Dekker, New York, 1997, p. 45-91. )