Nghiên cứu ảnh hưởng của mức độ biến dạng đến tổ chức và cơ tính của thép TBF

TRƯỜNG ĐẠI HỌC BÁCH KHOA HÀ NỘI LUẬN VĂN THẠC SĨ Nghiên cứu ảnh hưởng mức độ biến dạng đến tổ chức tính thép TBF TRẦN PHÁP ĐÔNG tranphapdong@sis.hust.edu.vn Ngành Khoa học vật liệu Chuyên ngành Khoa học Kỹ thuật Vật liệu (Kim loại) Giảng viên hướng dẫn chính: TS Nguyễn Hồng Hải Đơn vị: Viện Khoa học Kỹ thuật Vật liệu Chữ ký GVHD Đại học Bách Khoa Hà Nội Giảng viên hướng dẫn phụ: TS Nguyễn Dương Nam Đơn vị: Viện Cơ khí Đại học Hàng hải Việt Nam HÀ NỘI, 6/2020 i Chữ ký GVHD LUẬN VĂN THẠC SĨ Đề tài: Nghiên cứu ảnh hưởng mức độ biến dạng đến tổ chức tính thép TBF Giáo viên hướng dẫn Giáo viên hướng dẫn Ký ghi rõ họ tên Ký ghi rõ họ tên ii LỜI CẢM ƠN Trong suốt thời gian học tập làm Luận văn, nhận hướng dẫn, giúp đỡ quý báu Thầy Cô giáo bạn bè đồng nghiệp Trước hết xin gửi lời cảm ơn sâu sắc tới TS Nguyễn Hồng Hải, TS Nguyễn Dương Nam - tận tình dạy, giúp đỡ, động viên mặt suốt thời gian làm Luận văn Những ý kiến nhận xét, đánh giá, góp ý mang tính gợi mở Thầy vô quý giá, giúp hiểu sâu vấn đề nghiên cứu, xin bày tỏ lòng biết ơn, tri ân sâu sắc đến Thầy Tôi xin chân thành cảm ơn Ban Giám hiệu trường Đại học Bách Khoa Hà Nội; Ban chủ nhiệm Viện Khoa học Kỹ thuật vật liệu; Ban Giám hiệu trường Đại học Hàng hải Việt Nam; Ban lãnh đạo Viện Cơ khí, tồn thể bạn bè, đồng nghiệp giúp đỡ tinh thần vật chất thời gian để tơi hồn thành q trình học tập thực Luận văn Trong luận văn có sử dụng số tài liệu, kết nguồn trích dẫn luận án TS Đinh Văn Hiến nhóm nghiên cứu Tôi xin chân thành cảm ơn TS Đinh Văn Hiến nhóm nghiên cứu iii Tóm tắt nội dung luận văn - Từ mác thép CMnSi luyện từ sắt xốp đạt yêu cầu, nghiên cứu công nghệ tạo phôi thép TBF với chế độ gia công biến dạng trước thông số biến dạng (mức độ cán nguội) gia công cơ-nhiệt chọn cố định nhờ phân tích quy luật lý thuyết thực nghiệm, đảm bảo thép có độ hạt ferit siêu mịn; chọn mơi trường tơi có tốc độ nguội lớn tốc độ nguội tới hạn để xử lý nhiệt - Chỉ biến đổi biến công nghệ: nhiệt độ - thời gian nung vùng hai pha (giữa Ac1 Ac3); nhiệt độ-thời gian nguội đẳng nhiệt bainit Luận văn trình bày kết nghiên cứu ảnh hưởng mức độ biến dạng đến tổ chức tính thép cacbon hợp kim thấp xử lý nhiệt kiểu TBF Luận văn trình bày kết nghiên cứu mẫu thực mức độ biến dạng khác nhau: 40%; 60% 80% Các kết nghiên cứu cho thấy rằng: Khi thực mức độ biến dạng 80% giá trị độ bền cao đạt 800MPa, độ dãn dài cao 36%, tích số độ bền độ dãn dài (Rm*A) cao nhất: 28774MPa*% Điều phù hợp với kết phân tích tổ chức tế vi hợp kim biến dạng với mức độ 80% tỷ phần austenite dư cao khoảng 16%; tỷ lệ ferrite 52% với kích thước hạt trung bình ferrite 6,4μm; austenite dư 2μm Học viên thực Ký ghi rõ họ tên iv MỤC LỤC MỞ ĐẦU CHƯƠNG TỔNG QUAN 1.1 Giới thiệu số loại thép đặc trưng Thép HSLA Thép AHSS Thép TRIP 1.2 Thành phần-tổ chức-cơ tính thép AHSS TBF Thành phần tổ chức tế vi thép AHSS TBF Cơ tính thép AHSS TBF 1.3 Công nghệ sản xuất ứng dụng thép AHSS TRIP Công nghệ sản xuất thép AHSS Công nghệ cơ-nhiệt sản xuất thép AHSS 11 Công nghệ cơ-nhiệt sản xuất thép TBF 13 Ứng dụng thép AHSS thép TRIP 14 1.4 Kết luận chương 15 CHƯƠNG CƠ SỞ LÝ THUYẾT VỀ TỔ CHỨC VÀ CƠ TÍNH CỦA THÉP CMnSi XỬ LÝ NHIỆT KIỂU TBF 16 2.1 Nhiệt động học hình thành tổ chức thép TBF yếu tố ảnh hưởng 16 Cơ sở nhiệt động học hình thành tổ chức thép TBF 16 TBF Ảnh hưởng C, Mn, Si đến động học hình thành tổ chức thép 18 2.2 Độ bền độ dẻo thép TBF 20 Luật trộn pha áp dụng thép TBF 20 Các nguyên lý hãm lệch để tăng bền sử dụng thép TBF 21 Hóa bền dung dịch rắn tiết pha phân tán thép TBF 22 Nguyên lý hóa bền tăng dẻo làm nhỏ hạt thép TBF 24 TBF Hai nguyên lý hóa bền tăng dẻo chuyển biến pha thép 26 v 2.3 Quan hệ thành phần C, Mn Si với tổ chức tính thép TBF 31 2.4 Ảnh hưởng thông số cơ-nhiệt đến tạo thành tổ chức thép TBF 35 Ảnh hưởng biến dạng dẻo 35 Ảnh hưởng nung vùng tới hạn 35 Ảnh hưởng tốc độ nguội 36 Ảnh hưởng làm nguội đẳng nhiệt vùng bainit 36 2.5 Kết luận chương 37 CHƯƠNG THỰC NGHIỆM 39 3.1 Thiết lập sơ đồ công nghệ nấu luyện tạo phôi đúc 39 3.2 Nghiên cứu q trình xử lý phơi thép TBF sau đúc 41 3.3 Nhận diện tổ chức pha hiển vi quang học 45 3.4 Đo cỡ hạt tỷ lệ pha 46 3.5 Nhận diện austenit dư mactenxit sau biến dạng nhiễu xa tia X 46 CHƯƠNG KẾT QUẢ VÀ BÀN LUẬN 48 4.1 Thực nghiệm xử lý nhiệt tạo phôi thép TBF 48 4.2 Tổ chức tế vi thép TBF sau xử lý nhiệt 49 4.3 Kiểm tra tổ chức tế vi phơi thép TBF hệ sau q trình xử lý – nhiệt 52 4.4 Thực nghiệm đánh giá tiêu tính thép TBF chế độ biến dạng xử lý nhiệt khác 56 KẾT LUẬN 58 TÀI LIỆU THAM KHẢO 59 vi DANH MỤC CÁC KÝ HIỆU VÀ CHỮ CÁI VIẾT TẮT Ký hiệu/viết tắt Ý nghĩa A Độ giãn dài tương đối, [%] AHSS Thép độ bền cao tiên tiến (Advanced High Strength Steel) Ac1, Ac3 Nhiệt độ bắt đầu, kết thúc chuyển biến austenit nung (trạng thái không cân bằng), [0C] Ae1, Ae3 Nhiệt độ bắt đầu, kết thúc chuyển biến austenit trạng thái cân bằng, [0C] BH Biến cứng nung (Bake Hardening) Bs, Ms Nhiệt độ bắt đầu chuyển biến bainit, mactenxit, CP (Thép) có cấu trúc pha phức hợp (Complex Phase Steel) C0 Hàm lượng cacbon thép, [% khối lượng] Cα Hàm lượng cacbon ferit, [% khối lượng] Cα b Hàm lượng cacbon bainit, [% khối lượng] Cγ Hàm lượng cacbon austenit [% khối lượng] CγIA Hàm lượng