Chương II . HỢP KIM VÀ BIẾN ĐỔI TỔ CHỨC

Thông thờng hệ với các pha ở trạng thái cân bằng bao giờ cũng cũng có độ bền, độ cứng thấp nhất, không có ứng suất bên trong, xô lệch mạng tinh thể ít nhất và đợc hình thành khi làm nguộ

Chương II HỢP KIM VÀ BIẾN ĐỔI TỔ CHỨC 2.1 Sự hình thành tổ chức kim loại khi kết tinh

2.1.1 Sự kết tinh kim loại lỏng

a Cấu tạo của kim loại lỏng và điều kiện kết tinh

* Cấu tạo của kim loại lỏng

- Phần lớn kim loại được chế tạo ra từ trạng thái lỏng rồi làm nguội trong khuôn thành trạng thái rắn

- Khi làm nguội kim loại lỏng sẽ xảy ra quá trình kết tinh: mạng tinh thể và các hạt được tạo thành

* Điều kiện năng lượng của quá trình kết tinh

+ Đặc điểm cấu trúc của kim loại lỏng

-Các nguyên tử có xu hướng tạo thành các nhóm nguyên tử xắp xếp có trật tự ( có trật tự gần mà không có trật tự xa như ở trạng thái rắn)

- Các nhóm nguyên tử sắp xếp có trật tự được hình thành trong suốt một thời gian rất ngắn sau đó lại tản đi

để rồi lại xuất hiện ở chỗ khác có nghĩa là sự hình thành rồi lại tản đi của chúng xảy ra liên tiếp

-Có điển tử tự do và liên kết kim loại

=> Giúp nó kết tinh được dễ dàng hơn

+ Sự biến đổi năng lượng khi kết tinh

Năng lượng dự trữ được đặc trưng bằng 1 đại lượng khác gọi là

năng lượng tự do F

- Ở nhiệt độ T > Ts kim loại tồn tại ở trạng thái lỏng vì năng lượng tự

do trạng thái lỏng nhỏ hơn nhỏ hơn năng lượng tự do ở trạng thái rắn

Fl< Fr

- Ở nhiệt dộ T < Ts kim loại tồn tại ở trạng thái rắn vì Fr< Fl

- Ở nhiệt dộ t độ T0, Fr= Fl Kim loại lỏng ở trạng thái cân bằng động

T0 được gọi là nhiệt độ kết tinh lý thuyết

⇒ như vậy sự kết tinh thực tế chỉ xảy ra T<Ts hay Fr < Fl.

- Mầm tinh thể được hiểu là những phần chất rắn nhỏ ban đầu

được hình thành trong kim loại lỏng

- Sự tạo mầm: là quá trình xuất hiện những phân tử rắn có cấu

tạo tinh thể, có kích thước xác định ở trong kim loại lỏng Đó là

các trung tâm để từ đó phát triển lên thành hạt tinh thể.

- Có hai loại mầm:

+ Mầm tự sinh - mầm đồng thể;

+ Mầm ký sinh - mầm dị thể

+ Mầm tự sinh

- Mầm tự sinh là những nhóm nguyên tử có kiểu mạng và thành phần hoá

học gần như pha mới (pha sản phẩm) được hình thành trong nền pha cũ

(pha mẹ) và có thể phát triển trong quá trình chuyển pha

- Khi T < TS những nhóm nguyên tử sắp xếp có trật tự, có kích thước lớn

hơn kích thước tới hạn r > rth Thì chúng trở nên ổn định, không tan nữa và

chúng lớn lên thành hạt

- Khi kích thước mầm r ≤ rth thì sự phát triển tiếp theo của mầm

là tự phát, vì đó là sự giảm năng lượng tự do

Khi nhiệt độ kết tinh thực tế càng thấp thì rth càng nhỏ, do đó sự kết

tinh càng dễ dàng

Sự lớn lên của mầm không đều theo các phương Phương nào có mật độ

nguyên tử lớn thì tốc độ phát triển mầm theo phương đó cao theo phương

tản nhiệt nhanh, mầm phát triển cũng nhanh hơn

c Sự hình thành hạt tinh thể và các phương pháp tạo hạt nhỏ thỏi đúc

* Tiến trình kết tinh

Khi các mầm tạo nên trước đang lớn lên thì các mầm khác trong kim

loại lỏng vẫn tiếp tục hình thành

Sự hết tinh cứ thế tiếp tục phát triển như vậy cho đến khi nào không còn kim loại lỏng nữa

Quá trình kết tinh các mầm định hướng ngẫu nhiên nên phương mạng của các hạt không đồng hướng và lệch nhau một góc nào đó

⇒ Xuất hiện sự xô lệch mạng tinh thể ở vùng biên giới hạt

* Hình dạng hạt

- Hình dạng hạt phụ thuộc vào tốc độ phát triển của mầm theo các phương khác

nhau:

+ Theo các phương đều nhau ⇒ hạt có dạng cạnh đều hoặc cầu;

+ Theo 1 phương (rất mạnh) ⇒ hạt có dạng dài hình trụ;

+ Theo một mặt (rất mạnh) ⇒ hạt có dạng tấm, phiến

* Kích thước hạt

- Kích thước hạt là 1 trong những chỉ tiêu để đánh giá

chất lượng kim loại quan hệ chặt chẽ tới cơ tính

- Các cách xác định độ lớn của hạt:

+ Đo diện tích trung bình của hạt (Phức tạp-ít

dùng);

+ Đo đường kính lớn nhất của hạt;

+ So sánh với bảng mẫu về cấp hạt Thường có 8 cấp hạt chính: 1-4 cấp hạt

to và 5-8 cấp hạt nhỏ.

Nguyên lý tạo hạt nhỏ khi đúc

Hai yếu tố quyết định kích thước hạt khi kết tinh là:

A =

- Gồm 2 phương phỏp chớnh là: tăng độ quỏ nguội, và biến tớnh

+ Tăng độ quỏ nguội

Khi tăng độ quỏ nguội, tốc độ tạo mầm n, và tốc độ phỏt triển mầm v đều tăng, nhưng n tăng nhanh hơn v,nờn làm hạt nhỏ đi

Trong sản xuất đỳc điều này thể hiện rất rừ ràng: Độ quỏ nguội phụ thuộc vào tốc độ nguội: Tốc độ nguội càng nhanh, độ quỏ nguội càng lớn

+ Làm khuụn bằng kim loại;

+ Dựng nước làm nguội liờn tục cho khuụn kin loại.

+ Phương phỏp biến tớnh

- Kết hợp với tạp chất trong khi kim loại lỏng tạo thành cỏc hợp chất khú chảy, khụng tan lơ lửng trong

lũng khối kim loại lỏng, tạo mầm cú sẵn – Tạo mầm ký sinh – Tăng tốc độ tạo mầm;

(VD cho khoảng 20g đến 50g Al cho 1 tấm thộp lỏng) với lượng nhụm này chỉ đủ kết hợp với ụxy, và nitơ hoà tan trong thộp lỏng toạ thành AL2O3 hoặc AlN phõn tỏn đều).

- Hoà tan tạp chất vào kim loại lỏng để hạn chế tốc độ phỏt triển mầm v

(VD khi đỳc hợp kim Al - Si, người ta cho vào một lượng Natri làm giảm sự phỏt triển của cỏc tinh thể Silic).

⇒ Đõy là phương phỏp hiệu quả nhất để nhận được hạt nhỏ, do đú làm biến đổi tớnh chất (cơ tớnh), nờn gọi

là phương phỏp biến tớnh

- Hỡnh dạng và độ lớn của hạt phụ thuộc vào độ nguội, tốc độ, phương tản nhiệt

2.1.2 Cấu tạo tinh thể của thỏi đỳc

Các sản phẩm đúc thờng có hình dạng phức tạp, do vậy ở đây chọn thỏi đúclà loại có dạng đơn giản nhất

để khảo sát, lấy đó làm cơ sở để xác định cho các trờng hợp khác

a Ba vùng tinh thể của thỏi đúc

Các thỏi (thép) đúc thờng có dạng tròn hay vuông, chúng đợc đúc trong khuôn kim loại, đôi khi khuôn còn đợc làm nguội bằng nớc Đối với một thỏi thép đúc điển hình (hình 1.27), từ ngoài vào trong có ba vùng tinh thể lần lợt nh sau

Vỏ ngoài cùng là lớp hạt nhỏ đẳng trục 1 Thoạt tiên kim loại lỏng tiếp xúc với thành khuôn nguội nên

đợc kết tinh với ∆ T lớn, cộng thêm tác dụng tạo mầm của bề mặt khuôn nên hạt tạo thành khá nhỏ mịn Do thành khuôn có độ nhấp nhô (nhờ chất sơn khuôn) nên các mầm phát triển theo các phơng ngẫu nhiên, do đó trụ c hạt phát triển đều theo mọi phí a

Vùng tiếp theo là lớp hạt tơng đối lớn hình trụ 2 kéo dài vuông góc với thành khuôn Sau khi vỏ ngoài đ∙

kết tinh xong thành khuôn mới bắt đầu nóng lên, nên kim loại lỏng kết tinh với ∆ To ngày càng nhỏ, hạt tạo thành

có khuynh hớng ngày càng lớn hơn Hạt phát triển mạnh theo chiều ngợc với chiều tản nhiệt, do vậy có phơngvuông góc với thành khuôn là phơng thoát nhiệt Kết quả là nhận đợc vùng hạt tơng đối lớn kéo dài (hình trụ ) theo phơng vuông góc với thành khuôn

Hình 1.27 Ba vùng tinh thể của thỏi đúc

Vùng ở giữa là vùng các hạt lớn đẳng trục 3 Cuối cùng khi kim loại lỏng ở giữ a kết tinh thì thành khuôn

đ∙ nóng lên nhiều, điều này dẫn đến hai hiệu ứng:

- kim loại lỏng kết tinh với ∆ To nhỏ hơn nên hạt trở nên lớn,

- phơng tản nhiệt qua thành khuôn không rõ ràng nên hạt lại phát triển đều theo mọi phơng (đẳng trục) Trong

ba vùng trên, vùng ngoài cùng luôn luôn là lớp vỏ mỏng, còn hai vùng sau có mối tơng quan với nhau phụ thuộc vào điều kiện làm nguội khuôn

+ Khi khuôn đợc làm nguội m∙nh liệt thì vùng 2 sẽ lấn át vùng 3, thậm chí

có khi làm mất hẳn vùng 3, khi đó thỏi nh là chỉ có vùng tinh thể hình trụ vuông

góc với thành khuôn nh bó đũa (tổ chức này đợc gọi là xuyên tinh) Tổ chức nh

vậy tuy có mật độ cao song khó biến dạng dẻo, không phù hợp với thỏi cán

+ Khi khuôn đợc làm nguội chậm thì vùng 3 lại lấn át vùng 2, thỏi trở nên dễ cán hơn

Các lỗ hổng nhỏ nằm giữ a nhánh cây hay ở biên hạt tạo nên do sự co của kim loại lỏng khi kết tinh đợc phân

bố rải rác trên khắp vật đúc đợc gọi là rỗ co

Rỗ co làm giảm mật độ kim loại, làm xấu cơ tí nh vật đúc, song nếu là thỏi đợc qua gia công áp lực (biến dạngdẻo) ở nhiệt độ cao thì chúng đợc hàn kí n lại nhờ

bị bẹp lại và quá trình khuếch tán (do rỗ nằm sâu trong thỏi cha bị ôxy hóa) làm

liền kí n, vì vậy trờng hợp này ảnh hởng không đáng kể đến cơ tí nh

Phần lỗ hổng ở trên cùng và ở phần dày nhất thỏi đợc gọi là lõm co Đây là phần kết tinh sau cùng, bản thân kim loại lỏng ở đây đ∙ bù co cho các phần kết tinh trớc ở phí a dới và đến lợt nó kết tinh thì không còn đâu kim loại lỏng để bổ xung cho mình nữa, tạo ra lỗ hổng tập trung Phần khuyết của lõm co phải đợc cắt bỏ triệt để vì thế

tỷ lệ thể tí ch sử dụng của thỏi chỉ còn khoảng 85 đến 95% Trong thực tế khi thiết kế vật đúc ngời ta phải để phần lõm co này ở ngoài sản phẩm dới dạng đậu ngót

Đối với mỗi kim loại, hợp kim, lợng (tỷ lệ) co khi kết tinh là một giá trị cố định (nh là hằng số vật lý) nên khi thể tí ch lõm co tăng lên thì tổng thể tí ch rỗ co giảm đi và ngợc lại chứ không thể làm mất đợc dạng khuyết tật này vì nó là bản chất của kim loại

Cách tốt nhất để làm dạng khuyết tật này nằm ngoài sản phẩm đúc là đúc liên tụ c Do phần kim loại kết tinh xong đến đâu đợc kéo ra khỏi khuôn đến đấy, khi kết tinh kim loại bị co đến đâu cũng đợc bổ xung kịp thời đến

đấy, nên sản phẩm đúc ra có cấu trúc xí t chặt hơn Phơng pháp đúc này đem lại hiệu quả kinh tế - kỹ thuật cao khi đúcống, thỏi thép nhỏ đem cán

Rỗ khí

Trong điều kiện nấu chảy thông thờng, kim loại lỏng có khả năng hòa tan một lợng khí đáng kể, sau khi kết tinh độ hòa tan của khí trong kim loại rắn giảm đi đột ngột, khí thoát ra không kịp, bị mắc kẹt lại tạo nên các túi rỗng nhỏ (thờng thấy đợc bằng mắt thờng) đợc gọi là rỗ khí hay bọt khí (rỗ khí cũng có thể do khí , hơi n-

ớc từ thành khuôn - cát, tơi - bốc lên, tạo nên các bọt thờng nằm ở trên hay ngay dới bề mặt của vật đúc) So với rỗ co, rỗ khí thờng làm giảm mạnh mật độ và cơ tí nh mạnh hơn do có kí ch thớc lớn hơn Khi rỗ khí phân

bố ở ngay dới lớp vỏ của thỏi thép có thể nguy hiểm hơn do nó dễ bị ôxy hóa nên ngay cả khi bị biến dạng nóng cũng không thể hàn kí n đợc (lớp ôxyt ngăn cản khuếch tán làm liền chỗ bẹp), gây ra tróc vỏ hoặc nứt khi

sử dụng Có thể tránh đợc khuyết tật này bằng cách khử khí tốt trớc khi rót khuôn, sấy khô khuôn cát hoặc

2.2 Cấu trỳc tinh thể của hợp kim

2.1.1 Khỏi niệm về hợp kim Dung dịch rắn

2.1.1.1 Khỏi niệm hợp kim

a Định nghĩa

Hợp kim là vật thể của nhiều nguyên tố và mang tính kim loại (dẫn điện, dẫn nhiệt cao, dẻo, dễ biến dạng, có

ánh kim) Hợp kim đợc tạo thành trên cơ sở kim loại: giữa hai kim loại với nhau (nh latông: Cu và Zn) mà cũng có thể là giữa một kim loại với một á kim (nh thép, gang: Fe và C), song nguyên tố chính vẫn là kim loại, đó là hợp kim đơn giản hay giữa nguyên tố chính là kim loại với hai hay nhiều nguyên tố khác, đó là hợp kim phức tạp Nguyên tố kim loại chính, chứa nhiều nhất (> 50%) đợc gọi là nền hay nguyên tố chủ Thành phần của các nguyên tố trong hợp kim (và trong ceramic) thờng đợc biểu thị bằng phần trăm khối lợng(khi bằng phần trăm nguyên tử phải chỉ định rõ kèm theo), trong polyme đợc biểu thị bằng phần trăm thể tích

b u việt của hợp kim

Các kim loại nguyên chất thể hiện rõ u việt trong dẫn nhiệt, dẫn điện vì chúng có các chỉ tiêu này cao nhất nh các dây dẫn điện đều đợc làm bằng nhôm, đồng nguyên chất Tuy nhiên trong chế tạo cơ khí, thiết bị, đồ dùng các vật liệu đem dùng thờng là hợp kim vì so với các kim loại nguyên chất nó có các đặc tính phù hợp hơn về

sử dụng, gia công và kinh tế

1) Trớc hết các vật liệu cơ khí phải có độ bền cao để chịu đợc tải cao khi làm việc nhng đồng thời cũng không

đợc giòn để dẫn đến phá hủy Các kim loại nguyên chất nói chung rất dẻo (rất dễ dát mỏng, kéo sợi ngay ở trạng thái nguội nhiệt độ thờng) nhng có độ bền, độ cứng, tính chống mài mòn kém xa hợp kim (từ vài ba đến hàng chục lần) Nhờ vậy khi dùng hợp kim tuổi bền của máy, kết cấu tăng lên gấp bội Tuy nhiên độ bền, độ cứng tăng lên thờng dẫn đến làm giảm độ dẻo, độ dai gây ra giòn song vẫn phải còn đủ, tốt khi sử dụng Quyết định chọn độ bền, độ cứng cao đến mức nào bị hạn chế bởi độ dẻo và độ dai cho phép cho mỗi trờng hợp cụ thể để vừa có thể chịu tải tốt nhất vừa không bị phá hủy giòn Nhờ vậy cho đến hiện nay hợp kim vẫn là loại vật liệu

có sự kết hợp tốt nhất các đặc tính cơ học kể trên với tỷ lệ áp đảo trong máy móc và thiết bị

2) Tính công nghệ đa dạng và thích hợp Để tạo thành bán thành phẩm và sản phẩm, vật liệu phải có khả năngchế biến thích hợp và đợc gọi là tính công nghệ Kim loại nguyên chất tuy dễ biến dạng dẻo nhng khó cắt gọt,

đúc và không hóa bền đợc bằng nhiệt luyện Trái lại, hợp kim với nhiều chủng loại khác nhau có thể có các tính công nghệ đa dạng phù hợp với điều kiện riêng khi gia công, chế tạo sản phẩm cụ thể

- Hầu nh mọi hợp kim đều có thể tạo hình đợc bằng một trong hai phơng pháp: biến dạng dẻo: cán, kéo, ép

chảy (chủ yếu cho các bán thành phẩm dài), rèn (tạo phôi cho cắt gọt), dập (thành sản phẩm) và đúc (chủ yếu chocác sản phẩm có hình dạng phức tạp).

- Nói chung hợp kim có tính gia công cắt nhất định để bảo đảm sản phẩm có kích thớc, hình dạng chính xác, bề mặt nhẵn bóng, điều này đặc biệt quan trọng khi lắp ghép với nhau trong máy móc, thiết bị

- Nhiều hợp kim, đặc biệt là thép (chiếm tới 90% tổng sản lợng vật liệu kim loại) rất nhạy cảm với nhiệt luyện để tạo ra cơ tính đa dạng phù hợp với điều kiện làm việc và gia công

3) Trong nhiều trờng hợp, luyện hợp kim đơn giản và rẻ hơn so với luyện kim loại nguyên chất, do không phải chi phí để khử nhiều nguyên tố lẫn vào Có thể thấy điều đó qua hai trờng hợp thờng gặp sau

- So với luyện sắt nguyên chất, luyện hợp kim Fe - C (thép và gang) đơn giản hơn do nhiệt độ chảy thấp hơn (xemhình 3.18) và không phải hay ít phải khử bỏ cacbon trong sản phẩm của lò cao Xét về mặt đòi hỏi độ bền cao, việc luyện sắt đòi hỏi khử bỏ cacbon và các tạp chất khác một cách triệt để không những không cần thiết mà còn

có hại

- Khi pha Zn vào kim loại chủ Cu ta đợc latông vừa bền lại vừa rẻ hơn (do kẽm rẻ hơn đồng khá nhiều)

c Một số khái niệm

Khi khảo sát hợp kim cũng nh các vật liệu khác, thờng gặp một số kháI niệm mới cần phân định cho rõ

 Cấu tử là các nguyên tố (hay hợp chất hóa học bền vững) cấu tạo nên hợp kim Ví dụ latông (hợp kim

Cu-Zn) có hai cấu tử là Cu và Zn Nhiều khi còn phân biệt cấu tử hòa tan với cấu tử dung môi (mục 3.1.2a)

 Hệ là từ dùng để chỉ một tập hợp vật thể riêng biệt của hợp kim trong điều kiện xác định hoặc là một loạt

hợp kim khác nhau với các cấu tử giống nhau  Pha là tổ phần đồng nhất của hệ (hợp kim) có cấu trúc và cáctính chất cơ - lý - hóa xác định, giữa các pha có bề mặt phân cách Các đơn chất, các dung dịch lỏng, các dung dịch rắn, chất khí, các dạng thù hình là các pha khác nhau Ví dụ: - Nớc ở 00C là hệ một cấu tử (hợp chất hóa học bền vững H2O) và có hai pha (pha rắn: nớc đá, pha lỏng: nớc)

- Chi tiết bằng hợp kim Cu - Ni (hình 3.10b và 3.11) là hệ hai cấu tử (Cu và Ni) song chỉ có một pha (dung dịch rắn của hai kim loại đó)

 Trạng thái cân bằng (ổn định)

Về mặt nhiệt động học, trạng thái cân bằng hay ổn định gắn liền với kháI niệm về năng lợng tự do là đại lợng phụ thuộc vào năng lợng dự trữ (nội năng) của hệ cũng nh mức độ sắp xếp trật tự của các nguyên tử, phân tử Hệ ở trạng tháI cân bằng (ổn định) khi các pha của nó đều có năng lợng tự do nhỏ nhất trong các điều kiện về nhiệt độ,

áp suất và thành phần xác định Điều này cũng có nghĩa trong các điều kiện đó các đặc tính (cấu trúc, tính chất) của

hệ hoàn toàn không biến đổi theo thời gian, cứ tồn tại nh vậy m∙i m∙i Thông thờng hệ với các pha ở trạng thái

cân bằng bao giờ cũng cũng có độ bền, độ cứng thấp nhất, không có ứng suất bên trong, xô lệch mạng tinh thể ít nhất và đợc hình thành khi làm nguội với tốc độ chậm.

thành với tốc độ nguội nhanh và rất nhiều hợp kim, đặc biệt là thép đợc sử dụng (làm việc) ở trạng thái này.

 Trạng thái giả ổn định

Cũng tồn tại khái niệm về trạng thái (tổ chức) giả ổn định khi trạng tháI cân bằng hay ổn định tuyệt đối chỉ tồn tạitrên lý thuyết, đòi hỏi phải làm nguội vô cùng chậm đến mức rất khó xảy ra trong thực tế (xem ví dụ ở hợp kim

Fe - C, mục

3.3) Vậy giả ổn định thực chất là không ổn định nhng thực tế lại tồn tại một cách ổn định ngay cả khi bị nung nóng trong một phạm vi nào đó.

Để phân biệt ba trạng thái (tổ chức) trên có thể dùng sơ đồ ở hình 3.1: trong tự nhiên viên bi ở vị trí 1 là trạng thái

ổn định vì có thế năng (năng lợng dự trữ) nhỏ nhất; vị trí 2 rõ ràng là không ổn định vì có thế năng lớn nhất, dễ dàng chuyển sang các vị trí 1, 3; vị trí 3 đợc coi là giả ổn định, có thế năng tơng đối thấp tuy cao hơn vị trí 1 song khó hay không thể chuyển về vị trí này do phải vợt qua một hàng rào năng lợng∆G khá lớn

Khi hai cấu tử A và B không có tơng tác với nhau, tức "trơ" với nhau, các nguyên tử, ion của từng cấu tử

không đan xen vào nhau, chúng giữ lại cả hai kiểu mạng của các cấu tử thành phần, dới dạng các hạt riêng rẽ của hai pha nằm cạnh nhau với tổ chức tế vi biểu thị ở hình 3.2a, hỗn hợp A + B

Khi hai cấu tử A và B có tơng tác với nhau, tức nguyên tử của các cấu tử đan xen vào nhau tạo nên một pha duy nhất, không còn lại các hạt riêng rẽ của từng cấu tử, lúc này có thể có hai trờng hợp xảy ra: hòa tan thànhdung dịch rắn, lúc đó hợp kim giữ lại một trong hai kiểu mạng ban đầu làm nền, có tổ chức một pha nh kim loại nguyên chất (hình 3.2b),

3.1.2 Dung dịch rắn

a Khái niệm - phân loại

Giống nh trong dung dịch lỏng, cấu tử nào nhiều hơn đợc gọi là dung môi và ít hơn là chất tan, trong dung dịch rắn còn phân biệt chúng theo cách: cấu tử nào giữ lại đợc kiểu mạng đợc gọi là dung môi, còn các nguyên tử chất hòa tan sắp xếp lại trong mạng dung môi một cách đều đặn và ngẫu nhiên Nh vậy dung dịch rắn là pha đồng nhất có cấu trúc mạng nh của dung môi (tức của nguyên tố chủ) nhng với thành phần (hay còn gọi là nồng

độ) có thể thay đổi trong một phạm vi mà không làm mất đi sự đồng nhất đó Ký hiệu dung dịch rắn là A(B) có kiểu mạng của A là cấu tử dung môi, B là cấu tử hòa tan; nh vậy B(A) có kiểu mạng của B là dung môi, A - chất tan

Các nguyên tử hòa tan đợc sắp xếp lại trong mạng tinh thể dung môi theo hai kiểu khác nhau, tơng ứng với hailoại dung dịch rắn: thay thế và xen kẽ nh biểu thị ở hình 3.3 trong đó các vòng tròn gạch chéo và tô đen biểu thị các nguyên tử hòa tan trong mạng cấu tử dung môi (vòng trắng) Rõ ràng ở đây yếu tố hình học có ý nghĩa quan trọng

Hình 3.3 Sơ đồ sắp xếp nguyên tử hòa

tan thay thế và xen kẽ vào dung môi cómạng lập phơng tâm mặt, mặt (100)

d Các đặc tính của dung dịch rắn

Về mặt cấu trúc dung dịch rắn của hợp kim có kiểu mạng tinh thể vẫn là kiểu mạng của kim loại dung môi

