TỔNG QUAN
Tổng quan về hướng nghiên cứu
1.1.1 Các công trình nghiên cứu ngoài nước
Hiện nay, nghiên cứu và ứng dụng công nghệ tôi cảm ứng từ bề mặt đang ngày càng phát triển nhằm cải thiện cơ tính của vật liệu chi tiết Tuy nhiên, hầu hết các ứng dụng chủ yếu tập trung vào việc tôi cảm ứng bề mặt cho các chi tiết dạng trục và những chi tiết yêu cầu độ mài mòn cao như bánh răng và cơ cấu cam Việc áp dụng công nghệ tôi cảm ứng cho các mặt phẳng, đặc biệt là các bề mặt cong phức tạp, vẫn chưa phổ biến Một số công trình tiêu biểu đã được thực hiện trong lĩnh vực này.
Bài báo khoa học "Continual induction hardening of steel bodies" của các tác giả Pavel Karban và Martina Donátová từ Khoa điện tử, Đại học West Bohemia, Cộng hòa Czech, trình bày phương pháp tôi cảm ứng liên tục cho các chi tiết vật liệu thép Nghiên cứu này, được xuất bản năm 2009 bởi Elsevier, tập trung vào quy trình cải thiện độ cứng và tính chất cơ lý của thép thông qua công nghệ tôi cảm ứng.
Đề tài nghiên cứu ứng dụng phương trình vi phân để mô phỏng quá trình gia nhiệt cảm ứng từ, tập trung vào tần số và nhiệt độ thay đổi theo thời gian Quá trình này dựa trên nguyên lý cảm ứng điện từ khi cuộn dây mang dòng điện di chuyển dọc theo bề mặt chi tiết cần tôi, tạo ra từ trường biến đổi và sinh ra dòng điện Foucault, giúp gia nhiệt cục bộ Khi thời gian gia nhiệt đạt ngưỡng chuyển biến Austenit, việc làm nguội nhanh sẽ tạo ra vật liệu có cấu trúc bề mặt cứng hơn Nghiên cứu phân tích các yếu tố ảnh hưởng đến cấu trúc và độ đồng đều của thành phần thép sau khi tôi, nhằm tối ưu hóa kết quả Đề tài chủ yếu tập trung vào quá trình tôi cảm ứng cho các chi tiết dạng trục, sử dụng cuộn dây bố trí cố định theo biên dạng của chi tiết.
Bài báo khoa học “Ảnh hưởng của phương pháp tôi cảm ứng từ cục bộ từng điểm đến cấu trúc vật liệu kim loại: So sánh giữa thép AISI 1045 và 5140” của các tác giả Kai Gao, Xunpeng Qin, Zhou Wang, và Shengxiao Zhu từ Khoa Công nghệ cao Đại học Wuhan, xuất bản năm 2015 bởi Elsevier, nghiên cứu tác động của quá trình tôi cảm ứng từ cục bộ lên cấu trúc vi mô của hai loại thép AISI 1045 và 5140 Nhóm tác giả thực hiện thí nghiệm tôi trên các mẫu thép và tiến hành phân tích cấu trúc tế vi của chúng Qua việc khảo sát mặt cắt cấu trúc sau khi tôi, các tác giả xác định các điểm đo thành phần kim tương (Mactenxit, Ferit, Peclit) tại các vị trí khác nhau, từ đó xác định chiều sâu lớp thấm tôi đạt được.
Hình 1.2: Mô hình thí nghiệm và tổ chức tế vi đạt được sau khi tôi cảm ứng
Kết quả thí nghiệm cho thấy bề mặt mẫu có thành phần Mactenxit cao nhất, giảm dần vào bên trong vật liệu chưa thấm tôi Mặc dù nhiệt độ chuyển biến Austenit của AISI 1045 thấp hơn, nhưng độ cứng của thép AISI 1045 lại cao hơn AISI 5140 do thành phần cacbon cao hơn.
Bài báo khoa học “Numerical and experimental analysis of 3D spot induction hardening of AISI 1045 steel” của các tác giả từ Đại học Vũ Hán, Trung Quốc, trình bày quá trình mô phỏng và thực nghiệm gia nhiệt cảm ứng cho thép AISI 1045 Quá trình này được mô phỏng trên phần mềm ANSYS để xác định nhiệt độ tối ưu, với nhiệt độ gia nhiệt đạt 850 oC và tốc độ làm nguội 200 oC/giây nhằm thu được Mactenxit hoàn toàn Kết quả cho thấy, khi giảm tốc độ làm nguội xuống 21 oC/giây, tỷ lệ Peclit tăng từ 0 đến 100%, dẫn đến việc tôi thép không đạt yêu cầu Độ cứng tối đa đạt được là 690 HV (60 HRC), với độ thấm tôi đạt 1,6 mm, được phân tích qua lưới và thành phần kim loại tại các vị trí khác nhau.
Hình 1.3: Mô hình và kết quả mô phỏng quá trình gia nhiệt trên Ansys
The study titled "Development of Induction Surface Hardening Process for Small Diameter Carbon Steel Specimens" by Daisuke Suzuki, Koji Yatsushiro, Seiji Shimizu, Yoshio Sugita, and Motoki Saito explores an innovative method for enhancing the surface hardness of small carbon steel components through localized induction heating This research aims to improve the mechanical properties of these materials, making them more suitable for various industrial applications The findings contribute significantly to the field of materials engineering, particularly in optimizing hardening techniques for small-scale steel parts.