cacbon austenit vùng tới hạn, [% khối lượng] Cγd Hàm lượng cacbon austenit dư, [% khối lượng] cnt Nồng độ nguyên tử hòa tan DP (Thép) song pha (Dual Phase Steel) d Kích thước cỡ hạt, [µm] dα Kích thước (cỡ hạt) hạt ferit,[µm] dα’ Kích thước (cỡ hạt) hạt mactenxit, [µm] dγd Kích thước (cỡ hạt) hạt austenit dư, [µm] FLC Đường cong biến dạng tới hạn (Forming Limit Curve) f Tỷ phần thể tích pha hạt phân tán, [%] vii fα , fαb, fγ fα Tỷ phần thể tích ferit, bainit, austenit mactenxit, [%] fα+αb Tỷ phần thể tích ferit + bainit, [%] fα*b Tỷ phần thể tích cuối banit, [%] fγeq Tỷ phần thể tích austenit vùng tới hạn trạng thái cân bằng, [%] fγIA Tỷ phần thể tích austenit nung vùng tới hạn, [%] fγd0 Tỷ phần thể tích austenit dư ban đầu (khi chưa biến dạng), [%] fγd Tỷ phần thể tích austenit dư lại chịu mức độ biến dạng định, [%] HSLA (Thép) hợp kim thấp độ bền cao (High Strength Low Alloy Steel) h, k, l Các số Miller mặt tinh thể IF (Thép) khơng có nguyên tử xen kẽ (Interstitial Free Steel) IF-HS (Thép) nguyên tử xen kẽ độ bền cao (Interstitial Free High Strength Steel) Iα, Iγ Cường độ nhiễu xạ ferit austenit MS Thép mactenxit (Martensite Steel) Ms Nhiệt độ bắt đầu chuyển biến mactenxit, [0C] M sσ Nhiệt độ bắt đầu chuyển biến mactenxit nhờ ứng suất, [0C] M sε Nhiệt độ bắt đầu chuyển biến mactenxit biến dạng, [0C] Rp Giới hạn chảy đơn giới hạn chảy quy ước mức độ biến Rm dạng dẻo 0,2% thử kéo, [MPa] TRIP (Thép) dẻo chuyển biến pha (TRansformation Induced Plasticity Steel) TWIP (Thép) dẻo song tinh (TWinning Induced Plasticity Steel) viii T0 Giá trị nhiệt độ lý thuyết lượng tự austenit mactenxit nhau, [0C] TB Nhiệt độ nguội đẳng nhiệt vùng chuyển biến bainit, [0C] Tnc Nhiệt độ nóng chảy, [0C] Tα+γ Nhiệt độ nung vùng tới hạn, [0C] t Thời gian giữ nhiệt tB Thời gian giữ nhiệt nguội đẳng nhiệt vùng chuyển tα+γ biến bainit, [Phút] Vng Tốc độ nguội, [0C/s] Vth Tốc độ nguội tới hạn, [0C/s] α, α’, γ, αb, θ P Các pha ferit, mactenxit, austenit, bainit, cacbit (hoặc xementit) peclit γc Biến dạng trượt δ Biến dạng dài ε Mức độ biến dạng εh Mức độ cán nguội, [%] εu Mức độ biến dạng đồng kéo εTRIP εα, εαb, εα’ εγd Mức độ biến dạng gây do chuyển pha mactenxit Mức độ biến dạng pha ferit, bainit, mactenxit austenit dư εα+αb Mức độ biến dạng trung bình hỗn hợp pha ferit bainit σ Ứng suất σα,σαb,σα’và σγd Ứng suất (độ bền) chảy động ferit, bainit, mactenxit austenit dư ix DANH MỤC HÌNH VẼ Hình 1.1 Quan hệ giới hạn bền với độ giãn dài số thép kết cấu.[11] Hình 1.2 Tổ chức thép HSLA AHSS [9] Hình 1.3 Quan hệ độ bền kéo độ giãn dài số thép [21] Hình 1.4 Cơ tính thép TRIP, DP HSLA có giới hạn chảy[11] Hình 1.5 Lưu trình cơng nghệ sản xuất thép kinh điển tiên tiến Hình 1.6 Sơ đồ công nghệ cơ-nhiệt sản xuất thép AHSS.