Đặc tính cơ bản này quyết định các đặc trng cơ, lý, hóa tính của dung dịch rắn, về cơ bản nó vẫn giữ đợc các tính chất cơ bản của kim loại chủ hay nền Do vậy dung dịch rắn trong hợp kim có những đặc trng cơ học phổ biến nh sau.1) Mạng tinh thể có các kiểu đơn giản và xít chặt (A1, A2 ) của kim loại với liên kết kim loại

2) Do có cấu trúc mạng nh vậy nên về cơ bản dung dịch rắn vẫn có cơ tính nh kim loại cơ sở, đó là tính dẻo, tuy nhiên có làm thay đổi theo hớng phù hợp hơn cho vật liệu kết cấu, đó là:

- tính dẻo tuy có giảm đi song vẫn đủ cao, dễ biến dạng dẻo tạo nên cácbán thành phẩm dài tiện lợi cho sử dụng [cũng có rất ít trờng hợp làm tăng độ dẻo mà điển hình là dung dịch rắn Cu(Zn) với 30%Zn còn dẻo hơn

3) Dung dịch rắn tuy cũng có tính dẫn nhiệt, dẫn điện song kém hơn kim loại nguyên chất Sự hòa tan cũng có thể làm thay đổi đột ngột điện thế điện cực do đó có ảnh hởng tốt đến tính chống ăn mòn điện hóa (mục

5.5.2d) Trong tất cả các hợp kim kết cấu, dung dịch rắn bao giờ cũng là pha cơ bản chiếm trên dới 90% thậm chí chỉ có pha này (100%)

3.1.3 Pha trung gian

Các hợp chất hóa học có trong hợp kim thờng đợc gọi là pha trung gian bởi vì trên giản đồ pha nó có vị trí ở giữa, trung gian giữa các dung dịch rắn có hạn ở hai đầu mút

3) Tính chất khác hẳn các nguyên tố thành phần với đặc điểm là giòn (khác hẳn với kim loại)

4) Có nhiệt độ nóng chảy cố định và khi tạo thành tỏa ra một lợng nhiệt đáng kể

Trong hợp kim rất ít gặp các hợp chất với hóa trị (thờng gặp nhiều trong vật liệu vô cơ - ceramic) với t cách làpha tham gia quyết định tính chất (có thể thấy chúng trong hợp kim dới dạng vật lẫn, tạp chất nh ôxyt, sunfit với lợng rất nhỏ) Phần lớn các hợp chất hóa học trong hợp kim có những đặc điểm khác với các hợp chất hóahọc theo hóa trị nh sau

- không tuân theo quy luật hóa trị,

- không có thành phần hóa học chính xác (hay nói đúng hơn dao động trong một khoảng quanh thành phần chính xác theo công thức),

- có liên kết kim loại

Các pha trung gian trong hợp kim thờng gặp gồm có: pha xen kẽ, pha điện tử và pha Laves

b Pha xen kẽ

Là pha tạo nên giữa các kim loại chuyển tiếp (có bán kính nguyên tử lớn) với các á kim có bán kính nguyên

tử bé nh cacbon, nitơ, hyđrô (và bo): cacbit, nitrit, hyđrit (và borit) Cấu trúc mạng của pha xen kẽ đợc xác

định bởi tơng quan kích thớc nguyên tử giữa á kim (X) và kim loại (M):

- nếu rX / rM < 0,59 các nguyên tử kim loại trong pha này sắp xếp theo mộttrong ba kiểu mạng đơn giản thờnggặp là A1, A2, A3 (nhng không giữ lại kiểu mạng vốn có), còn các nguyên tử á kim xen kẽ vào các lỗ hổng trong mạng, tạo nên hợp chất với các công thức đơn giản nh M4X, M2X, MX

- nếu rX / rM > 0,59 sẽ tạo nên hợp chất với mạng tinh thể phức tạp (đợc gọi là pha xen kẽ với mạng phức tạp) với các công thức phức tạp hơn nh M3X, M7X3, M23X6

Đặc tính nổi bật của pha xen kẽ là có nhiệt độ chảy rất cao (thờng > 20000)nâng cao tính chống mài mòn và chịu nhiệt của hợp kim Do hyđrô và nitơ có kích thớc nguyên tử khá nhỏ nên tỷ số trên < 0,59, các hyđrit, nitrit đều là pha xen kẽ mạng đơn giản Các nitrit Fe4N, Fe2N, Mo2N, Cr2N đợc tạo thành khi thấm nitơ nâng cao mạnh độ cứng, tính chống mài mòn của thép Do cacbon có kích thớc nguyên tử lớn hơn nên ngoài tạo thành pha xen kẽ có kiểu mạng đơn giản nh WC, TiC, Mo2C, VC chúng còn tạo nên các cacbit với kiểu mạng phức tạp nh Fe3C, Mn3C, Cr7C3, Cr23C6 Các cacbit trên là thành phần chủ yếu của hợp kim cứng và

có trong các thép có tác dụng làm tăng độ cứng và tính chống mài mòn

c Pha điện tử (Hum - Rothery)

Là hợp chất hóa học có nồng độ điện tử N (số điện tử hóa trị tính cho một nguyên tử) xác định là: 3/2 (21/14), 21/13 và 7/4 (21/12), mà mỗi tỷ lệ ứng với một cấu trúc mạng phức tạp nhất định

Với nồng độ điện tử 3/2 đợc gọi là pha với kiểu mạng lập phơng tâm khối hay lập phơng phức tạp hoặc sáu phơng, với nồng độ 21/13 đợc gọi là pha  với mạng phức tạp, với nồng độ 7/4 đợc gọi là pha với mạng sáu phơng xếp chặt Pha điện tử đợc tạo thành bởi các kim loại giữa hai nhóm: hóa trị một (Cu, Ag, Au, Li, Na) và chuyển tiếp (Mn, Fe, Co ) với hóa trị từ hai đến năm (Be, Mg, Zn, Cd, Al ) Ví dụ hệ Cu - Zn tạo nên một loạt pha điện tử: CuZn (pha, N = 3/2), Cu5Zn8 (pha, N = 21/13), CuZn3 (pha, N = 7/4)

d Pha Laves

Tạo nên bởi hai nguyên tố A, B có tỷ lệ bán kính nguyên tử rA / rB = 1,2 (có thể biến đổi trong khoảng 1,1 1,6) với công thức AB2 có kiểu mạng sáu phơng xếp chặt nh MgZn2, MgNi2 hay lập phơng tâm mặt

(MgCu2) Ngoài các pha trên trong các hợp kim đôi khi còn gặp các pha khác nh, ,,

Do đặc tính nổi bật là giòn nên không bao giờ dùng hợp kim với tổ choc chỉ có một pha duy nhất là pha trunggian Trong các hợp kim lợng các pha trung gian thờng chiếm tỷ lệ nhỏ < 10% (đôi khi tới 20 30%), bên cạnh dung dịch rắn, có tác dụng cản trợt tăng độ bền, độ cứng

3.2 Giản đồ pha của hệ hai cấu tử

Tuy đ∙ biết tơng tác có thể xảy ra giữa hai nguyên tố, nhng qua đó cũng không thể xác định cụ thể và chính xáccác tơng tác đó nếu không dựa trên các thực nghiệm để xây dựng các giản đồ pha cho từng cặp cụ thể Giản đồ pha

chính là giản đồ biểu thị sự biến đổi tổ chức pha vào nhiệt độ và thành phần của hệ ở trạng thái cân bằng Nh

vậy nói chung giản đồ pha chỉ hoàn toàn đúng và phù hợp với hợp kim ở trạng thái cân bằng (làm nguội rất chậm hay ở trạng thái ủ), còn

2.2 Pha trung gian

Các hợp chất hóa học có trong hợp kim thờng đợc gọi là pha trung gian bởi vì trên giản đồ pha nó có vị trí ở giữa, trung gian giữa các dung dịch rắn có hạn ở hai đầu mút

3) Tính chất khác hẳn các nguyên tố thành phần với đặc điểm là giòn (khác hẳn với kim loại)

4) Có nhiệt độ nóng chảy cố định và khi tạo thành tỏa ra một lợng nhiệt đáng kể

Trong hợp kim rất ít gặp các hợp chất với hóa trị (thờng gặp nhiều trong vật liệu vô cơ - ceramic) với t cách làpha tham gia quyết định tính chất (có thể thấy chúng trong hợp kim dới dạng vật lẫn, tạp chất nh ôxyt, sunfit với lợng rất nhỏ) Phần lớn các hợp chất hóa học trong hợp kim có những đặc điểm khác với các hợp chất hóahọc theo hóa trị nh sau

- không tuân theo quy luật hóa trị,

- không có thành phần hóa học chính xác (hay nói đúng hơn dao động trong một khoảng quanh thành phần chính xác theo công thức),

- có liên kết kim loại

Các pha trung gian trong hợp kim thờng gặp gồm có: pha xen kẽ, pha điện tử và pha Laves

b Pha xen kẽ

Là pha tạo nên giữa các kim loại chuyển tiếp (có bán kính nguyên tử lớn) với các á kim có bán kính nguyên

tử bé nh cacbon, nitơ, hyđrô (và bo): cacbit, nitrit, hyđrit (và borit) Cấu trúc mạng của pha xen kẽ đợc xác

định bởi tơng quan kích thớc nguyên tử giữa á kim (X) và kim loại (M):

- nếu rX / rM < 0,59 các nguyên tử kim loại trong pha này sắp xếp theo một trong ba kiểu mạng đơn giản ờng gặp là A1, A2, A3 (nhng không giữ lại kiểu mạng vốn có), còn các nguyên tử á kim xen kẽ vào các lỗ hổng trong mạng, tạo nên hợp chất với các công thức đơn giản nh M4X, M2X, MX

th nếu rX / rM > 0,59 sẽ tạo nên hợp chất với mạng tinh thể phức tạp (đợc gọi là pha xen kẽ với mạng phức tạp) với các công thức phức tạp hơn nh M3X, M7X3, M23X6

Đặc tính nổi bật của pha xen kẽ là có nhiệt độ chảy rất cao (thờng > 20000)nâng cao tính chống mài mòn và chịu nhiệt của hợp kim Do hyđrô và nitơ có kích thớc nguyên tử khá nhỏ nên tỷ số trên < 0,59, các hyđrit, nitrit đều là pha xen kẽ mạng đơn giản Các nitrit Fe4N, Fe2N, Mo2N, Cr2N đợc tạo thành khi thấm nitơ nâng cao mạnh độ cứng, tính chống mài mòn của thép Do cacbon có kích thớc nguyên tử lớn hơn nên ngoài tạo thành pha xen kẽ có kiểu mạng đơn giản nh WC, TiC, Mo2C, VC chúng còn tạo nên các cacbit với kiểu mạng phức tạp nh Fe3C, Mn3C, Cr7C3, Cr23C6 Các cacbit trên là thành phần chủ yếu của hợp kim cứng và

có trong các thép có tác dụng làm tăng độ cứng và tính chống mài mòn

c Pha điện tử (Hum - Rothery)

Là hợp chất hóa học có nồng độ điện tử N (số điện tử hóa trị tính cho một nguyên tử) xác định là: 3/2 (21/14), 21/13 và 7/4 (21/12), mà mỗi tỷ lệ ứng với một cấu trúc mạng phức tạp nhất định

Với nồng độ điện tử 3/2 đợc gọi là pha với kiểu mạng lập phơng tâm khối hay lập phơng phức tạp hoặc sáu phơng, với nồng độ 21/13 đợc gọi là pha  với mạng phức tạp, với nồng độ 7/4 đợc gọi là pha với mạng

sáu phơng xếp chặt Pha điện tử đợc tạo thành bởi các kim loại giữa hai nhóm: hóa trị một (Cu, Ag, Au, Li, Na) và chuyển tiếp (Mn, Fe, Co ) với hóa trị từ hai đến năm (Be, Mg, Zn, Cd, Al ) Ví dụ hệ Cu - Zn tạo nên một loạt pha điện tử: CuZn (pha, N = 3/2), Cu5Zn8 (pha, N = 21/13), CuZn3 (pha, N = 7/4).

d Pha Laves

Tạo nên bởi hai nguyên tố A, B có tỷ lệ bán kính nguyên tử rA / rB = 1,2 (có thể biến đổi trong khoảng 1,1 1,6) với công thức AB2 có kiểu mạng sáu phơng xếp chặt nh MgZn2, MgNi2 hay lập phơng tâm mặt

(MgCu2).Ngoài các pha trên trong các hợp kim đôi khi còn gặp các pha khác nh, ,,

Do đặc tính nổi bật là giòn nên không bao giờ dùng hợp kim với tổ choc chỉ có một pha duy nhất là pha trunggian Trong các hợp kim lợng các pha trung gian thờng chiếm tỷ lệ nhỏ < 10% (đôi khi tới 20 30%), bên cạnh dung dịch rắn, có tác dụng cản trợt tăng độ bền, độ cứng