Katsuhiko Kubota – Trung tâm Công nghiệp Yamanashi – Nhật Bản, xuất bản năm
Năm 2009, viện nghiên cứu JCPDS đã tiến hành một nghiên cứu sử dụng dòng điện tần số rất cao lên đến 2MHz để tôi cảm ứng từ bề mặt cho chi tiết hình trụ có đường kính 6 mm, đạt được độ thấm tôi bề mặt 0,4 mm và độ cứng 600 HV (56 HRC) Đối với chi tiết có đường kính 3 mm, độ thấm tôi bề mặt là 0,09 mm với độ cứng tương tự 600 HV (56 HRC) Việc áp dụng dòng điện tần số cực cao cho phép tôi cảm ứng trên các chi tiết nhỏ, điều mà các phương pháp khác không thể thực hiện hiệu quả Các thí nghiệm được tiến hành mà không sử dụng chương trình mô phỏng nhiệt, cho thấy rằng tốc độ di chuyển của chi tiết so với cuộn dây cảm ứng ảnh hưởng đến độ thấm tôi và độ cứng: tốc độ di chuyển càng nhanh thì độ thấm tôi và độ cứng càng giảm Tuy nhiên, nếu tốc độ tôi quá chậm, kết quả sẽ tương tự như trường hợp tôi thể tích Do đó, nghiên cứu tập trung vào việc xác định tốc độ tôi tối ưu để đạt được độ thấm tôi thấp nhất và độ cứng cao nhất.
Hình 1.4: Mô hình và kết quả tôi cảm ứng chi tiết trụ nhỏ
- “3D modeling of induction hardening of gear wheels” (Mô hình hóa
Bài báo khoa học của Jerzy Barglik, Albert Smalcerz, Roman Przylucki, và Ivo Doležel, xuất bản năm 2014 bởi Elsevier, nghiên cứu phương pháp tôi cảm ứng từ cho bánh răng với số răng 41, được chế tạo từ vật liệu 50CrMo4 Nhóm tác giả đã áp dụng các phương trình năng lượng để khảo sát thông số từ trường và phân bố nhiệt độ trong quá trình tôi cảm ứng, đồng thời mô phỏng số 3D trên phần mềm FLUX3D Để đáp ứng yêu cầu về độ cứng bề mặt và độ dẻo dai của bánh răng, quá trình tôi cảm ứng được thực hiện với hai thông số: đầu tiên là dòng điện tần số thấp khoảng 10 kHz để nung nóng chậm đến nhiệt độ Ac3, sau đó là dòng điện tần số rất cao.
Quá trình tôi cảm ứng ở tần số 100 kHz được thực hiện để nung nóng các biên dạng chân răng và đỉnh răng Sau đó, sản phẩm được làm nguội nhanh bằng cách phun dung dịch polymer, giúp hình thành tổ chức Mactenxit và nâng cao độ cứng bề mặt bánh răng Nghiên cứu phân tích ảnh hưởng của đặc tính vật liệu đến thời gian tôi, cho thấy rằng độ dẫn điện, độ dẫn nhiệt và nhiệt dung của kim loại đều tác động đến thời gian nung nóng và nhiệt độ đạt được Kết quả cho thấy độ cứng bề mặt đạt được sau khi tôi lên đến 700 HV.
Hình 1.5: Phân bố nhiệt độ bề mặt biên dạng răng
- “Analysis and simulations of multifrequency induction hardening”
Bài báo khoa học của Dietmar Hürmberg, Thomas Petzold và Elisabetta Rocca, xuất bản năm 2014, phân tích và mô phỏng quá trình tôi cảm ứng điện từ đa tần số, sử dụng phương pháp phần tử hữu hạn để tính toán gia nhiệt cảm ứng điện từ Nghiên cứu tập trung vào các phương trình nhiệt của Maxwell và lý thuyết dòng điện cảm ứng Foucault nhằm khảo sát nhiệt lượng sinh ra trong quá trình tôi Kết quả mô phỏng cho thấy nhiệt độ phân bố không đồng đều trên bề mặt bánh răng, với nhiệt độ cao nhất tại đỉnh bánh răng, trong khi chân răng chưa đạt nhiệt độ cần thiết Để giải quyết vấn đề này, nhóm tác giả đề xuất sử dụng dòng điện tần số trung bình (MF) cho chân răng và dòng tần số cao (HF) cho đỉnh bánh răng Kết quả cho thấy việc kết hợp dòng điện đa tần số (MF và HF) mang lại hiệu quả gia nhiệt tối ưu nhất.
Hình 1.6: Quá trình gia nhiệt bánh răng với các tần số khác nhau: Tần số trung bình
(MF) dùng gia nhiệt chân răng, tần số cao để gia nhiệt đỉnh răng và kết hợp đa tần số (MF + HF) đem lại kết quả tối ưu nhất
The scientific article titled “Numerical Simulation and Experimental Investigation on the Induction Hardening of a Ball Screw” by Huiping explores the processes involved in the induction hardening of ball screws through both numerical simulations and experimental methods The study provides valuable insights into the effectiveness of induction hardening techniques, contributing to advancements in manufacturing and material science.
Nghiên cứu của nhóm tác giả Li, Lianfang và các cộng sự từ Khoa Công nghệ Vật liệu và Ứng dụng - Đại học Sơn Đông, Trung Quốc, được công bố trong Tạp chí Vật liệu và Thiết kế năm 2015, sử dụng phương pháp phần tử hữu hạn (FEM) để mô phỏng quá trình tôi cảm ứng điện từ cho các chi tiết vít me bi làm từ vật liệu 52CrMo Kết quả cho thấy quá trình tôi ở nhiệt độ cao dễ gây rạn nứt và quá nhiệt tại đỉnh ren, trong khi làm nguội nhanh có thể tạo ứng suất làm giảm tuổi thọ chi tiết Ngoài ra, việc sử dụng cuộn dây cảm ứng đơn lẻ có thể dẫn đến ứng suất và nứt tại chân ren do phân bố nhiệt độ không đồng đều Để khắc phục, nhóm nghiên cứu đề xuất phương pháp tôi cảm ứng điện từ với nhiều cuộn dây cảm ứng có khe hở từ trường phù hợp, nhằm tối ưu hóa nhiệt độ và độ cứng sau khi tôi Thí nghiệm cho thấy độ cứng đạt 600 HV với lớp thấm tôi dày 1,5 mm tại nhiệt độ 1150 oC Nếu giảm tốc độ di chuyển cuộn dây, lớp thấm tôi tăng lên 2,5 mm nhưng kèm theo khuyết tật như độ hạt lớn và vết nứt.