[30] 11 Hình 1.7 Hình giản đồ xử lý nhiệt thép TBF 12 Hình 1.8 Một số sản phẩm chế tạo từ thép AHSS[11] 14 Hình 1.9 Sơ đồ xử lý tính thép AHSS dùng dập nóng sản phẩm[35] 15 Hình 2.1 Giản đồ nguội đẳng nhiệt austenit thép TBF 17 Hình 2.2 Mơ tả chuyển biến bainit [14] 17 Hình 2.3 Đường cân lượng T0 ferit austenit [18] 17 Hình 2.4 Mơ tả cách xác định độ bền độ biến dạng vật thể đa pha [32].21 Hình 2.5 So sánh ứng suất vi mơ ứng suất tính tốn xét khơng xét đến đóng góp mactenxit 21 Hình 2.6 Ảnh hưởng nguyên tố hợp kim đến giới hạn chảy ferit [23] 22 Hình 2.7 Đóng góp chế hóa bền đến độ bền thép 23 Hình 2.8 Ảnh hưởng Nb 24 Hình 2.9 Ảnh hưởng Ti đến tính thép TBF 24 Hình 2.10 Lệch dịch chuyển qua biên hạt tổ chức hạt nhỏ 25 Hình 2.11 Mơ tả tích tụ lệch phân giới pha thép TBF 26 Hình 2.12 Tổ chức bainit thép TBF 27 Hình 2.13 Quan hệ ứng suất-biến dạng ferit bainit thép TBF [28] 27 Hình 2.14 Năng lượng tự mactenxit austenite [25] 28 Hình 2.15 Ứng suất cần thiết gây chuyển biến mactenxit tải học [25] 28 Hình 2.16 Mức độ biến dạng pha 29 Hình 2.17 Quan hệ giới hạn bền độ dài số thép TBF[40] 30 x CHƯƠNG KẾT QUẢ VÀ BÀN LUẬN 4.1 Thực nghiệm xử lý nhiệt tạo phôi thép TBF Để lựa chọn mức độ biến dạng nguội thích hợp cho nghiên cứu xử lý cơ-nhiệt, tiến hành thí nghiệm: Đầu tiên, phơi thép sau cán nóng có chiều dày 10 mm cán nguội đến mức tối đa để xem xét giá trị tới hạn biến dạng cán nguội Kết thí nghiệm cho thấy, cán nguội với lượng giảm chiều dày 85%, xuất vết nứt thơ đại mép cạnh (Hình 4.1a) nứt tế vi mặt cắt ngang mẫu (Hình 4.1b) Như vậy, coi mức độ cán 85% giá trị tới hạn biến dạng cán b- nứt tế vi mặt cắt ngang mẫu a- nứt cạnh mặt ngồi Hình 4.1 Rạn nứt mẫu cán nguội 85% Thứ hai, xét ảnh hưởng cán nguội đến cỡ hạt ferit nung Biết rằng, tăng mức độ cán nguội cho phép nhận hạt nhỏ nung Tuy vậy, để lượng hóa quy luật, cần tiến hành thí nghiệm Phơi thép sau cán nóng cắt thành dày 3,4 mm, mm 10 mm, cán nguội đến chiều dày mm, đảm bảo mức độ cán tương ứng 40%, 60% 80%, sau nung nhiệt độ 7500C, 7800C 9000C, giữ nhiệt 10 phút nguội nước 7500C 7800C 9000C Hình 4.2 Tổ chức tế vi sau cán nguội nung nhiệt độ khác Kết cho thấy, hạt bị kéo dài theo phương cán, bề rộng dải cán giảm theo chiều tăng mức độ cán (Hình 4.2) 48 4.2 Tổ chức tế vi thép TBF sau xử lý nhiệt Phase α Phase Bainite Phase γ a- 40% (x500) b- 40% (x500) Phase α Phase Bainite Phase γ b- 60% (x500) Phase α Phase Bainite Phase γ c-80%(x500) Hình 4.1 Tổ chức tế vi mẫu thép cán nguội với mức độ biến dạng khác nung 9000C, giữ nhiệt 15 phút ; giữ nhiệt 420oC 01 phút làm nguội nước 49 Phase α Phase Bainite Phase γ a- 40% (x500) Phase α Phase Bainite Phase γ b- 60% (x500) Phase α Phase γ Phase Bainite c-80% (x500) Hình 4.1 Tổ chức tế vi mẫu thép cán nguội với mức độ biến dạng khác nung 9000C, giữ nhiệt 15 phút ; giữ nhiệt 420oC 02 phút làm nguội nước 50 Phase α Phase γ Phase Bainite a- 40% (x500) Phase α Phase γ Phase Bainite b- 60% (x500) Phase α Phase Bainite Phase γ c- 80% (x500) Hình 4.2 Tổ chức tế vi mẫu thép cán nguội với mức độ biến dạng khác nung 9000C, giữ nhiệt 15 phút ; giữ nhiệt 420oC 10 phút làm nguội nước 51 Thay đổi thời gian giữ nhiệt nhiệt độ chuyển biến bainite mẫu thép nhận thấy kích thước hạt tỷ phần pha có thay đổi Khi tăng thời gian giữ nhiệt lên 10 phút nhận thấy tổ chức vùng sáng có kích thước nhỏ mịn có phân tán bên tổ chức hợp kim nghiên cứu Tuy nhiên, phân tích quang học khó xác định xác thành phần pha xuất thép nghiên cứu 4.3 Kiểm tra tổ chức tế vi phơi thép TBF hệ sau q trình xử lý – nhiệt Từ Hình 4.3 đến Hình 4.7 trình bày ảnh tổ chức tế vi số mẫu đại diện, thấy, tổ chức thép TBF nghiên cứu gồm pha: ferit màu vàng cam, bainit màu nâu đen austenit dư màu vàng sáng Phase Phase Phase γ Hình 4.3 Tổ chức tế vi mẫu thép cán nguội với mức độ biến dạng 80% nung 9000C, giữ nhiệt 15 phút làm nguội nước giữ nhiệt 420oC phút b- phân bố austenit dư (x500) a- ảnh tế vi (x500) Hình 4.4 Phân tích tỷ phần pha 52 Bainit austenit dư phân tán ferit Austenit dư dạng đảo độc lập, có kích thước nhỏ, chủ yếu nằm tiếp giáp với phân giới hạt ferit phần nhỏ nằm vùng bainit Độ hạt phân bố pha phụ thuộc vào trạng thái xử lý nhiệt Bảng 4.1 So sánh đặc trưng tổ chức thép TBF nghiên cứu với tổ chức điển hình thép TBF Tổ chức Kiểu điển hình thép TBF Thép TBF nghiên cứu f, % α 50-60 38,4-73,7 d, µm ≤20 5,4-7,7 ~6,4 So sánh đặc trưng tổ chức thép TBF nghiên cứu với tổ chức điển hình thép TRIP (Bảng 4.1) cho thấy, độ hạt pha nằm giới hạn, tỷ phần pha thép TRIP nghiên cứu bao trùm phạm vi tỷ phần pha điển hình thép TBF 40 60 80 Iron, Fe, (2 0), 1.0119, 124.2515 500 Iron, Fe, (2 1), 1.1684, 99.9111 Iron, Fe, (1 0), 2.0237, 52.4616 Iron, Fe, (2 0), 1.4310, 77.3740 Intensity (cps) 1000 100 120 2- theta (deg) Hình 4.5 Phân tích Xray mẫu biến dạng 80% trước xử lý nhiệt 53 140 100 50 50 54 a) Trước xử lý xử lý nhiệt (2 2) (3 1) (2 0) 100 100 Bainite b) Sau xử lý Hình 4.7 Phân tích ảnh SEM hợp kim nghiên cứu trước sau (1 3) (2 0) (2 2) (1 2) (2 1) (2 0) (2 0 50 (2 0) (2 1 50 (0 2) 50 (1 1) martensite, C0.09 Fe1.91, (1 3), martensite, C0.09 Fe1.91, (2 2), Iron, Fe, (2 0), 1.0103, 124.5848 martensite, C0.09 Fe1.91, (2 