2.3 Gản đồ pha

2.3.1 Khỏi niệm về giản đồ pha

Giản đồ pha (còn gọi là giản đồ trạng thái hay giản đồ cân bằng) của một hệ là công cụ để biểu thị mối quan hệ giữa nhiệt độ, thành phần và số lợng (tỷ lệ) các pha (hoặc tổ chức) của hệ đó ở trạng thái cân bằng Các hệ có giản đồ pha khác nhau và chúng đợc xây dựng chỉ bằng thực nghiệm Trong thực tế không có hai giản đồ pha nào giống nhau hoàn toàn vì tơng tác giữa các cấu tử xảy ra rất phức tạp từ kiểu pha, các phản ứng cho đến nhiệt

độ tạo thành Hiện nay ngời ta đ∙ xây dựng đợc hầu hết các hệ hai cấu tử giữa các kim loại, kim loại với á kim

và các hệ ba cấu tử thờng gặp rất thuận tiện cho việc tra cứu

Hệ một cấu tử không có sự biến đổi thành phần nên giản đồ pha của nó chỉ có một trục, trên đó đánh dấu nhiệt độ chảy (kết tinh) và các nhiệt độ chuyển biến thù hình (nếu có) nh ở hình 3.6 cho trờng hợp của sắt

2.3.2 Giản đồ pha hệ hai cấu tử

Giản đồ pha hệ hai cấu tử có hai trục: trục tung biểu thị nhiệt độ, trục hoành biểu thị thành phần (thờng theo %khối lợng) với những đờng phân chia các khu vực pha theo các nguyên tắc sau:

- Xen giữa hai khu vực một pha là khu vực hai pha tơng ứng

- Mỗi điểm trên trục hoành biểu thị một thành phần xác định của hệ Theo chiều từ trái sang phải tỷ lệ cấu tử

B tăng lên, còn từ phải sang trái tỷ lệ của cấu tử A tăng lên, hai đầu mút tơng ứng với hai cấu tử nguyên chất:

A (trái), B (phải) Ví dụ trên hình 3.7 điểm C ứng với thành phần có 30%B (tỷ lệ của cấu tử thứ hai là phần còn lại, tức 70%A), điểm D: 80%B + 20%A

Hình 3.6 Giản đồ pha của sắt Hình 3.7 Các trục của giản đồ pha hệ hai cấu tử.

- Đờng thẳng đứng bất kỳ biểu thị một thành phần xác định nhng ở các nhiệt độ khác nhau Ví dụ đờng thẳng đứng qua D biểu thị sự thay đổi nhiệt độ của thành phần này (80%B +20%A)

- Hai trục tung chính là giản đồ pha của từng cấu tử tơng ứng (trái cho A, phải cho B)

Do đợc biểu thị trên mặt phẳng một cách chính xác nên từ giản đồ pha của hệ hai cấu tử dễ dàng xác định đợc các thông số sau đây cho một thành phần xác định ở nhiệt độ nào đó

 Các pha tồn tại Căn cứ vào điểm nhiệt độ - thành phần đ∙ cho (tạm gọi là tọa độ) nằm trong vùng nào

của giản đồ pha sẽ có tổ chức pha tơng ứng với vùng đó: nằm ở vùng một pha, hợp kim có tổ chức một pha;

nằm trong vùng hai pha - có tổ chức hai pha.

 Thành phần pha Nếu tọa độ nằm trong vùng một pha thì thành phần của pha cấu tạo nên hợp kim bằng

chính thành phần của hợp kim đ∙ chọn Khi tọa độ nằm trong vùng hai pha việc xác định có phức tạp hơn: kẻ đờng nằm ngang (đẳng nhiệt) qua tọa độ này, hai giao điểm của nó với hai đờng biên giới với hai vùng một pha gần nhất sẽ chỉ rõ thành phần của từng pha tơng ứng

 Tỷ lệ (về số lợng) giữa các pha hoặc tổ chức Tiếp theo có thể xác định đợc tỷ lệ giữa chúng nhờ quy tắc đòn

bẩy hay cánh tay đòn theo nguyên tắc sau: ba điểm trên (tọa độ và hai pha) tạo nên hai đoạn thẳng mà độ dài của mỗi đoạn biểu thị tỷ lệ tơng đối của pha đối diện trong hợp kim, hay một cách đơn giản:

lợng pha trái độ dài đoạn thẳng phải (đòn bên phải)

- =

-lợng pha phải độ dài đoạn thẳng trái (đòn bên trái)

 Suy đoán tính chất của hợp kim.

Theo quy tắc kết hợp thì tính chất của hợp kim Phk là tổng hợp tính chất của từng pha Ppha theo tỷ lệ bậc nhất

 Nhiệt độ chảy (kết tinh): thờng hợp kim nóng chảy (kết tinh) trong một khoảng nhiệt độ (bắt đầu và kết

thúc) tơng ứng với hai đờng chạy ngang suet giản đồ, đờng chạy ngang trên đợc gọi là đờng lỏng - liquidus (ở cao hơn đờng này hợp kim hoàn toàn ở trạng thái lỏng), đờng ngang sát ở dới đợc gọi là đờng rắn (hay đờng

đặc) - solidus (ở thấp hơn đờng này hợp kim hoàn toàn ở trạng thái rắn)

 Các chuyển biến pha Sự xuất hiện hoặc biến mất của các pha (khi nung và khi nguội chậm) cũng nh nhiệt

độ xảy ra, tơng ứng với các đờng ở dới đờng đặc

 Dự đoán các tổ chức tạo thành ở trạng thái không cân bằng (khi nguội nhanh).

Vì vậy giản đồ pha là căn cứ không thể thiếu khi nghiên cứu các hệ hợp kim Giản đồ pha hai cấu tử của các

hệ thực tế có loại rất phức tạp, song dù phức tạp đến bao nhiêu cũng có thể coi nh gồm nhiều giản đồ cơ bản gộp lại Dới đây khảo sát một số dạng thờng gặp trong các giản đồ đó mà các cấu tử đều hòa tan vô hạn vào nhau

ở trạng thái lỏng, song khác nhau về tơng tác ở trạng thái rắn với vận dụng xác định các thông tin trên cho các trờng hợp cụ thể

2.3.3 Giản đồ sắt cỏc bon và cỏc tổ chức

a Giản đồ pha Fe - Fe3C

Giản đồ pha Fe - C (Fe - Fe3C) đợc trình bày ở hình 3.18 với các ký hiệu các tọa độ (nhiệt độ, oC - thành phần cacbon, %) đ∙ đợc quốc tế hóa nh sau:

A (1539 - 0); B (1499 - 0,5); C (1147 - 4,3); D (~1250 - 6,67);

E (1147 - 2,14); F (1147 - 6,67); G (911 - 0); H (1499 - 0,10);

J (1499 - 0,16); K (727 - 6,67); L (0 - 6,67); N (1392 - 0);

P (727 - 0,02); Q (0 - 0,006); S (727 - 0,80)

Một số đờng có ý nghĩa thực tế rất quan trọng nh sau:

- ABCD là đờng lỏng để xác định nhiệt độ chảy lỏng hoàn toàn hay bắt đầu kết tinh

- AHJECF là đờng rắn để xác định nhiệt độ bắt đầu chảy hay kết thúc kết tinh

- ECF (1147oC) là đờng cùng tinh, xảy ra phản ứng cùng tinh (eutectic)

- PSK (727oC) là đờng cùng tích, xảy ra phản ứng cùng tích (eutectoid)

- ES - giới hạn hòa tan cacbon trong Fe

- PQ - giới hạn hòa tan cacbon trong Fe

Hình 3.18 Giản đồ pha Fe - C (Fe - Fe3C).

b Các chuyển biến khi làm nguội chậm

Nh đ∙ nói, trong giản đồ này có khá đầy đủ các chuyển biến đ∙ khảo sát ở trên

- Chuyển biến bao tinh xảy ra ở 1499oC trong các

- Chuyển biến cùng tinh xảy ra ở 1147oC trong các hợp kim có >

2,14%C (đờng ECF) LC → (E + Fe3CF) hay L4,3 → (2,14 + Fe3C6,67) (3.2)

- Chuyển biến cùng tích xảy ra ở 727oC hầu nh với mọi hợp kim (đờng

- Sự tiết pha Fe3C d ra khỏi dung dịch rắn của cacbon trong các dung dịch

rắn: trong Fe theo đờng ES và trong Fe theo đờng PQ

c Các tổ chức một pha

ở trạng thái rắn có thể gặp bốn pha sau

Ferit (có thể ký hiệu bằng  hay F hay Fe) là dung dịch rắn xen kẽ của

cacbon trong Fe với mạng lập phơng tâm khối (a = 0,286 0,291nm)

song do lợng hòa tan quá nhỏ (lớn nhất là 0,02%C ở 727oC - điểm P, ở nhiệt

độ thờng thấp nhất chỉ còn 0,006%C - điểm Q) nên có thể coi nó là Fe

(theo tính toán lý thuyết ở mục 3.3.1a, cacbon không thể chui vào lỗ hổng

của Fe, lợng cacbon hòa tan không đáng kể này là nằm ở các khuyết tật

mạng, chủ yếu là ở vùng biên giới hạt) Ferit có tính sắt từ nhng chỉ đến

768oC Trên giản đồ nó tồn tại trong vùng GPQ (tiếp giáp với Fe trên trục

sắt) Do không chứa cacbon nên cơ tính của ferit chính là của sắt nguyên

chất: dẻo, dai, mềm và kém bền Trong thực tế ferit có thể hòa tan Si, Mn, P,

Cr nên sẽ cứng và bền hơn song cũng kém dẻo dai đi Ferit là một trong hai

pha tồn tại ở nhiệt độ thờng và khi sử dụng (< 727oC), song với tỷ lệ cao nhất

(trên dới 90%), nên nó đóng góp một tỷ lệ quan trọng trong cơ tính của hợp

kim Fe - C Tổ chức tế vi của ferit trình bày ở hình 3.19a có dạng các hạt sáng,

đa cạnh

‘

Hình 3.19 Tổ chức tế vi của ferit (a) và austenit (b) (x500).

Austenit [ có thể ký hiệu bằng, A, Fe(C) ] là dung dịch rắn xen kẽ của

cacbon trong Fe với mạng lập phơng tâm mặt (a≈ 0,364nm) với lợng hòa

tan đáng kể cacbon (cao nhất tới 2,14% hay khoảng 8,5% về số nguyên tử ở

1147oC - điểm E, tức tối đa tính bình quân cứ ba bốn ô cơ sở mới có thể

cho phép một nguyên tử cacbon định vị vào một lỗ hổng tám mặt trong chúng,

ở 727oC chỉ còn 0,80%C - điểm S) Khác với ferit, austenit không có tính sắt

từ mà có tính thuận từ, nó chỉ tồn tại ở nhiệt độ cao (> 727oC) trong vùng

NJESG (tiếp giáp với Fe trên trục sắt) nên không có quan hệ trực tiếp nào

đến khả năng sử dụng của hợp kim nhng lại có vai trò quyết định trong biến

dạngnóng

và nhiệtluyệ

n

Với tính dẻo rất cao (là

đặc

điểmcủa mạn

g A1)

và rất mềm

ở nhiệt

độ caon

ên biến dạng nóng(

D

dạng chủ yếu để tạo phôi và bán thành phẩm) thép bao giờ

cũng đợc thực hiện ở trạng thái austenit đồng nhất (thờng ở trên dới

1000oC) Vì thế có thể tiến hành biến dạng nóng mọi hợp kim Fe - C với C

< 2,14% dù cho ở nhiệt độ thờng thể hiện độ cứng và tính giòn khá cao Làm

nguội austenit với tốc độ khác nhau sẽ nhận đợc hỗn hợp ferit - xêmentit với

độ nhỏ mịn khác nhauhay

đợc mactenxitvới cơ

tính cao

và đadạng, đápứng rộng r∙i các yêu cầu

sử dụng

và gia công

Tổ chức

tế vi của austenit trình bày ởhình 3.19b

có các hạt sáng,

có thể với màu

đậm nhạt khác nhau

đôi chút (do

định hớngkhi tẩm thực)

và các

đờng song tinh (song song) cắt ngang hạt (thể hiện tính dẻo cao)

Xêmentit (có thể ký hiệu

bằng Xe, Fe3C) là pha xen

kẽ với kiểu mạng phức tạp

có công thức Fe3C và thành phần 6,67%C, ứng với đờng thẳng đứng DFKL trên giản đồ Đặc tính của xêmentit là cứng

và giòn, cùng với ferit nó tạo nên các tổ chức khác nhau của hợp kim Fe - C Ngời ta phân biệt bốn loại xêmenntit:

- Xêmentit thứ nhất (XeI)

đợc tạo thành do giảm nồng độ cacbon trong hợp kim lỏng theo đờng DC khihạ nhiệt độ, chỉ có ở hợp kim có > 4,3%C Do tạo thành ở nhiệt độ cao (>

1147oC) nên xêmentit thứ nhất có dạng thẳng, thô to (hình 3.24b) đôi khi có thể thấy đợc bằng mắt thờng

- Xêmentit thứ hai (XeII)

đ-ợc tạo thành do giảm nồng

độ cacbon trong,austenit theo đờng ES khi hạ nhiệt

độ, thờng thấy rất rõ ở hợp kim có > 0,80 cho tới 2,14%C Do tạo thành ở nhiệt độ tơng đối cao (> 727oC) tạo điều kiện cho sựtập trung ở biên giới hạt, nên khi xêmentit thứ hai với lợng đủ lớn sẽ tạo thành lới liên tục bao quanhcác hạt austenit ((peclit) nh biểu thị ở hình 3.23, tức tạo

ra khung giòn, làm giảm mạnh tính dẻo và dai của hợp kim

- Xêmentit thứ ba (XeIII)

đ-ợc tạo thành đo giảm nồng

độ cacbon trong ferit theo

đờng PQ khi hạ nhiệt độ, với số lợng (tỷ lệ) rất nhỏ (nhiều nhất cũng chỉ là 2o/oo) nên rất khó phát hiện trên tổ chức tế vi và

thờng đợc bỏ qua.

- Xêmentit cùng tích đợc tạo thành do chuyển biến cùng tích austenit   →

peclit Loại xêmentit này có vai trò rất quan trọng, đợc trình bày ở mục tiếp

theo

Grafit chỉ đợc tạo thành trong hợp kim Fe - C cao và chứa lợng đáng kể

silic, là pha quan trọng trong tổ chức của gang (mục 5.6)

.Peclit là hỗn hợp cùng tích của ferit và xêmentit đợc tạo thành từ austenit với 0,80%C và ở 727oC nh phản ứng (3.3) Trong peclit có 88% ferit và 12% xêmentit phân bố đều trongnhau, nhờ kết hợp giữa mộtlợng lớn pha dẻo với lợng nhất định pha cứng, peclit

là tổ chức khá bền, cứng nhng cũng đủ dẻo, dai đáp ứng rất tốt các yêu cầu của vật liệu kết cấu và công cụ.Peclit và các biến thể của

nó (xoocbit, trôxtit, bainit)

có mặt trong hầu hết các hợp kim Fe - C Ngời ta phân biệt hai loại peclit tấm và peclit hạt

Peclit tấm (hình 3.20a)

th-ờng gặp hơn cả, có cấu trúc tấm (lớp hoặc phiến), tức là hai pha này đều ở dạng tấm nằm đan xen đều nhau, nên trên mặt cắt ngang để lạicác vạch theo cùng một h-ớng hay đa hớng, trong đó các vạch tối mỏng (với l-ợng ít hơn) là xêmentit, vạch sáng dày (với lợng nhiều hơn, gọi là nền) là

ferit nên tổng thể có dạng vân.

Peclit hạt (hình 3.20b) ít gặp hơn, có cấu trúc hạt tức xêmentit ở dạng thu gọn

nhất (bề mặt ít nhất) - hạt xêmentit phân bố đều trên nền ferit Giữa hai loại này

có sự khác biệt nhỏ về cơ tính: so với peclit hạt, peclit tấm có độ bền, độ cứng

cao hơn, độ dẻo, độ dai thấp hơn đôi chút Austenit đồng nhất dễ tạo thành peclit tấm,

còn austenit kém đồng nhất dễ tạo thành peclit hạt Peclit hạt ổn định hơn

peclit tấm nên khi nung lâu ở nhiệt độ tơng đối cao (ví dụ 600 700oC)

peclit tấm có xu hớng chuyển thành peclit hạt

Hình 3.20 Tổ chức tế vi của peclit tấm (a) và peclit hạt (b) (x500).

Lêđêburit [có thể ký hiệu bằng Le, hay ( + Xe) hay (P + Xe)].

Hình 3.21 Tổ chức tế vi của lêđêburit - (P+Xe) (x500).

Lêđêburit là hỗn hợp cùng tinh của austenit và xêmentit tạo thành từ pha

lỏng với 4,3%C ở 1147oC nhờ phản ứng (3.2), tuy nhiên khi l

àm

nguội tiếp tục lại có phản ứng cùng tích (3.3) để austeni

chuyển biến thành peclit nên tổ chức tế vi cuối cùng quan

sát đợc (hình 3.21) là hỗn hợp của peclit tấm (các hạt tối

nhỏ) trên nền xêmentit sáng Lêđêburit cứng và giòn (vì

có quá nhiều, tới 2/3, là xêmentit) và chỉ có trong hợp

kim Fe - C ở dạng gang trắng,

Các tê

ngọ

i phavàt

ổ chức kể trên với các nghĩa và xuất xứ nh sau: để kỷ

niệm các nhà khoa học lỗi lạc trong ngành là Robert Austen (ngời Anh) cho

austenit, Ledebur (ngời Đức) cho lêđêburit; từ bản chất hay

đặc trng tính chất là ferrum (sắt, tiếng latinh) cho ferit, pearl (vân) cho peclit, cement (ximăng, cứng)

cho xêmentit

2.4 Chuyển biến pha ở trạng thỏi rắn của hợp kim Fe-C

2.4.1 Chuyển biến khi nung núng thộp( chuyển biến Austenit)

Thao tác đầu tiên của nhiệt luyện là nung nóng

Phụ thuộc vào thành phầncacbon của thép và nhiệt độ nung nóng, trong thép sẽ có những chuyển biến khác

nhau

a Cơ sở xác định chuyển biến khi nung

Cơ sở để xác định chuyển biến khi nung thép là giản đồ pha Fe - C, song

chỉ giới hạn ở khu vực thép và ở trạng thái rắn (dới đờng rắn) nh trình bày ở

hình 4.2 Nh thấy rõ từ giản đồ pha, ở nhiệt độ thờng mọi thép đều cấu tạo bởi

hai pha cơ bản: ferit và xêmentit, trong đó có peclit là hỗn hợp cùng tích của hai

pha này

- Thép cùng tích có tổ chức đơn giản hơn cả, chỉ

có peclit

- Các thép trớc và sau cùng tích có tổ chức phức tạp hơn: ngoài peclit ra

còn có thêm ferit hoặc xêmentit thứ hai

Bây giờ khi nung nóng các thép này lên nhiệt độ cao, h∙y xem trong chúng

lần lợt xảy ra các chuyển biến gì ?

+ Khi nhiệt độ nung nóng thấp hơn Ac1 trong mọi thép vẫn cha có chuyển

biến gì (cho nên sau đó dù làm nguội ra sao tổ chức của thép vẫn không bị biến

đổi, nh giản đồ pha)

+ Khi nhiệt độ nung nóng đạt đến Ac1, phần tổ chức peclit của mọi loại

thép chuyển biến thành austenit theo phản ứng:

[Fe + Fe3C]0,80%C  → Fe

(C)0,80%Ctrong khi đó ferit và xêmentit thứ hai của các thép trớc

và sau cùng tích chachuyển biến

Vậy nếu chỉ nung nóng quá nhiệt độ Ac1 một chút

ta thấy:

 Thép cùng tích đ∙ chuyển biến hoàn toàn: có tổchức hoàn toàn là

austenit

 Thép trớc và sau cùng tích có chuyển biến

nh-ng cha hoàn toàn: có tổ

chức không hoàn toàn là austen

it, tức

có tổ chức t-

ơng ứng aust

enit + ferit và

austenit + xêmentit thứ hai Tuy nhiên k

hi nung nóng tiếp tục từ Ac1lên đến Ac3 và

Accm sẽ có quá trình hòa tan ferit và xêmentit II còn d

austenit, làm l

pha này trong

tổ chức ngày một ít đi

+ Khi nhiệt độ nungnóng cao hơn Ac3

và Accm sự hòa tan các pha d

và xêmentit II vào austenit của các thép tr

cùng tích cũngkết thúc và chỉcòn một pha:

hoàn toàn austenit với thành phần

đúng nhthép

Hình 4.2.

(phần thép)

Vậy

q u

á

đ ờ n g G S E m ọ

i t h é p ( d ù c ó c a c b o n c a o , t h ấ p )

đ ề u

có tổ chức giống nhau là dung dịch rắn austenit song với nồng

độ cacbon khác nhau và bằng chính thành phần cacbon của thép

Còn khitiếp tục nung

nói ở mục b tiếp theo).

Tóm lại cơ sở để xác định tổ chức tạo thành khi

chuyển biến peclit thành austenit là cơ sở và đó cũng là

mục tiêu thờng phải đạt

tới đối với phần lớn quá trình nhiệt luyện (trừ ram) H∙y

xét kỹ hơn các đặc điểm

của chuyển biến này để có thể rút ra các kết luận cần thiết chỉ

dẫn cho nhiệt luyện

b Đặc điểm của chuyển biến peclit thành

austenit

ở đây sẽ xét kỹ hai vấn đề: nhiệt độ c

huyểnbiếnv

à kíchthớ

c h

ạ

t austenittạo thành

mà quá trình nhiệt luyện tơng ứng phải đạt tới.

Nhiệt độ chuyển biến

Nh thấy rõ từ giản đồ pha Fe - C, chuyển biến này xảy ra ở A1 = 727oC,

song điều này chỉ đúng khi nung nóng vô cùng chậm (là

điều kiện để xây dựnggiản đồ pha), nên khi nung nóng thực tế (với tốc độ đáng kể) tất nhiên nhiệt độ

chuyển biến phải luôn luôn cao hơn, tốc độ nung càng lớn, nhiệt độ chuyển biến

càng cao Có thể thấy rõ điều này ở hình 4.3 ở đây ngời ta dùng cách nung nóng

đẳng nhiệt để xác định thời gian xảy ra chuyển biến ở các nhiệt

độ khác nhau vàthấy rằng chuyển biến không tức thời: sau một thời gian mới bắt đầu rồi sau đó

một thời gian nữa mới kết thúc (nung nóng đẳng nhiệt là phơng pháp nung đạt

nhiệt độ rất nhanh rồi giữ, ngng, luôn ở đó bằng cách nhúng những mẩu thép

nhỏ, mỏng vào môi trờng, thờng là muối lỏng nóng chảy,

chuyển biến đẳng nhiệtcủa peclit thành austenitcủa thép cùng tích và cácvectơ biểu thị tốc độnung V2 > V1.

Tuy nhiên trong thực tế thờng dùng cách nung nóng liên tục (nung với tốc

độ), nên để làm rõ trờng hợp này ngời ta đặt lên giản đồ trên hai vectơ biểu thị

tốc độ nguội, chúng sẽ lần lợt cắt các đờng bắt đầu và kết thúc ở các điểm tơng

ứng Khi nung nóng với các tốc độ khác nhau, V2 > V1, thấy rõ các nhiệt độ bắt

đầu và kết thúc chuyển biến ở V2 luôn luôn cao hơn các nhiệt độ cùng loại ở V1,tức là a2 > a1, b2 > b1 và thời gian cần để hoàn thành chuyển biến cũng ngắn lạitơng ứng

Nh vậy, tốc độ nung nóng càng cao chuyển biến peclit thành austenit xảy

ra ở nhiệt độ càng cao trong thờì gian càng ngắn Trong thực tế, để đạt đợc

chuyển biến quy định phải nung nóng quá nhiệt độ tới hạn tơng ứng ít nhất là 20

 30oC khi nung chậm (ủ) và có thể tới hàng trăm oC khi nung nhanh (nung cảmứng)

Kích th ớc hạt austenit

Tuy austenit không tồn tại ở nhiệt độ thờng song vẫn phải để ý đến cấphạt của nó vì các sản phẩm tạo thành từ các hạt nhỏ ausenit bao giờ cũng có độdẻo, độ dai trội hơn so với từ hạt lớn austenit Vì vậy thông thờng trong bất kỳtrờng hợp nào cũng yêu cầu phải đạt đợc tổ chức austenit hạt nhỏ, muốn vậyphải biết quy luật hình thành hạt austenit cũng nh sự lớn lên của nó

Chuyển biến peclit→ austenit cũng theo cơ chế: tạo và phát triển mầm nhkết tinh Mầm austenit đợc tạo nên giữa hai pha ferit và xêmentit của peclit (hình4.4) do bề mặt phân chia giữa chúng rất nhiều nên số mầm tạo thành cũng rấtnhiều, vì thế hạt austenit lúc mới tạo thành rất nhỏ mịn (có thể nhỏ hơn cấp 8, tớicấp 9, 10 nh biểu thị ở hình 4.4d) (vì austenit có 0,80%C trung gian giữa ferit -0%C, và xêmentit - 6,67%C, nên mầm austenit chỉ có thể sinh ra ở vùng giữa haipha cơ bản này)

Hình 4.4 Quá trình tạo mầm và phát triển mầm austenit từ peclit (tấm).