Hình 1.7: Mô phỏng quá trình gia nhiệt cảm ứng từ và làm nguội trục vít me bi
Bài báo khoa học “Mô phỏng quá trình tôi cảm ứng điện từ đa tần số bao gồm khảo sát sự chuyển biến pha và thay đổi cơ tính” của các tác giả Dietmar Hürnberg, Qingzhe Liu, Jonathan Montalvo-Urquizo, Dawid Nadolski, Thomas Petzold, Alfred Schmidt, Alwin Schulz từ Khoa công nghệ vật liệu của các trường Đại học Berlin, Bremen, Greifswald – Đức, Đại học Nuevo Leon – Mexico, và Đại học Trondheim – Na Uy, được xuất bản bởi Elsevier năm 2016 Nghiên cứu dựa trên lý thuyết các phương trình vi phân năng lượng và động năng để tính toán nhiệt độ trong quá trình tôi cảm ứng điện từ Các tác giả đã mô phỏng quá trình này cho chi tiết bánh răng vật liệu AISI 4140, với thí nghiệm tôi cảm ứng được thực hiện trên máy có công suất 200 kW cho tần số trung bình và 300 kW cho dòng điện tần số cao Kết quả cho thấy bề mặt đỉnh răng đạt độ cứng và độ thấm tôi cần thiết cho quá trình làm việc Thí nghiệm xác định tỷ lệ thành phần cấu trúc pha kim loại và ứng suất khu vực tôi cảm ứng cho thấy ứng suất theo phương tiếp tuyến và vuông góc bề mặt răng có sự sai khác phụ thuộc vào chiều dày lớp thấm tôi.
Hình 1.8: Ảnh hưởng của tần số tôi cảm ứng trong hai trường hợp mô phỏng và thực nghiệm
Hình 1.9: Đồ thị ứng suất sau tôi theo phương tiếp tuyến và vuông góc bề mặt biên dạng đỉnh răng
Bài báo khoa học “Mô phỏng quá trình tôi cảm ứng điện từ nhằm khảo sát sự thay đổi cơ tính vật liệu” của các tác giả J Montalvo-Urquizo, Q Liu, A Schmidt từ Viện nghiên cứu toán học - Đại học Bremen - Đức, xuất bản bởi Elsevier năm 2013, trình bày mô hình tính toán cho phương pháp tôi cảm ứng điện từ và mô phỏng số cho quá trình gia nhiệt và làm nguội Nghiên cứu khảo sát sự thay đổi cơ tính vật liệu do biến đổi lỗ hỗng trong quá trình chuyển pha gia nhiệt, bao gồm sự biến dạng và độ đàn hồi của vật liệu trong quá trình tôi cao tần Thí nghiệm được thực hiện trên chi tiết bánh răng bằng vật liệu 42CrMo4, cho thấy vùng biên dạng đỉnh răng xuất hiện ứng suất dư lớn nhất trong quá trình tôi cảm ứng điện từ.
Hình 1.10: Phân bố ứng suất sau quá trình gia nhiệt
Tính cấp thiết của đề tài
Theo Cục xúc tiến thương mại, ngành cơ khí Việt Nam phụ thuộc nhiều vào thép nhập khẩu, với hơn 10,4 tỷ USD chi cho sắt thép trong năm 2016 Sắt thép đứng thứ 5 trong danh sách 10 mặt hàng nhập khẩu hàng đầu của nền kinh tế Nguyên nhân chính là do ngành công nghệ vật liệu và luyện thép trong nước chưa phát triển, không đáp ứng được nhu cầu sử dụng Hệ quả là ngoại tệ chảy ra nước ngoài, làm tăng giá thành sản phẩm và giảm năng suất lao động.
Trong thời gian ngắn, vấn đề giảm thiểu hàm lượng thép cơ khí nhập khẩu vẫn chưa thể giải quyết do phụ thuộc vào nhiều yếu tố và trình độ phát triển khoa học kỹ thuật Hiện nay, thị trường nhập khẩu đang tiêu thụ nhiều loại thép, đặc biệt là các loại thép có cơ tính cao như SKD11 với độ cứng từ 60 - 70 HRC, chiếm tỷ trọng lớn cả về số lượng lẫn giá thành.
Hiện nay, có nhiều giải pháp nhằm giảm chi phí gia công khuôn, như thay thế vật liệu có cơ tính tương đương hoặc sử dụng thép thông thường và tiến hành tôi để tăng độ cứng Tuy nhiên, thép SKD11 vẫn là lựa chọn duy nhất đáp ứng các yêu cầu kỹ thuật đặc thù, trong khi các vật liệu khác chưa thể thay thế Phương pháp tôi sau gia công có thể cải thiện độ cứng, nhưng lại ảnh hưởng đến độ chính xác và độ nhám bề mặt khuôn do biến dạng trong quá trình gia nhiệt.
Phương pháp tôi cảm ứng từ điều khiển CNC giúp khắc phục hạn chế biến dạng lòng khuôn, đồng thời tạo ra độ cứng cần thiết cho khuôn Việc tôi và làm cứng lớp bề mặt không chỉ ngăn ngừa hư hỏng nứt gãy do giòn, mà còn đảm bảo bên trong khuôn vẫn duy trì độ dẻo dai cần thiết cho hoạt động hiệu quả.
Phương pháp tôi cảm ứng thành công giúp giảm chi phí mua vật liệu cơ khí, rút ngắn thời gian đáp ứng và tăng năng suất lao động trong quá trình sản xuất.
Mục đích của đề tài
Thiết kế, chế tạo máy tôi cảm ứng CNC trên cơ sở cải tiến máy phay CNC
Thực nghiệm tôi cảm ứng các mẫu thép vật liệu C45 và SS400, xác định kết quả độ cứng đạt được và cấu trúc tế vi
Làm cơ sở để nghiên cứu, chế tạo hoàn chỉnh máy tôi cảm ứng CNC sử dụng cho các bề mặt lòng khuôn phức tạp.