0), γ-Fe, austenite, Fe, (2 2), 1.0565 γ-Fe, austenite, Fe, (3 1), 1.1035 martensite, C0.09 Fe1.91, (1 2) Iron, Fe, (2 1), 1.1666, 100.1205 martensite, C0.09 Fe1.91, (2 1 γ-Fe, austenite, Fe, (2 0), 1.2940 martensite, C0.09 Fe1.91, (0 2), Iron, Fe, (2 C0.09 0), 1.4288, 77.5148 martensite, Fe1.91, (2 0) γ-Fe, austenite, Fe, (2 0), 1.8299 γ-Fe, austenite, Fe, (1 1), 2.1130 C0.09 Fe1 Iron, Fe, (1 1martensite, 0), 2.0206, 52.5482 martensite, C0.09 Fe1.91, (1 5.0e+005 (2 0 100 (1 1) (1 100 (1 0) Intensity (cps) 1.0e+006 0.0e+000 γ-Fe, austenite, Fe, 00-052-0513 150 martensite, C0.09 Fe1.91, 00-044-1292 Iron, Fe, 00-001-1252 150 2- theta (deg) Hình 4.6 Phân tích Xray mẫu biến dạng 80% sau xử lý nhiệt Bằng kết phân tích ảnh SEM xác định tổ chức vùng bainite hợp kim nghiên cứu Kết Hình 4.710 Về tính Từ Bảng 4.2 cho thấy, thép TBF nghiên cứu có giới hạn bền trung bình khoảng từ 800 MPa, độ giãn dài tương đối 36%, tích số RmxA nằm dải từ 28774 MPa - So sánh tính thép TBF nghiên cứu với hai thép 10ГHA 30ХГСА dùng làm vỏ động tên lửa (Bảng 4.2) cho thấy, thép nghiên cứu cho độ giãn dài cao gần gấp 1,5 lần; giới hạn bền gấp 1,5÷2 lần thép 10ГHA tương đương cao thép 30ХГСА trạng thái cung cấp Như vậy, khẳng định, thép TBF nghiên cứu đủ điều kiện dùng làm chi tiết ống vỏ quân công nghệ dập, giảm số lượng ngun cơng dập nhờ có tính dẻo tốt - So sánh tính thép TBF nghiên cứu với thép HSLA mác 18Г2С có thành phần CMnSi gần tương đương, cho thấy, thép nghiên cứu có tiêu bền, dẻo vượt trội, giới hạn bền cao từ 1,5-1,8 lần, độ giãn dài cao đến 1,8 lần Bảng 4.2 So sánh tính thép TBF nghiên cứu với số thép Rp Rm (MPa) (MPa) 10ГHA (10MnNiA) ≥375 30ХГСА (30CrMnSiA) (%) A Ghi Tham khảo ≥490 ≥25 Thường hóa TY14-1-2376-78 ≥490 ≥740 ≥20 Thường hóa ГОСТ 11269-76 18Г2С (18Mn2Si) > 300 > 500 > 19 Thường hóa ГОСТ 5781-82 DP 500/800 ≥500 ≥800 14-20 CP 700/800 ≥700 ≥800 10-15 TRIP 450/800 ≥450 ≥800 26-32 Thép NC 471 800 36 Loại thép - So sánh tính thép TBF nghiên cứu với mác thép DP 500/800 CP 700/800 (Bảng 4.2) cho thấy, thép TBF nghiên cứu có giới hạn bền tương đương cao hơn, giới hạn chảy thấp hơn, tiêu khác hệ số hóa bền tiêu dẻo (độ giãn dài hệ số biến cứng) vượt trội - So sánh tính thép TBF nghiên cứu với mác thép TRIP450/800 (Bảng 4.2) cho thấy, thép TBF nghiên cứu có phạm vi tiêu bền dẻo đáp ứng yêu cầu thép TRIP450/800 theo tiêu chuẩn 55 4.4 Thực nghiệm đánh giá tiêu tính thép TBF chế độ biến dạng xử lý nhiệt khác Thay đổi mức độ biến dạng độ bền; mức độ biến dạng tích số Rm*A thay đổi Kết phân tích cho thấy giá trị đạt cao biến dạng 80% Bảng 4.3 Quan hệ giới hạn bền với thời gian giữ nhiệt bainit