Cần ghi nhớ rằng chuyển biến peclit→ austenit bao giờ cũng làm nhỏ hạt của thép Hiệu ứng này cần đợc chú ý, tận dụng triệt để trong nhiệt luyện Hơn

nữa hạt austenit tạo thành sẽ càng nhỏ mịn hơn khi peclit ban đầu có độ phân tán

càng cao (tức phần tử xêmentit trong nó càng bé) và tốc độ nung nóng càng lớn

Tuy ở nhiệt độ Ac1, lúc mới tạo thành hạt austenit khá nhỏ mịn, song nếu

tiếp tục tăng nhiệt độ hoặc giữ nhiệt lâu sẽ làm cho hạt lớn lên Đây là quá trình tự

nhiên: hạt to biên giới ít đi làm giảm năng lợng dự trữ Sự lớn lên của hạt ở đâytheo cơ chế các hạt lớn hơn "thôn tính" hay "nuốt" các hạt bé (hay nói khác đi cáchạt bé bao quanh nhập vào hạt lớn) Khi làm nguội, kích thớc hạt austenit khônggiảm đi, vẫn giữ nguyên cấp hạt lớn nhất đ∙ đạt trớc đó

Nh vậy, lúc mới tạo thành các hạt austenit là nhỏ mịn và khi nung nóngtiếp tục (hay giữ nhiệt) chúng lại lớn lên; nhng vấn đề cần quan tâm ở đây làchúng lớn lên nh thế nào ? nhanh hay chậm ?

Theo đặc tính phát triển của hạt austenit, có thể chia ra hai loại thép: thép

bản chất (di truyền) hạt lớn và nhỏ nh trình bày ở hình 4.5.

Thép bản chất hạt lớn là loại có hạt austenit phát triển nhanh và đều đặn ởmọi nhiệt độ (đờng II hình 4.5b) do đó khi nung nóng dễ tạo thành austenit lớn,sau khi làm nguội tạo ra các sản phẩm giòn Thép bản chất hạt nhỏ là loại có hạtaustenit phát triển chậm lúc ban dầu, chỉ khi vợt quá 930 950oC hạt mới phát

triển nhanh, thậm chí rất nhanh (đờng I hình 4.5b) Do vậy với các dạng nhiệtluyện thông dụng, nhiệt độ thờng thấp hơn 900oC, cao nhất cũng chỉ tới 930950oC (thấm cacbon) thép bản chất hạt nhỏ bao giờ cũng cho ra hạt austenit bé hơn

loại thép bản chất hạt lớn Vì thế thép bản chất hạt nhỏ cho cơ tính tổng hợp caohơn, dễ nhiệt luyện hơn và đợc đánh giá cao, a chuộng hơn Tuy nhiên nếu nungnóng ở nhiệt độ rất cao (> 1050 1100oC) - trờng hợp quá nhiệt - tình hình có thểkhác đi, thép bản chất hạt nhỏ có thể cho ra hạt austenit lớn hơn loại bản chất hạtlớn

Hình 4.5 Giản đồ pha Fe - C (a) và sơ đồ phát triển hạt austenit

của thép cùng tích (b) trong đó 1 thép bản chất hạt nhỏ, 2 thépbản chất hạt lớn, 3 hạt bản chất, 4 hạt khi nung nóng để nhiệtluyện, 5 hạt peclit ban đầu, 6 hạt austenit ban đầu

Một câu hỏi đặt ra là: tại sao thép lại có loại bản chất hạt nhỏ và lớn,khuynh hớng phát triển hạt austenit khác nhau ? Đó là do trong thép có tồn tạinhững yếu tố cản trở sự phát triển của hạt hay không trên cơ sở của lý thuyết hàngrào Đặc tính khử ôxy và thành phần hóa học là hai yếu tố quan trọng ảnh hởng

đến bản chất hay tính di truyền của hạt của thép Nếu thép đợc khử ôxy triệt để,khử thêm bằng nhôm, sau khi kết tinh sẽ có các phần tử Al2O3, AlN nằm ở biêngiới nh là hàng rào, ngăn cản không cho các hạt austenit "nhập" lại với nhau, loạithép này có bản chất hạt nhỏ Thép đợc hợp kim hóa bằng các nguyên tố tạocacbit mạnh và khá mạnh là Ti V, Zr, Nb, W và Mo sẽ tạo nên các cacbit hợp kimkhó tan cũng là loại thép có bản chất hạt nhỏ Hai nguyên tố crôm và mangan làloại tạo cacbit yếu: crôm làm cản trở hạt phát triển không mạnh, còn mangan vàphôtpho làm hạt phát triển nhanh

Nh vậy các thép cacbon (không hợp kim hóa) nhất là loại không đợc khử

ôxy tốt (thép sôi) thuộc loại bản chất hạt lớn ở các mức độ khác nhau

2.4.2 Chuyển biến của Austenit khi nguội chậm(chuyển biến peclit)

Mục tiêu của nung nóng và giữ nhiệt là để tạo nên austenit hạt nhỏ Bây

giờ h∙y xét xem khi làm nguội, austenit sẽ chuyển biến thành tổ chức nào với cơtính ra sao, điều này quyết định cơ tính của thép khi làm việc hay gia công tiếptheo: mềm, cứng, bền, dẻo, dai đến mức độ nào và rất khác nhau đợc quyết định

ở giai đoạn này Phân thành hai trờng hợp lớn để xét: nguội chậm và nguộinhanh Trớc tiên xét cho trờng hợp nguội chậm Tổ chức tạo thành khi làmnguội phụ thuộc vào nhiều yếu tố nh: độ quá nguội, thành phần, tổ chức của thépvv và cả phơng thức làm nguội Giống nh khi nung nóng, ở đây trớc tiên

cũng khảo sát làm nguội đẳng nhiệt cho thép cùng tích (0,80%C) là loại có tổ chức

đơn giản hơn cả (tổ chức ban đầu chỉ là peclit)

a Giản đồ chuyển biến đẳng nhiệt của austenit quá nguội

(giản đồ T - T - T) của thép cùng tích

Nh đ∙ biết từ giản đồ pha Fe - C, khi làm nguội, austenit chỉ chuyển biếnthành peclit ở 727oC (tức∆To = 0) khi làm nguội rất chậm, điều này không xảy ratrong thực tế H∙y làm quen với một dạng làm nguội ít gặp trong thực tế nhng lạirất tiện cho việc xác định ảnh hởng của độ quá nguội đến chuyển biến, đó là cách

làm nguội đẳng nhiệt: làm nguội nhanh austenit xuống dới Ar1 (ở dới nhiệt độnày austenit trở nên không ổn định, chỉ tồn tại tạm thời trong một thời gian rồi sẽ

bị chuyển biến), giữ nhiệt ở đó rồi đo thời gian bắt đầu và kết thúc chuyển biến từ

austenit thành hỗn hợp ferit - xêmentit (ngời ta làm nguội đẳng nhiệt bằng cáchnhúng những mẫu nhỏ, mỏng đ∙ austenit hóa vào các bể muối ở các nhiệt độ khácnhau)

Giản đồ T - T - T

Tiến hành nh trên cho thép cùng tích (sau khi xác định thời gian bắt đầu

và kết thúc chuyển biến ở các nhiệt độ, đánh dấu chúng trên biểu đồ hệ trục nhiệt

độ - thời gian, cuối cùng nối các điểm bắt đầu với nhau, các điểm kết thúc vớinhau) ta đợc giản đồ chuyển biến đẳng nhiệt của austenit quá nguội cho thép này

nh biểu diễn ở hình 4.6 Giản đồ còn có tên đơn giản và thông dụng là giản đồ T

-T - -T vì nó biểu thị sự chuyển biến (transformation) của austenit phụ thuộc vàonhiệt độ (temperature) và thời gian (time) Giản đồ có hai đờng cong hình chữ

"C", trong đó chữ "C" đầu tiên (bên trái) biểu thị sự bắt đầu, còn chữ "C" thứ haibiểu thị sự kết thúc của chuyển biến austenit thành hỗn hợp cùng tích ferit -xêmentit (vì thế trong sách kỹ thuật của Nga ngời ta gọi nó là giản đồ chữ "C")

Đây là giản đồ rất quan trọng đối với nhiệt luyện thép và đợc sử dụng rất nhiều

để xác định tổ chức sau khi làm nguội austenit, cần nắm vững

Hình 4.6 Giản đồ T- T- T của thép cùng tích.

Các sản phẩm của sự phân hóa đẳng nhiệt của austenit quá nguội

Từ giản đồ T - T - T thấy rằng khi austenit bị nguội (tức thời) xuống dới727oC nó cha chuyển biến ngay, điều đó có nghĩa austenit còn tồn tại một thờigian nhất định trớc khi chuyển biến, phân hóa và đợc gọi là austenit quá nguội,

không ổn định, khác với austenit tồn tại ở trên 727oC là loại ổn định.

Trên giản đồ có năm khu vực rõ rệt:

- ở trên 727oC là khu vực tồn tại của austenit ổn định,

- bên trái chữ "C" đầu tiên - austenit quá nguội,

- giữa hai chữ "C" - austenit chuyển biến (tồn tại cả ba pha, F và Xe),

- bên phải chữ "C" thứ hai - các sản phẩm phân hóa đẳng nhiệt của austenit

quá nguội là hỗn hợp ferit - xêmentit với mức độ nhỏ mịn khác nhau,

- dới đờng Ms (~ 220 240oC) - mactenxit + austenit d (sẽ nói tới vùng

này ở mục 4.2.4)

Bây giờ h∙y xét xem làm nguội đẳng nhiệt austenit với các mức độ quá

nguội khác nhau sẽ phân hóa thành các hỗn hợp ferit - xêmentit với các đặc điểm

nh thế nào

+ Khi giữ austenit quá nguội ở sát A1 (trên dới 700oC,∆T0 nhỏ, khoảng

25oC), sau thời gian dài (~ 100s) nó mới bắt đầu phân hóa và tiếp theo (sau ~

2000s) nó mới kết thúc chuyển biến Hỗn hợp ferit - xêmentit tấm tạo thành rất thô

to với khoảng cách d giữa các tấm vào khoảng 10-3 mm (cỡ micrômet) đợc gọi là

peclit (tấm) với độ cứng thấp nhất, HRC 10 15 (HB 180 220)

+ Khi giữ austenit quá nguội ở nhiệt độ thấp hơn (trên dới 650oC,∆T0 lớn

hơn, khoảng 75oC), nó sẽ bắt đầu và kết thúc phân hóa sau thời gian ngắn hơn rõ

rệt (sau gần 3 và 100s) Hỗn hợp ferit - xêmentit tấm tạo thành sẽ mịn (nhỏ) hơn

đến mức không thể phân biệt đợc chúng trên kính hiển vi quang học (khoảng

cách d khoảng 0,25 0,30m) Tổ chức này đợc gọi là xoocbit (hay xoocbit tôi)

với độ cứng cao hơn, cỡ HRC 25 35

+ Khi giữ austenit quá nguội ở nhiệt độ thấp hơn nữa, ứng với đỉnh lồi chữ

“C“ (tức lúc austenit quá nguội kém ổn định nhất, khoảng 500 600oC), nó sẽ

chuyển biến rất nhanh (sau khoảng 0,5 0,8 và 8s) Hỗn hợp ferit - xêmentit tấm

tạo thành sẽ còn nhỏ mịn hơn nữa, càng không thể phân biệt đợc dới kính hiển

vi quang học (khoảng cách d vào khoảng 0,10 0,15m) Tổ chức này đợc gọi là

trôxtit (hay trôxtit tôi) với độ cứng cao hơn nữa, cỡ HRC 40 Ngời ta gọi ba

chuyển biến trên đều là chuyển biến peclit, còn xoocbit, trôxtit đợc coi là các

dạng phân tán của peclit

+ Khi giữ austenit quá nguội ở nhiệt độ thấp hơn nữa, ứng với đoạn dới

của chữ "C", khoảng 450 250oC, thời gian chuyển biến lại kéo dài ra, cơ chế

chuyển biến có thay đổi chút ít, tạo nên tổ chức gọi là bainit Một cách gần đúng

có thể coi bainit cũng là hỗn hợp ferit - xêmentit ở dạng tấm nh trên song còn

mịn hơn nữa (hơn cả trôxtit) với độ cứng cao hơn, cỡ HRC 50 55, song có điểm

hơi khác nhau (nhiều khi có thể bỏ qua) nh sau:

 ferit hơi quá b∙o hòa cacbon (0,10% so với giới hạn b∙o hòa là 0,0060,02%),

 cacbit sắt ở đây có công thức cha hẳn là Fe3C song khá gần là FexC với

x = 2,4 3,0,

 ngoài hai pha đó ra còn một lợng nhỏ austenit (d)

Nh thấy rõ về sau, các đặc điểm này hơi giống với chuyển biến mactenxit

nên còn gọi chuyển biến bainit là chuyển biến trung gian (với nghĩa trung gian

giữa chuyển biến peclit và chuyển biến mactenxit)

Vậy về cơ bản có thể coi peclit (tấm), xoocbit, trôxtit và cả bainit có bản

chất giống nhau là hỗn hợp cơ học cùng tích của ferit và xêmentit tấm song trong

đó theo thứ tự tấm càng nhỏ mịn hơn và độ cứng càng cao hơn.