Ý nghĩa khoa học và ý nghĩa thực tiễn
Nghiên cứu các thông số nhiệt độ, tần số, thời gian tối ưu cho quá trình tôi cảm ứng bề mặt
Xác định độ cứng, cấu trúc tế vi và chiều sâu thấm tôi vật liệu sau khi tôi
Cải thiện độ cứng bề mặt chi tiết trong khi vẫn giữ được cấu trúc bên trong vật liệu
Thiết kế máy tôi cảm ứng CNC có thể ứng dụng cho các chi tiết lòng khuôn phức tạp hơn.
Nhiệm vụ và giới hạn của đề tài
1.5.1 Nhiệm vụ của đề tài
Tìm hiểu lý thuyết công nghệ vật liệu thép cacbon
Tìm hiểu lý thuyết công nghệ nhiệt luyện
Tìm hiểu cơ sở lý thuyết nhiệt luyện thép C45 và SS400 gồm tôi thể tích thông thường và tôi cảm ứng
Tìm hiểu lý thuyết đo độ cứng và xác định cấu trúc tế vi thép sau khi tôi
Mô phỏng quá trình gia nhiệt được thực hiện bằng phần mềm Comsol Multiphysics, trong đó chế tạo các mẫu thí nghiệm tôi cảm ứng từ vật liệu C45 và SS400 Quy trình thí nghiệm tôi cảm ứng từ cục bộ CNC được lập và tiến hành trên mặt phẳng với các mẫu thép đã chuẩn bị trước.
Tiến hành đo độ cứng, xác định thành phần kim tương, chiều sâu thấm tôi và đánh giá kết quả đạt được sau khi tôi
1.5.2 Giới hạn đề tài Đề tài nằm trong phạm vi làm luận văn thạc sĩ nên điều kiện vật chất và thời gian yêu cầu chỉ dừng lại ở mức độ thực nghiệm tôi cảm ứng các mẫu thép phẳng Việc thực nghiệm trên các bề mặt lòng khuôn phức tạp cũng như thông số nhiệt luyện tối ưu sẽ được nghiên cứu chuyên sâu sau này Do đó đề tài tập trung thực nghiệm tôi cảm ứng bề mặt và xác định độ cứng cũng như cấu trúc tế vi vật liệu sau quá trình tôi.
Phương pháp nghiên cứu
Phương pháp nghiên cứu lý thuyết trong bài viết này tập trung vào việc nghiên cứu vật liệu thép cacbon, lý thuyết tôi thể tích và tôi cảm ứng từ Bài viết cũng đề cập đến phương pháp đo độ cứng, phân tích kim tương và chiều sâu thấm tôi Đặc biệt, quá trình gia nhiệt được mô phỏng bằng phần mềm COMSOL MULTIPHYSICS để đảm bảo tính chính xác trong nghiên cứu.
Phương pháp nghiên cứu thực nghiệm đã được áp dụng để cải tiến máy phay CNC 3 trục thành máy tôi cảm ứng từ CNC Thực nghiệm này được thực hiện trên các mẫu vật liệu thép C45 và SS400, nhằm xác định độ cứng, cấu trúc tế vi của vật liệu và chiều sâu thấm tôi đạt được.
Phương pháp phân tích và so sánh dựa trên lý thuyết và dữ liệu thực nghiệm nhằm đánh giá kết quả đạt được Qua đó, chúng ta có thể rút ra kết luận về sự phù hợp giữa lý thuyết và thực tiễn, cũng như khả năng ứng dụng trong các tình huống thực tế.
CƠ SỞ LÝ THUYẾT
Cơ sở lý thuyết công nghệ vật liệu kim loại
2.1.1 Sơ lược về sắt và tinh thể sắt
Sắt là một nguyên tố kim loại phổ biến trong tự nhiên, tồn tại chủ yếu trong các loại quặng và đất đá ở lớp vỏ trái đất Vai trò của sắt cùng với các hợp kim của nó rất quan trọng trong sự tiến hóa và phát triển của lịch sử loài người.
- Độ dai va đập αk = 2500 KJ/m 2
Sắt có độ bền và độ cứng cao, nhưng không đủ đáp ứng các yêu cầu trong sản xuất Do đó, trong kỹ thuật, người ta thường sử dụng các hợp kim của sắt, vì chúng có cơ tính vượt trội hơn và hầu như không sử dụng sắt nguyên chất.
Sắt có hai kiểu mạng tinh thể phổ biến: Lập phương tâm mặt A1 và lập phương tâm khối A2 [27]
- Lập phương tâm khối A2, tồn tại ở hai dạng thù hình là: Feα trong khoảng nhiệt độ từ nhiệt độ thường đến 911 o C và Fe δ trong khoảng nhiệt độ từ
Nhiệt độ từ 1392 o C đến 1539 o C cho thấy kiểu lập phương tâm khối có nhiều lỗ hổng nhỏ, với lỗ bốn mặt có bán kính r = 0,291 lần kích thước nguyên tử sắt (rFe) và lỗ tám mặt có bán kính r = 0,154 lần kích thước nguyên tử sắt Những lỗ hổng này chứa khối cầu với kích thước tối đa r = 0,0364 nm, dẫn đến mật độ sắp xếp chung thấp.
Phương tâm mặt A1 của sắt tồn tại dưới dạng thù hình Feγ trong khoảng nhiệt độ từ 911 đến 1392 °C, đặc trưng bởi cấu trúc lập phương tâm mặt với ít lỗ hổng nhưng kích thước lỗ hổng lớn hơn Cụ thể, lỗ bốn mặt có bán kính r = 0,225rFe và lỗ tám mặt có bán kính r = 0,414rFe, cho phép chứa khối cầu tối đa với kích thước r = 0,052 nm, đồng thời có mật độ sắp xếp cao hơn.