thép TBF Cơ tính Mẫu Trạng thái Re Rm A Au Rm*A MPa MPa % % Mpa* % A Sau rèn 329 646 22.4 17.2 14470 B Biến dạng – 80% 913 1092 6.3 2.4 6880 C Biến dạng (40%) xử lý bainite 4200C 10 phút 382 478 25 14.2 11950 D Biến dạng (60%) xử lý bainite 4200C 10 phút 384 490 27 15.2 13230 E Biến dạng (80%) xử lý bainite 4200C 10 phút 471 800 36 29.3 28774 Hình 4.8 Biểu đồ nhiễu xạ X-ray mẫu thép trước sau kéo 56 Hình 4.8 trình bày biểu đồ phân tích nhiễu xạ X-ray mẫu biến dạng 80% (mẫu xử lý đẳng nhiệt 4200C, giữ nhiệt 10 phút) trước sau thử kéo, thấy, peak (111)γ, (200)γ, (220)γ làm mềm sau kéo xuất peak mactenxit (110)α’, (200)α’, (211)α’ Như vậy, tỷ phần austenit dư giảm sau biến dạng, hay phần austenit dư chuyển biến thành mactenxit Kết tính tốn có khoảng 8,22% lượng mactenxit hình thành sau kéo Thời gian giữ nhiệt bainit ảnh hưởng đến giới hạn bền theo hướng tăng thời gian giữ nhiệt làm giảm giới hạn bền Điều giải thích tăng thời gian giữ nhiệt, cacbon khuếch tán làm giàu nhiều đến austenit chưa chuyển biến, nên làm hàm lượng cacbon bainit giảm, tức độ rắn độ bền bainit giảm, vậy, tác dụng hóa bền bainit giảm, nên làm giảm giới hạn bền Quy luật báo cáo nghiên cứu C G LEE cơng [16] trình bày Hình 4.9 Hình 4.9 Mối liên hệ (sự ảnh hưởng) thời gian giữ nhiệt đến giới hạn bền Bảng 4.4 Phân tích kết độ cứng Mẫu Vị trí (HV) Vị trí (HV) Vị trí (HV) Trung bình (HV) TBF – 20% 272 262 260 264,6 TBF – 40% 286 276 267 276,3 TBF – 80% 297 284 277 286 Phân tích kết độ cứng Bảng 4.4 nhận thấy: Giá trị độ cứng mẫu sau biến dạng xử lý nhiệt kiểu TBF mẫu biến dạng 80% cho giá trị kết độ cứng cao Kết giá trị độ cứng phù hợp với phân tích tổ chức trình bày 57 KẾT LUẬN Luận văn trình bày tổng quan thép AHSS xác định tính chất đặc thù nhóm thép có tỷ phần pha định độ hạt nhỏ mịn Qua luận văn có số kết luận sau: Đã nghiên cứu số sở lý thuyết tổ chức tính thép TBF, khẳng định, độ bền độ dẻo thép TBF tuân theo lý thuyết trộn pha, phụ thuộc tỷ phần độ bền, độ dẻo pha Thép hóa bền dựa sở lý thuyết - Hóa bền chuyển biến pha: “austenit → bainit + austenit dư” xử lý nhiệt để tạo pha rắn bainit, austenit dư vừa bền, vừa dẻo, nằm xen kẽ ferit để hãm lệch tăng bền, thỏa hiệp độ bền độ dẻo thông qua lý thuyết trộn pha - Hóa bền hạt nhỏ Tạo hạt ferit nhỏ, hạt pha rắn bainit, austenit dư nhỏ mịn nằm xen kẽ ferit để hóa bền tăng cản trở lệch tăng dẻo nhờ chuyển đổi chế biến dạng hạt với hạt tham gia biến dạng dẻo sang chế biến dạng liên hạt với nhiều hạt biến dạng Từ nguồn thép CMnSi với luyện sẵn công ty cổ phần Mirex nhóm tác giả tìm kiếm xác định chế độ xử lý nhiệt phù hợp cho thép với nung lên 900oC giữ nhiệt 15 