Có thể giải thích điều đó nh sau Giống nh quá trình kết tinh, khi tăng độ

quá nguội của chuyển biến, số mầm kết tinh tăng lên do đó xêmentit (cacbit) nhỏ mịn đi Mặc dù lợng xêmentit không thay đổi (cùng có 0,80%C với 12%Xe +

88%F), nhng khi kích thớc xêmentit nhỏ đi tức là số các phần tử rắn này tăng

lên sẽ làm tăng sự cản trợt đối với ferit, nâng cao độ cứng, độ bền

Nh vậy sau khi làm nguội đẳng nhiệt austenit, tổ chức nào tạo thành là

ứng với nhiệt độ giữ đẳng nhiệt đó nằm ở nhánh nào của chữ "C":

+ khi ở nhánh trên sát A1 đợc peclit,+ khi ở đoạn ứng với phần lồi đợc trôxtit,+ khi ở giữa hai mức trên đợc xoocbit,+ khi ở nhánh dới đợc bainit.

Sau khi làm nguội đẳng nhiệt tổ chức nhận đợc là đồng nhất trên tiết diện.

b Sự phân hóa của austenit khi làm nguội liên tục

Trong thực tế thờng dùng cách làm nguội liên tục Cũng có thể xây dựnggiản đồ chuyển biến của austenit khi làm nguội liên tục với các tốc độ nhanh chậmkhác nhau, với mỗi tốc độ nguội xác định các nhiệt độ tại đó austenit quá nguộibắt đầu và kết thúc phân hóa ra hỗn hợp ferit - xêmentit, rồi nối các điểm tơng

đông với nhau lại nh biểu diễn ở hình 4.7 Xây dựng các thí nghiệm nh vậy khá

phức tạp và khó đạt đợc mức độ chính xác cần thiết Song để đơn giản có thể lợidụng giản đồ chuyển biến đẳng nhiệt (hình 4.6) kể trên để xác định tổ chức tạo

thành khi làm nguội với tốc độ khác nhau, nh biểu diễn ở hình 4.8

Hình 4.7 Các đờng bắt đầu và kết thúc chuyển biến austenit thành ferit

-xêmentit thô và mịn tơng ứng với các tốc độ làm nguội chậm (35 oC/s) và nhanh(140oC/s) đối với thép cùng tích

Đặc điểm của sự phân hóa austenit khi làm nguội liên tục là:

1) Với các tốc độ nguội khác nhau, austenit bị quá nguội đến các nhiệt độkhác nhau (tính tới điểm gặp các đờng cong chữ "C") và phân hóa thành các tổchức tơng ứng với các nhiệt độ đó Làm nguội chậm cùng lò biểu thị bằng vectơ

V1 trên hình 4.8, nó cắt các đờng cong chữ "C" ở sát A1: austenit quá nguội phânhóa ở nhiệt độ cao đợc peclit tấm với độ cứng thấp nhất Làm nguội trong khôngkhí tĩnh biểu thị bằng vectơ V2, nó cắt các đờng cong chữ "C" ở phần giữa củanhánh trên: austenit quá nguội phân hóa thành xoocbit Làm nguội trong khôngkhí nén biểu thị bằng vectơ V3, nó cắt các đờng cong chữ "C" ở phần lồi: austenit

quá nguội phân hóa thành trôxtit Làm nguội trong dầu biểu thị bằng vectơ V4, nóchỉ cắt phần lồi của đờng cong chữ "C" thứ nhất, austenit quá nguội chỉ chuyểnbiến một phần thành trôxtit và phần còn lại sẽ chuyển biến thành mactenxit, cuốicùng có tổ chức trôxtit + mactenxit (hay còn gọi là bán mactenxit) Làm nguộitrong nớc lạnh biểu thị bằng vectơ V5, nó không cắt đờng cong chữ "C" nào, tứcaustenit không chuyển biến chút nào thành hỗn hợp ferit - xêmentit, phần lớnaustenit quá nguội chuyển thành mactenxit Nh vậy, khi làm nguội liên tục tạo

thành tổ chức nào là hoàn toàn tùy thuộc vào vị trí của vectơ biểu thị tốc độ nguội trên đờng cong chữ "C".

Hình 4.8 Giản đồ T - T - T của

thép cùng tích và các vectơ biểu thịtốc độ nguội V1 < V2 < V3 < V4 < V5.2) Tổ chức đạt đợc thờng là không đồng nhất trên toàn tiết diện nhất làtrong trờng hợp tiết diện lớn Do ở ngoài bao giờ cũng bị nguội nhanh hơn tronglõi nên thờng có tổ chức với độ cứng cao hơn

3) Không đạt đợc tổ chức hoàn toàn bainit (về mặt hình học có thể dễ

dàng thấy điều này từ dạng của chữ "C"), trong một số trờng hợp có thể đạt đợc

tổ chức này cùng với trôxtit và mactenxit Chỉ đạt đợc hoàn toàn bainit bằng cáchlàm nguội đẳng nhiệt nh đ∙ trình bày

4) Những điều trên chỉ đúng với thép cacbon Với thép hợp kim vị trí củacác đờng cong chữ "C" dịch sang phải với các mức độ khác nhau nên có thể các

đặc điểm trên không còn phù hợp hay không hoàn toàn phù hợp:

+ Tốc độ nguội cần thiết để đạt đợc các tổ chức trên sẽ giảm đi một cáchtơng ứng Ví dụ khi làm nguội cùng lò (V1) cũng có thể đạt đợc xoocbit, trôxtit;với một số loại thép hợp kim cao khi làm nguội trong không khí (V2, V3) cũng cóthể đạt tổ chức mactenxit

+ Sự không đồng nhất về tổ chức trên tiết diện giảm đi thậm chí có thể đạt

đợc đồng nhất ngay với tiết diện lớn

c Giản đồ T - T - T của các thép khác cùng tích

Căn cứ chủ yếu đầu tiên để xét tổ chức tạo thành khi làm nguội thép nào đó

là giản đồ T - T - T của chính thép đó Ta mới nói đến thép cùng tích song phầnlớn các thép dùng là trớc cùng tích và ít hơn là sau cùng tích thì nh thế nào?

Các thép trớc và sau cùng tích cũng có dạng của giản đồ T - T - T nh

thép cùng tích song có phần phức tạp hơn, tức cũng có dạng của hai chữ “C“nhng có thêm nhánh phụ ở phía trên, bên trái của chữ "C" thứ nhất (hình 4.9) đểbiểu thị sự tiết ra ferit hoặc xêmentit II (tùy thuộc vào là thép trớc hay sau cùngtích) trớc khi phân hóa thành hỗn hợp ferit - xêmentit và một đờng ngang A3hay Acm

Ta chú ý tới ba đặc điểm khác biệt sau đây

1) Vị trí của các đờng cong (chữ "C" và nhánh phụ) dịch sang trái mộtchút, càng xa cùng tích sự lệch này càng nhiều Nói khác đi các thép càng kháccùng tích có tính ổn định của austenit quá nguội kém hơn thép cùng tích đôi chút

Điều đó giải thích bằng sự khó đạt đợc austenit đồng nhất khi nung nóng

Hình 4.9 Hình dạng tổng quát của

giản đồ T -T - T của thép khác cùngtích

2) Khi làm nguội đẳng nhiệt với độ quá nguội nhỏ (đờng 1 hình 4.10) haylàm nguội chậm liên tục (đờng 2), thoạt tiên austenit quá nguội sẽ tiết ra ferit (đốivới thép trớc cùng tích) và xêmentit II (đối với thép sau cùng tích) trớc (khivectơ nguội gặp nhánh phụ), sau đó mới phân hóa ra hỗn hợp ferit - xêmentit.Trong trờng hợp này tổ chức đạt đợc sau khi nguội:

2) Khi làm nguội đẳng nhiệt với độ quá nguội nhỏ (đờng 1 hình 4.10) haylàm nguội chậm liên tục (đờng 2), thoạt tiên austenit quá nguội sẽ tiết ra ferit (đốivới thép trớc cùng tích) và xêmentit II (đối với thép sau cùng tích) trớc (khivectơ nguội gặp nhánh phụ), sau đó mới phân hóa ra hỗn hợp ferit - xêmentit.Trong trờng hợp này tổ chức đạt đợc sau khi nguội:

Hình 4.10 Sự tiết ra ferit hay

xêmentit II khi làm nguội đẳngnhiệt với độ quá nguội nhỏ (1)

cùng tích giả.

Đối với thép hợp kim ngoài ảnh hởng của cacbon nh trên giản đồ cònchịu ảnh hởng mạnh của các nguyên tố hợp kim, dới tác dụng này các đờngcong chữ "C" dịch rất mạnh sang phải, làm tăng tính ổn định của austenit quánguội (tỉ mỉ đợc trình bày ở chơng sau, mục 5.1.2d)

2.4.3 Chuyển biến khi làm nguội Austenit nhanh (chuyển biến mactenxit)

Nếu làm nguội nhanh austenit với tốc độ thích hợp sao cho vectơ biểu diễnquá trình nguội của nó không cắt đờng cong chữ "C", thì nó không kịp chuyểnbiến thành hỗn hợp ferit - xêmentit, mà chỉ có chuyển biến thù hình (chuyển kiểumạng tinh thể) của sắt từ Fe sang Fe (tức không có sự tập trung của cacbon để

tạo nên xêmentit Fe3C) xảy ra ở nhiệt độ thấp (từ 250 220oC trở xuống) Đó làthực chất của chuyển biến khi làm nguội nhanh austenit→ mactenxit, xảy ra khitôi.

Hình 4.11 Giản đồ T - T - T

và tốc độ tôi tới hạn Vth (tm vàTm0- thời gian và nhiệt độ

ứng với austenit kém ổn định nhatTốc độ làm nguội nhỏ nhất để gây ra chuyển biến này là tốc độ ứng vớivectơ tiếp xúc với đờng "C" thứ nhất ở phần lồi, đợc gọi là tốc độ tôi tới hạn

(hay còn gọi là tốc độ làm nguội tới hạn) Vth (hình 4.11) Vậy khi làm nguội nhanhliên tục austenit (với tốc độ bằng hay vợt quá tốc độ tôi tới hạn) sẽ nhận đợc

mactenxit Đây là tổ chức đặc trng của quá trình làm nguội nhanh liên tục (tôi)

Trớc tiên h∙y xét bản chất của mactenxit

a Bản chất của mactenxit

Mactenxit là dung dịch rắn xen kẽ quá b∙o hòa của cacbon trong Fe với nồng độ cacbon nh của austenit, có kiểu mạng chính phơng tâm khối và có độ

cứng cao.

Có thể giải thích lần lợt các đặc tính trên của mactenxit nh sau

- Do làm nguội nhanh, cacbon trong Fe (austenit) không kịp tiết ra (để tạothành xêmentit), khi đạt đến nhiệt độ tơng đối thấp chỉ xảy ra quá trình chuyển

mạng của Fe (tâm mặt) sang Fe (tâm khối):

(austenit) Fe (C)   → Fe (C) (mactenxit)

vì thế nồng độ cacbon trong hai pha này luôn luôn bằng nhau

- Với nồng độ cacbon thông thờng (ví dụ 0,80%) trong Fe sẽ là quá b∙ohòa ở trong Fe vì độ hòa tan cacbon trong dạng thù hình này rất thấp (0,0060,02%)

- Nguyên tử cacbon hòa tan trong Fe bằng cách xen kẽ vào các lỗ hổngcủa mạng này Qua nghiên cứu thấy rằng nguyên tử cacbon sẽ nằm ở trong lỗ hổngtám mặt tức là ở giữa các mặt bên hay ở giữa các cạnh của ô cơ sở (hình 4.12)

Nh thấy rõ lỗ hổng này là không đối xứng nên quả cầu cacbon một khi lọt vào sẽlàm gi∙n các nguyên tử Fe ra xa không đều, kéo dài một cạnh ra mạnh hơn so vớihai cạnh kia, làm cho mạng từ lập phơng tâm khối (của Fe) chuyển sang chínhphơng tâm khối Tỷ số c/a đợc gọi là độ chính phơng của mactenxit, có giá trị

thay đổi trong khoảng 1,001 1,06 (cần chú ý rằng đây chỉ là tỷ lệ trung bình cho

các ô cơ sở, vì cacbon không thể đi vào tất cả mọi lỗ hổng của austenit cũng nhmactenxit, xem lại mục 3.1.2c và 1.4.1a)

Hỡnh ô cơ sở củamạng tinh thể mactenxit

- Nguyên tử cacbon chui vào lỗ hổng của Fe làm cho mạng tinh thể củasắt bị xô lệch, trở nên khó biến dạng dẻo và do đó có độ cứng cao nhất (cao hơn cả

bainit, trôxtit , chúng chỉ là hỗn hợp ferit - xêmentit, trong đó ferit dẻo, vẫn cóthể biến dạng dẻo đợc)

b Các đặc điểm của chuyển biến mactenxit

Khác với chuyển biến peclit, chuyển biến mactenxit có những đặc điểmsau

1) Chỉ xảy ra khi làm nguội nhanh và liên tục austenit với tốc độ lớn hơnhay bằng tốc độ tôi tới hạn Vth Chuyển biến mactenxit không xảy ra khi làmnguội đẳng nhiệt