2.1.2 Giản đồ pha Fe – C (Fe – Fe 3 C)
2.1.2.1 Tương tác giữa sắt và cacbon
Sắt và cacbon tương tác với nhau theo hai cách:
- Cacbon hòa tan vào sắt tạo thành dung dịch rắn Fe - C
- Cacbon tác dụng với sắt tạo thành hợp chất hóa học
Dung dịch rắn Fe – C là dung dịch rắn xen kẽ vì cacbon có đường kính nguyên tử nhỏ hơn sắt [27]
- Fe α hòa tan: Từ 0,006 đến 0,02%C
- Feγ hòa tan: Thấp hơn 2,14%C
Thép và gang là hai hợp kim phổ biến của Fe – C
Hợp chất hóa học của Fe với C (Xementit Fe 3 C): Sắt tác dụng với cacbon tạo thành 3 hợp chất là Fe3C (6,67%C), Fe2C (9,67%C) và FeC (17,67%C)
Tuy nhiên các hợp kim của Fe - C thường chứa dưới 5% cacbon (thép và gang) nên trong thực tế chúng ta chỉ gặp Fe3C
Fe3C hình thành khi hàm lượng carbon trong hợp kim vượt quá giới hạn hòa tan của nó trong sắt Đây là một pha không ổn định, sẽ phân hủy thành Fe và C khi nhiệt độ tăng cao Ngoài ra, Fe3C có đặc tính giòn và cứng, với độ cứng khoảng 800 HB.
Khi cacbon được đưa vào sắt, nếu lượng cacbon nằm trong giới hạn hòa tan phụ thuộc vào dạng thù hình và nhiệt độ, nó sẽ hòa tan vào sắt tạo thành dung dịch rắn xen kẽ Nguyên tử cacbon, với kích thước rC = 0,077 nm, có khả năng đi vào các lỗ hổng trong cấu trúc tinh thể của sắt, trong khi kích thước nguyên tử sắt là rFe = 0,1241 nm.
Feγ có cấu trúc mạng lập phương tâm mặt, với các lỗ rỗng lớn kích thước 0,052 nm, cho phép nguyên tử cacbon kích thước 0,077 nm có thể xâm nhập bằng cách giãn cách các nguyên tử sắt Tuy nhiên, do không phải tất cả các lỗ hổng trên bề mặt đều có thể chứa nguyên tử cacbon, nên giới hạn hòa tan của cacbon trong Feγ chỉ đạt khoảng 10% nguyên tử Điều này cho thấy chỉ có Feγ mới có khả năng hòa tan cacbon.
Feα, Feδ không có khả năng hoà tan cacbon hay độ hoà tan cacbon trong chúng là không đáng kể (có thể coi bằng không)
Khi lượng cacbon trong sắt vượt quá giới hạn hòa tan, các nguyên tử cacbon thừa sẽ kết hợp với sắt để tạo thành pha trung gian Xêmentit Fe3C, với thành phần 6,67% cacbon và 93,33% sắt Mặc dù Grafit là pha ổn định hơn, nhưng trong hợp kim thuần Fe-C, việc hình thành Grafit rất khó khăn, do đó Xêmentit được coi là pha giả ổn định và là trạng thái ổn định trong hợp kim này.
Hợp kim Fe – C được biết đến với khả năng tăng cường độ bền và độ cứng so với sắt nhờ vào các tương tác hóa học đặc biệt Chính vì lý do này, hợp kim này đang được ứng dụng phổ biến trong nhiều lĩnh vực thực tiễn.
2.1.2.2 Giản đồ pha Fe–C (Fe – Fe 3 C)
Hình 2.2: Giản đồ pha Fe - C
Trên giản đồ trạng thái Fe – C chỉ trình bày đến 6,67%C, ứng với hợp chất hóa học Xementit Fe 3 C [27]
Các tọa độ của các điểm quan trọng trên đồ thị: A(1539 o C; 0%C), E(1147 o C; 2,14%C), C(1147 o C; 4,3%C), N(1392 o C; 0%C), G(911 o C; 0%C), P(727 o C; 0,02%C), S(727 o C; 0,8%C), Q(0 o C; 0,006%C)
ABCD là đường lỏng để xác định nhiệt độ chảy lỏng hoàn toàn hay bắt đầu kết tinh
AHJECF là đường rắn để xác định nhiệt độ bắt đầu chảy hay kết thúc kết tinh
ECF (1147 o C) là đường cùng tinh, xảy ra phản ứng cùng tinh (Eutectic) PSK (727 o C) là đường cùng tích, xảy ra phản ứng cùng tích (Eutectoid)
ES là giới hạn hoà tan cacbon trong Feγ
PQ là giới hạn hoà tan cacbon trong Feα
2.1.3 Cấu trúc và tính chất các pha trong hợp kim
2.1.3.1 Các tổ chức một pha
Ferit (ký hiệu α, F hoặc Feα) là dung dịch rắn xen kẽ của cacbon trong sắt Feα với cấu trúc mạng lập phương tâm khối Mặc dù có khả năng hòa tan cacbon, nhưng lượng cacbon hòa tan trong ferit rất nhỏ, chỉ đạt tối đa 0,02%C ở 727 oC và giảm xuống còn 0,006%C ở nhiệt độ thường Do đó, ferit có thể được coi là Feα, vì cacbon không thể chui vào lỗ hổng của Feα và lượng hòa tan này chủ yếu tồn tại ở các khuyết tật mạng, đặc biệt là tại biên giới hạt Ferit có tính chất sắt từ, nhưng chỉ đến một mức độ nhất định.
Ferit tồn tại ở nhiệt độ 768 °C trong vùng GPQ, tiếp giáp với Feα trên trục sắt Do không chứa cacbon, ferit có cơ tính tương tự như sắt nguyên chất, với đặc điểm dẻo, dai, mềm và kém bền Tuy nhiên, ferit có thể hòa tan các nguyên tố như Si, Mn, P, Cr, làm tăng độ cứng và độ bền nhưng giảm tính dẻo dai Ferit là một trong hai pha chính tồn tại ở nhiệt độ thường và dưới 727 °C, với tỉ lệ cao nhất khoảng 90%, góp phần quan trọng vào cơ tính của hợp kim Fe – C Tổ chức tế vi của ferit có dạng các hạt sáng, đa cạnh.
Austenit (ký hiệu γ, A, Feγ(C)) là một dạng dung dịch rắn xen kẽ của carbon trong Feγ, với cấu trúc mạng lập phương tâm mặt, có khả năng hòa tan carbon lên đến 2,14% (khoảng 8,5% về số nguyên tử) tại 1147 °C Tại nhiệt độ này, cứ ba đến bốn ô cơ sở mới có thể cho phép một nguyên tử carbon định vị vào một lỗ hổng tám mặt Tuy nhiên, ở 727 °C, lượng carbon hòa tan giảm xuống chỉ còn 0,80% Khác với ferit, austenit không có tính sắt từ mà có tính thuận từ, và chỉ tồn tại ở nhiệt độ cao (trên 727 °C) trong vùng NJESG Mặc dù không có ảnh hưởng trực tiếp đến khả năng sử dụng của hợp kim, austenit đóng vai trò quyết định trong quá trình biến dạng nóng và nhiệt luyện.
Thép có tính dẻo cao và mềm ở nhiệt độ cao, thường được xử lý ở trạng thái Austenit đồng nhất khoảng 1000 °C, cho phép biến dạng nóng mọi hợp kim Fe – C có chứa carbon dưới 2,14% Dù ở nhiệt độ thường, những hợp kim này vẫn thể hiện độ cứng và tính giòn cao Quá trình làm nguội Austenit với tốc độ khác nhau tạo ra hỗn hợp Ferit – Xêmentit với độ mịn khác nhau hoặc Mactenxit có cơ tính cao, đáp ứng nhiều yêu cầu sử dụng và gia công Tổ chức tế vi của Austenit có các hạt sáng với màu sắc khác nhau và các đường song tinh cắt ngang, thể hiện tính dẻo cao.
Xêmentit (ký hiệu Xe, Fe3C) là một pha xen kẽ với cấu trúc mạng phức tạp, có công thức hóa học Fe3C và chứa 6,67% carbon, tương ứng với đường thẳng đứng DFKL trên giản đồ Đặc điểm nổi bật của xêmentit là tính cứng và giòn, cùng với ferit, nó tạo ra các tổ chức khác nhau trong hợp kim sắt-cacbon Mặc dù xêmentit có tính sắt từ yếu, nhưng vai trò của nó trong cấu trúc kim loại là rất quan trọng.
210 o C Người ta phân biệt bốn loại Xêmentit:
Xêmentit thứ nhất (XeI) hình thành khi nồng độ cacbon trong hợp kim lỏng giảm theo đường DC khi nhiệt độ hạ thấp, chỉ xuất hiện ở hợp kim có hàm lượng cacbon lớn hơn 4,3% Với quá trình hình thành ở nhiệt độ cao (trên 1147 °C), Xêmentit thứ nhất có cấu trúc thẳng và thô to, đôi khi có thể quan sát bằng mắt thường.
Cơ sở lý thuyết công nghệ nhiệt luyện
2.2.1 Sơ lược về nhiệt luyện thép
Nhiệt luyện là quá trình nung nóng thép đến nhiệt độ nhất định, duy trì nhiệt trong khoảng thời gian phù hợp, và sau đó làm nguội với tốc độ xác định để đạt được cấu trúc và tính chất cơ học mong muốn Quá trình nhiệt luyện có những đặc điểm quan trọng ảnh hưởng đến chất lượng của thép.
- Không làm nóng chảy và biến dạng sản phẩm thép
- Kết quả được đánh giá bằng biến đổi của tổ chức tế vi và cơ tính
2.2.1.2 Các yếu tố đặc trưng cho nhiệt luyện
Có 3 yếu tố đặc trưng cho nhiệt luyện gồm [28]:
- Thời gian giữ nhiệt: τgn
- Tốc độ làm nguội sau khi giữ nhiệt: V nguội
Các yếu tố đánh giá kết quả:
- Tổ chức tế vi bao gồm cấu tạo pha, kích thước hạt và chiều sâu lớp hóa bền
- Cơ tính bao gồm độ cứng, độ bền, độ dẻo, độ dai
- Độ cong vênh, biến dạng chi tiết
Hình 2.3: Đồ thị đặc tính quá trình nhiệt luyện 2.2.1.3 Phân loại nhiệt luyện thép
Nhiệt luyện là một phương pháp phổ biến và đơn giản, có tác dụng biến đổi tổ chức và cơ tính của vật liệu, bao gồm các kỹ thuật như ủ, thường hóa, tôi và ram.
Hóa nhiệt luyện là phương pháp nhiệt luyện kết hợp với việc điều chỉnh thành phần hóa học ở bề mặt vật liệu Phương pháp này nhằm cải thiện các tính chất của vật liệu thông qua quá trình nhiệt luyện tiếp theo Hóa nhiệt luyện có thể áp dụng cho cả thấm đơn nguyên tố và đa nguyên tố, như carbon (C).
Cơ nhiệt luyện là quá trình biến dạng dẻo của thép trong trạng thái Austenit, tiếp theo là quá trình tôi và ram để tạo ra tổ chức hạt nhỏ, mịn với cơ tính cao Phương pháp này thường được áp dụng tại các nhà máy thép cán nóng và trong lĩnh vực luyện kim.
2.2.1.4 Vai trò của nhiệt luyện đối với ngành sản xuất cơ khí
Tăng cường độ cứng, khả năng chống mài mòn và độ bền của thép giúp tối ưu hóa vật liệu, mang lại độ bền, độ cứng và độ dai tối đa Điều này không chỉ giảm trọng lượng kết cấu mà còn kéo dài tuổi thọ của thiết bị.
Cải thiện tính chất cơ học của công nghệ là yếu tố quan trọng trong quá trình gia công, nhằm đáp ứng các yêu cầu về độ mềm khi cắt gọt và độ dẻo biến dạng của chi tiết.