2) Chuyển biến là không khuếch tán: cacbon hầu nh giữ nguyên vị trí, cònsắt chuyển dời vị trí để tạo kiểu mạng mới là lập phơng tâm khối, nhng sự

chuyển dời này không vợt quá một thông số mạng Giữa mạng của austenit (A1)

và mactenxit (gần nh A2) có mối quan hệ định hớng xác định sao cho các mặt

và phơng dày đặc nhất của chúng song song với nhau

3) Là quá trình tạo ra không ngừng các tinh thể mới với tốc độ phát triểnrất lớn, tới hàng nghìn m/s Tinh thể mactenxit có dạng hình kim, đầu nhọn làmvới nhau các góc 60 hay 120o

4) Chỉ xảy ra trong khoảng giữa hai nhiệt độ (điểm) bắt đầu Ms và kết thúc

Mf (với các nghĩa s - start - bắt đầu, f - finish kết thúc) Ngoài khoảng đó austenit quá nguội không chuyển biến thành mactenxit Vị trí của hai điểm này không phụ

thuộc vào tốc độ nguội mà chỉ phụ thuộc vào thành phần cacbon và hợp kim của

austenit (mà không phải lúc nào cũng đồng nghĩa với thành phần cacbon của thép)

[trong trờng hợp ở trạng thái nung nóng thép có tổ chức nhiều pha (ví dụ austenit

và cacbit), rõ ràng là thành phần austenit khác với thành phần thép, chỉ khi nung

nóng tới trạng thái hoàn toàn austenit thì thành phần pha này mới trùng với thành

phần của thép] Nói chung austenit càng nhiều cacbon và nguyên tố hợp kim (trừ

Si, Co và Al), các điểm này càng thấp Một số thép chứa cacbon và nguyên tố hợp

kim cao có hai điểm này khá thấp

5) Chuyển biến xảy ra không hoàn toàn Thực nghiệm cho thấy khi làm

nguội càng gần tới điểm Mf, lợng mactenxit tạo thành càng nhiều song không bao

giờ đạt đợc tỷ lệ 100% mactenxit, mà vẫn còn lại một lợng nhất định pha ban

đầu (austenit) không thể chuyển biến, đợc gọi là austenit d

Hình 4.13 Đờng cong động

học chuyển biến mactenxit

Đờng cong động học chuyển biến mactenxit trên hình 4.13 cho biết lợng

cũng nh tốc độ tạo thành mactenxit khi giảm nhiệt độ Qua đó có thể thấy rằng

khi điểm Mf < nhiệt độ thờng (~20oC) - điều này thờng xảy ra vì Mf của các thép

đều ở nhiệt độ âm - bằng cách làm nguội thông thờng không thể đạt đợc lợngmactenxit tối

đa, đặc biệt khi Mf quá thấp (ví dụ -100oC) lợng austenit có thể khá

cao (20 30%) ảnh hởng mạnh đến độ cứng Nguyên nhân tồn tại austenit d

cùng với mactenxit là do sự khác nhau về thể tích riêng của hai pha này: VM > V(vì mactenxit là Fe(C), Fe có mật độ thể tích thấp hơn Fe nên sẽ có thể tích

riêng lớn hơn), vì thế khi chuyển biến austenit→ mactenxit thể tích sẽ tăng lên, do

vậy phần austenit cha chuyển biến bị sức ép ngày một tăng đến mức không thể

chuyển biến hết đợc Lợng austenit d tồn tại trong thép tôi phụ thuộc vào các

yếu tố sau:

+ Vị trí của điểm Mf: điểm Mf càng thấp dới 20oC lợng austenit d càng

nhiều Đây là yếu tố quan trọng nhất Các nhân tố làm giảm điểm Mf nh tăng

lợng nguyên tố hợp kim trong austenit, cũng đều làm tăng lợng austenit d của

thép tôi

+ Lợng cacbon trong mactenxit càng nhiều thể tích riêng của nó càng lớn

(do sự tăng của độ chính phơng c/a) làm lợng austenit d càng nhiều

c Cơ tính của mactenxit

Mactenxit là tổ chức quan trọng nhất đợc tạo thành khi tôi thép, quyết

định cơ tính của thép tôi Cơ tính nổi bật của nó là cứng và giòn

Độ cứng

Độ cứng cao của mactenxit là do cacbon hòa tan xen kẽ làm xô lệch mạng

tinh thể của sắt, nên nó chỉ phụ thuộc nồng độ cacbon quá b∙o hòa trong nó: đại

lợng này càng cao, xô lệch mạng càng mạnh (tỷ số c/a càng lớn), độ cứng càng

ở đây cần phân biệt độ cứng của pha mactenxit và độ cứng của thép tôi vì

hai đại lợng này không phải lúc nào cũng đồng nhất với nhau Thực ra độ cứngcủa thép tôi bao giờ cũng là độ cứng tổng hợp của hỗn hợp mactenxit + austenit

d, đôi khi cả cacbit (xêmentit II) nữa và tuân theo quy luật kết hợp hay trung bìnhcộng nh đ∙ trình bày ở mục 3.2.8b Nh đ∙ biết austenit có độ cứng thấp, nếu nótồn tại với tỷ lệ đáng kể (> 10%) làm độ cứng của thép tôi nhỏ hơn độ cứng củapha mactenxit tức cha đạt đến giá trị cao nhất, còn với tỷ lệ không đáng kể (vài

%) thì độ cứng của thép tôi chính là độ cứng của mactenxit tức đạt đợc giá trị caonhất Với thép cacbon thấp và trung bình, do điểm Mf cao, thể tích riêng củamactenxit cha lớn, austenit d thấp, không ảnh hởng đến độ cứng của thép tôi

Chỉ với thép cacbon cao và hợp kim cao làm tăng thể tích riêng của mactenxit vàhạ thấp mạnh Mf mới làm tăng mạnh lợng austenit d, ảnh hởng đến độ cứngcủa thép tôi (hạ thấp từ vài, ba đến 10 đơn vị HRC so với khi không có austenitd)

Độ cứng cao dẫn đến nâng cao tính chống mài mòn là u điểm của phamactenxit, song cần nhớ là u điểm này chỉ phát huy đợc ở những thép có≥

0,40%C

Tính giònTrái lại, tính giòn là nhợc điểm của mactenxit vì khi tính giòn cao hoặc quá cao làm hạn chế sử dụng thậm chí không thể dùng đợc Mactenxit giòn cũng

là do xô lệch mạng nh nguyên nhân gây ra độ cứng, ngoài ra còn do tồn tại ứngsuất d (hay ứng suất bên trong) trong nó Thờng là độ cứng càng cao tính giòncũng càng cao, song ngoài ra tính giòn cũng có thể biến động trong phạm vi khá

rộng phụ thuộc vào các yếu tố sau đây:

Hình 4.14 Sự phụ thuộc của độ chính phơng c/a (a)

và độ cứng mactenxit (b) vào nồng độ cacbon trong nó+ Kim mactenxit càng nhỏ tính giòn càng thấp, muốn đạt đợc điều nàyhạt austenit khi nung nóng phải nhỏ

+ ứng suất bên trong càng nhỏ tính giòn càng thấp

Do vậy để vừa bảo đảm đợc hai tính chất đối lập nhau là độ cứng cao vàtính giòn thấp ở các thép kết cấu và dụng cụ ngời ta phải sử dụng các thép bảnchất hạt nhỏ, khống chế đúng nhiệt độ tôi và dùng các phơng pháp tôi thích hợp

để giảm ứng suất bên trong nh tôi phân cấp, đẳng nhiệt và ram ngay tiếp theo

2.4.4 Chuyển biến khi nung thộp đó tụi(ram)

Sau khi tôi đạt đợc mactenxit và một lợng nhất định austenit d, thép có

độ cứng cao song với tính giòn lớn, tồn tại ứng suất bên trong, tổ chức không ổn

định cha phù hợp với điều kiện làm việc, cần phải có thêm sau đó một nguyêncông chỉnh - nung nóng lại, đợc gọi là ram

a Tính không ổn định của mactenxit và austenit

Theo giản đồ pha Fe - C, từ nhiệt độ thờng đến 727oC tổ chức ổn định củathép là hỗn hợp ferit - xêmentit tức peclit Do vậy hai pha mactenxit và austenit d

đều là các pha không ổn định, có khuynh hớng chuyển biến thành hỗn hợp trên

Nh đ∙ biết, mactenxit không ổn định là do quá b∙o hòa cacbon, lợngcacbon thừa sẽ tiết ra ở dạng xêmentit và phần còn lại mất hết cacbon trở thànhferit:

Fe(C)  → Fe3C + Fe

còn austenit, nó không tồn tại ổn định dới 727oC và cũng có khuynh hớng

chuyển biến thành hỗn hợp ferit - xêmentit:

Fe(C)  → Fe3C + Fe

Cần chú ý:

Mactenxit và austenit có khuynh hớng biến thành hỗn hợp ferit

-xêmentit, song ở nhiệt độ thờng chuyển biến này xảy ra rất chậm đến mức khó

nhận thấy, vì thế trong thực tế ta phải nung nóng để thúc đẩy quá trình chuyển

biến này

- Hai pha này không chuyển biến ngay thành hỗn hợp ferit - xêmentit mà

phải qua tổ chức trung gian là mactenxit ram theo sơ đồ:

b Các chuyển biến xảy ra khi ram

Theo sự tăng của nhiệt độ nung nóng, thép cùng tích (0,80%C) đ∙ tôi với tổchức mactenxit + austenit d lần lợt qua các giai đoạn với các chuyển biến nh

sau

Giai đoạn I (< 200oC)

- < 80oC trong thép tôi cha có chuyển biến gì, tức vẫn có mactenxit +

austenit d

- Từ 80 đến 200oC: austenit d cha chuyển biến, chỉ có mactenxit chuyển

biến bằng cách cacbon trong nó tập trung lại, tiết ra ở dạng các phần tử cacbit vớicông thức FexC (x thay đổi trong phạm vi 2,0 2,4) ở dạng tấm mỏng và rất phântán, lợng cacbon còn lại trong mactenxit giảm đi từ 0,80% xuống còn khoảng

0,25 0,40% với tỷ số c/a giảm đi Hỗn hợp mactenxit ít cacbon và cacbit đó

đợc gọi là mactenxit ram [giữa hai pha trên có cấu trúc liền mạng (coherent),

mạng tinh thể biến đổi liên tục, đều đặn, không thay đổi đột ngột và không có ranh

giới pha rõ ràng]

Có thể trình bày chuyển biến trong giai đoạn này dới dạng sơ đồ sau:

(mactenxit tôi) Fe(C)0,8  → [Fe(C)0,25 0,40 + Fe2 2,4C] (mactenxit ram)

Vậy cuối giai đoạn này thép tôi có tổ chức mactenxit ram và austenit d

Giai đoạn II (200 260oC)

Trong giai đoạn này cacbon vẫn tiếp tục tiết ra khỏi mactenxit làm hàm

lợng cacbon trong dung dịch rắn chỉ còn khoảng 0,15 0,20%, song nét đặc biệt

là có chuyển biến mới - austenit d thành mactenxit ram:

(austenit d) Fe(C)0,8  → [Fe(C)0,15 0,20 + Fe2 2,4C] (mactenxit ram)

Cuối giai đoạn này thép tôi có tổ chức mactenxit ram gồm cacbit và

mactenxit nghèo cacbon (0,15 0,20%)

Mactenxit ram là tổ chức cứng không kém (nếu có thì chỉ là chút ít)

mactenxit tôi, song lại ít giòn hơn do giảm đợc ứng suất bên trong (do cacbon tiết

bớt ra khỏi dung dịch rắn giảm chút ít xô lệch mạng)

Đối với các thép tôi bình thờng, khi ram đến đây độ cứng vẫn giữ nguyên

hoặc chỉ giảm chút ít (khoảng một, cùng lắm là hai đơn vị HRC) Song ở một số

thép sau khi tôi có lợng austenit d lớn (hàng chục %), khi ram đến đây độ cứng

có thể tăng lên (thêm 2 3, cá biệt có thể tới 10 đơn vị HRC) do hiệu ứng tăng độ

cứng nhờ chuyển biến austenit d thành mactenxit ram mạnh hơn hiệu ứng giảm

độ cứng do cacbon tiết ra khỏi dung dung dịch rắn Hiện tợng này đợc gọi là độ

cứng thứ hai

Giai đoạn III (260 400oC)

Kết thúc giai đoạn II thép tôi có tổ chức mactenxit ram gồm hai pha:

mactenxit nghèo cacbon (0,15 0,20%) và cacbit (Fe2 2,4C), đến giai đoạn IIInày cả hai pha đều chuyển biến:

- Tất cả cacbon quá b∙o hòa đợc tiết hết ra khỏi mactenxit dới dạng