Là khâu sau cùng, thường không thể bỏ qua vì nó quyết định tiến độ chung, chất lượng và giá thành sản phẩm sản xuất
2.2.2 Các chuyển biến xảy ra khi nung nóng thép - Sự tạo thành Austenit 2.2.2.1 Cơ sở xác định chuyển biến khi nung
Dựa vào giản đồ pha Fe - C: Ở nhiệt độ thường mọi thép đều có cấu tạo bởi hai pha cơ bản: F và Xê (trong đó P = [F + Xê]) [27]
Thép cùng tích: Có tổ chức đơn giản là P
Thép trước và sau cùng tích: Có tổ chức P + F và P + XêII
- Khi T o nhỏ hơn Ac1 thì chưa có chuyển biến gì
- Khi T o bằng Ac 1 thì P chuyển thành γ theo phản ứng:
Thép TCT và SCT: F và XêII không thay đổi
- Khi T o lớn hơn Ac 1 : F và Xê II tan vào γ nhưng không hoàn toàn
- Khi T o lớn hơn Ac3 và Acm: F và XêII tan hoàn toàn vào γ
- Trên đường GSE mọi thép đều có tổ chức γ [27]
Hình 2.4: Cơ sở chuyển biến pha sắt cacbon 2.2.2.2 Đặc điểm của chuyển biến Peclit thành Austenit
Hình 2.5: Giản đồ chuyển biến đẳng nhiệt của Peclit thành Austenit
Nhiệt độ và thời gian chuyển biến [27]:
- Vnung càng lớn thì nhiệt độ chuyển biến càng cao
- Tnung càng cao thì khoảng thời gian chuyển biến càng ngắn
- Tốc độ nung V2 lớn hơn V1 thì nhiệt độ bắt đầu chuyển biến ở V2 cao hơn và thời gian chuyển biến nhanh hơn Độ hạt Austenit [27]:
- Peclit ban đầu càng mịn thì hạt Austenit (γ) càng nhỏ
- V nung càng lớn thì hạt γ càng nhỏ
- Nhiệt độ và thời gian giữ nhiệt càng lâu thì hạt càng lớn
- Theo đặc tính phát triển Austenit có thể chia thép làm hai loại là thép bản chất hạt lớn và hạt nhỏ
- Thép bản chất hạt nhỏ được hình thành bằng cách khử ôxy triệt để bằng cách bổ sung nguyên tử nhôm
- Thép hợp kim với các nguyên tố Ti, Mo, V, Zr, Nb, dễ tạo cacbit ngăn cản quá trình phát triển hạt để cho kết quả thép hạt nhỏ
- Thành phần Mn và P làm hạt phát triển nhanh
Hình 2.6: Sơ đồ phát triển hạt Austenit: I di truyền hạt nhỏ, II di truyền hạt lớn Ý nghĩa kích thước hạt Austenit:
- Hạt γ càng nhỏ → Mactenxit có độ dẻo, dai cao hơn
Cơ chế chuyển biến từ P sang γ không chỉ tạo ra mà còn phát triển các mầm giống như quá trình kết tinh Tuy nhiên, do bề mặt phân chia giữa F và Xê rất lớn, số lượng mầm hình thành trở nên rất nhiều, dẫn đến việc hạt γ ban đầu có kích thước rất nhỏ và mịn, thường nhỏ hơn cấp 8 - 10.
- Chuyển biến Peclit → Austenit bao giờ cũng làm nhỏ hạt thép nên được ứng dụng rộng rãi
2.2.3 Mục đích của giữ nhiệt
Làm đều nhiệt độ trên tiết diện chi tiết Để chuyển biến pha xảy ra hoàn
Làm đồng đều thành phần γ
2.2.4 Các chuyển biến của Austenit khi làm nguội chậm
2.2.4.1 Giản đồ chuyển biến đẳng nhiệt Austenit quá nguội (giản đồ T-T-T) của thép cùng tích
Hình 2.7: Giản đồ T – T – T của thép cùng tích
Giản đồ T – T – T của thép cùng tích: Nhiệt độ (T) - thời gian (T) và chuyển biến (T) Vì biểu đồ có dạng chữ "C" nên còn gọi là đường cong chữ “C”
Khi γ bị nguội tức thời dưới 727 o C nó chưa chuyển biến ngay được nên gọi là γ quá nguội có tính chất không ổn định [27]
- Trên 727 o C là khu vực tồn tại của γ ổn định
- Bên trái chữ "C" đầu tiên là vùng γ quá nguội
- Giữa hai chữ "C" là pha γ đang chuyển biến (tồn tại cả ba pha γ, F và Xê)
- Bên phải chữ "C" thứ hai là các sản phẩm phân hóa đẳng nhiệt γ quá nguội là hỗn hợp của F - Xê với mức độ nhỏ mịn khác nhau
- Dưới đường Mđ (200 o C - 240 o C), Mactenxit + Austenit dư
- Giữ γ quá nguội ở nhiệt độ sát A1:
+ T o khoảng 700 o C, ΔT o nhỏ, khoảng 25 o C: Peclit (tấm), độ cứng 10 -
+ T o khoảng 650 o C, ΔT o khoảng 75 o C: Xoocbit tôi, độ cứng 25 - 35 HRC
+ T o thấp hơn nữa, ở đỉnh lồi chữ “C” (500 o C ÷ 600 o C): Trôxtit, độ cứng 40 HRC
Cả 3 chuyển biến trên đều là chuyển biến Peclit, còn Xoocbit và Troxtit được coi là các dạng phân tán của Peclit
Khi giữ Austenit ở nhiệt độ từ 450 oC đến 250 oC, ta thu được Bainit với độ cứng đạt từ 50 đến 55 HRC Đây được xem là một chuyển biến trung gian, trong đó hàm lượng cacbon hơi vượt quá bão hòa (0,10%), và có sự hiện diện của Fe2,4÷3C cùng một lượng nhỏ γ (dư), nằm giữa P và M.
Từ Peclit (tấm), Xoocbit, Trôxtit cho tới Bainit độ quá nguội tăng lên → mầm càng nhiều → tấm càng nhỏ mịn hơn và độ cứng càng cao hơn
Tóm lại, quá trình chuyển biến ở sát A1 được xác định bởi Peclit, trong khi phần lồi liên quan đến Trôxtit Ở giữa hai mức, Xoocbit xuất hiện, và phía dưới là Bainit Phương pháp làm nguội đẳng nhiệt cho phép thu được cấu trúc đồng nhất trên tiết diện.
2.2.4.2 Sự phân hóa Austenit khi làm nguội liên tục
Hình 2.8: Giản đồ T – T - T của thép cùng tích với các giá trị tốc độ làm nguội
Trên giản đồ trên tuỳ thuộc vào tốc độ làm nguội Vnguội ta có:
- V 1 ở sát A 1 thì γ chuyển thành Peclit tấm
- V2 (làm nguội trong không khí tĩnh) thì γ chuyển thành Xoocbit
- V3 (làm nguội trong không khí nén), cắt ở phần lồi thì γ chuyển thành Trôxtit
- V4 (làm nguội trong dầu) thì có phản ứng: Trôxtit + Mactenxit = Bán Mactenxit
- V5 (làm nguội trong nước lạnh) V5 không cắt đường cong chữ "C" nào, tức γ chuyển thành Mactenxit
Kết luận: Khi làm nguội liên tục thì tổ chức tạo thành phụ thuộc vào vị trí của vectơ tốc độ nguội trên đường cong chữ “C”
Tổ chức đạt được thường là không đồng nhất trên toàn tiết diện vật liệu, nhất là trong các trường hợp tiết diện lớn
Không đạt được tổ chức hoàn toàn Bainit (B) (chỉ có thể T+B hoặc T+B+M) vì nửa dưới chữ “C” lõm vào
Những điều trên chỉ đúng với thép cacbon, thép hợp kim đường cong chữ
"C" dịch sang phải do đó:
- Vth có thể rất nhỏ, ví dụ như thép hợp kim cao tôi trong không khí
- Tổ chức đồng nhất trên toàn tiết diện, ngay cả đối với tiết diện lớn
2.2.4.3 Giản đồ T - T - T của các thép khác cùng tích
Giản đồ dưới đây thể hiện sự khác biệt giữa thép trước và sau khi gia nhiệt, bao gồm nhánh phụ biểu thị sự tiết ra Ferit (TCT) hoặc XêII (SCT), cùng với đường ngang A3.
Hình 2.9: Giản đồ T - T - T của các thép khác cùng tích
Những điểm khác biệt so với thép cùng tích:
- Đồ thị đường cong (chữ "C" và nhánh phụ) lệch sang trái hơn
- Khi làm nguội chậm liên tục (V2), γ quá nguội sẽ tiết ra Ferit (TCT) hoặc Xê II (SCT) trước sau đó mới phân hóa thành hỗn hợp F - Xê
Khi làm nguội với tốc độ V3 hoặc lớn hơn, Vnguội sẽ không cắt nhánh phụ Nếu γ quá nguội, nó sẽ chuyển thành F - Xê dưới dạng X, T, B, trong đó B chỉ xuất hiện khi làm nguội đẳng nhiệt.
Thép không có thành phần đúng ở mức 0,8%C mà vẫn không tiết ra F hoặc Xê được gọi là cùng tích giả
2.2.5 Chuyển biến của Austenit khi làm nguội nhanh - Chuyển biến
Hình 2.10: Giản đồ T – T - T và tốc độ tôi tới hạn Vth (τm và Tm - thời gian và nhiệt độ ứng với γ kém ổn định nhất)
Khi Vnguội lớn hơn Vth, quá trình chuyển biến Mactenxit sẽ xảy ra, được gọi là quá trình tôi thép Vth là tốc độ làm nguội tối thiểu cần thiết để tạo ra Mactenxit.
V th =A 1 - T m τ m , là nhiệt độ và thời gian ứng với Austenit quá nguội kém ổn định nhất
Mactenxit là dung dịch rắn quá bão hòa của C trong Feα
Mactenxit có cấu trúc mạng tinh thể hình lập phương tâm khối do quá bão hòa carbon, với độ chính phương c/a dao động từ 1,001 đến 1,06 tùy thuộc vào thành phần carbon Đặc điểm này dẫn đến sự xô lệch mạng lớn, làm cho Mactenxit trở nên rất cứng.
2.2.5.2 Các đặc điểm của chuyển biến Mactenxit
Hình 2.12: Đồ thị động học mô tả chuyển biến Mactenxit
Chỉ xảy ra khi làm nguội nhanh và liên tục γ với tốc độ lớn hơn Vth
Chuyển biến không khuếch tán: nguyên tố cacbon gần như giữ nguyên vị trí, nguyên tố Fe từ pha γ (A1) chuyển thành M (gần như A2)
Quá trình xảy ra với tốc độ rất lớn, tới hàng nghìn m/s
Quá trình chỉ diễn ra từ giữa Mđ đến kết thúc MK, trong đó Mđ và MK giảm khi thành phần C và các nguyên tố hợp kim (trừ Si, Co và Al) tăng lên Ngoài ra, Mđ và MK không bị ảnh hưởng bởi tốc độ Vnguội.
Chuyển biến không hoàn toàn do hiệu ứng tăng thể tích gây ra lực nén, dẫn đến γ không thể chuyển biến toàn phần, phần γ không chuyển biến được gọi là γ dư Điểm MK thường thấp, dưới 20 oC, và trong một số trường hợp có thể rất thấp, như -100 oC, khiến lượng γ dư có thể đạt tới 20 - 30% Tỷ lệ γ dư phụ thuộc vào nhiều yếu tố khác nhau.
- Điểm MK: MK càng thấp và nằm dưới 20 o C thì lượng γ dư càng nhiều
M K giảm khi tăng lượng nguyên tố hợp kim trong γ
- Hàm lượng C càng tăng thì lượng γ dư càng nhiều
Mối quan hệ giữa độ cứng và thành phần phần trăm cacbon được cho như đồ thị dưới đây:
Hình 2.13: Độ cứng Mactenxit phụ thuộc vào thành phần phần trăm cacbon Độ cứng: Khi thành phần C tăng thì độ cứng tăng nên:
- Thép ít cacbon: Thành phần C nhỏ hơn 0,25% thì độ cứng sau tôi nhỏ hơn 40 HRC
- Thép C trung bình: Thành phần C khoảng 0,40 - 0,50% thì độ cứng sau tôi tương đối cao lớn hơn 50 HRC
- Thép C cao: Thành phần C lớn hơn 0,60% thì độ cứng sau tôi cao, lớn hơn 60 HRC
Chỉ có thép hàm lượng cacbon lớn hơn 0,40%C khi tôi mới tăng được tính chịu mài mòn