phút làm nguội đẳng nhiệt 420oC giữ nhiệt 10 phút Qua xác định tổ chức pha hình thành bainite; austenite dư ferrite; giá trị tính thu phù hợp với yêu cầu đặt ban đầu 58 TÀI LIỆU THAM KHẢO [1] Lê Công Dưỡng, Kim loại học Hà Nội: Đại học Bách khoa Hà Nội, 1986 [2] Nguyễn Ngọc Linh, Phan Thanh Bình, Trần Văn Đồn Đinh Bá Trụ, "Các kết nghiên cứu ứng dụng sản xuất sắt xốp Mirex thép hợp kim," Hội nghị KH&CN toàn quốc khí lần thứ III, Hà Nội, 2013 [3] Đỗ Minh Nghiệp Trần Quốc Thắng, Độ bền độ dẻo kim loại Hà Nội: Nhà xuất KH&KT, 2012 [4] Mai Đình Thắng, Nhiệt luyện Hà Nội: Học viện kỹ thuật quân sự, 2000 [5] Mai Đình Thắng, Thép Gang - tập Hà Nội: Học viện kỹ thuật quân sự, 2000 [6] Bùi Minh Trí, Xác xuất thống kê quy hoạch thực nghiệm Hà Nội: Nhà xuất KH&KT, 2006 [7] Đinh Bá Trụ, Cơ sở lý thuyết biến dạng dẻo kim loại Hà Nội: Học viện kỹ thuật quân sự, 2003 [8] Chu Thiên Trường Nguyễn Quang Thuần, Cơ sở lý thuyết chuyển biến pha Hà Nội: Học viện KTQS, 2016 [9] Luận án Tiến sĩ Đinh Văn Hiến [10] S Allain, J.P Chateau, O Bouaziz, M Legros, and X Garat, "Characterization of the mechanical Twinning Microstructure in a High Manganese Content Austenitic Steel," in TRIP-Aided High Strength Ferrous Alloys, Gent: GRIPS, 2002, pp 75-78 [11] K Stuart and K Menachem, “Advanced High-Strength Steels Application Guidelines – Version 5.0” 2014 [12] C C Anya and T N Baker, "The Effect of Silicon on the Grain Size and the Tensile Properties of Low Carbon Steels," Materials Science and Engineering, vol A118, pp 197-2006, 1989 [13] M F Ashby, "The deformation of plastically non-homogeneous," Philosophical Magazine, vol 21, pp 399-424, Sep 2006 [14] M Azuma and N Fujita, "Model for the Prediction of Microstructures and Mechanical Properties of Cold-rolled High Strength Steels," 2013 [15] S.C Baik, S Kim, Y.S Jin, and O Kwon, "Effects of Alloying Elements on Mechanical Properties and Phase Transformation of Cold Rolled TRIP Steel Sheets," ISIJ International, vol 41, no 3, 2001 59 [16] A Basuki and E Aernoudt, "Effect of deformation in the intercritical area on the grain refinement ofretained austenite of 0.4C trip steel ," Scripta Materialia, vol 40, no 9, 1999 [17] Y Bergström, "Work hardening in single- and dual phase steel – a comparison," Journal of Metallurgy, vol 2011, Feb 2011 [18] H Bhadeshia, Bainite in steels - 2nd Edition Cambridge University: Institute of Materials, 2001 [19] H Bhadeshia, Martensite in Steels Cambridge University: Institute of Materials, 2000 [20] Wolfgang Bleck and Andreas , Ohlert, Joachim Frehn, "Niobium in Dual Phase and TRIP steels," 2001 [21] W Bleck, A Frehn, and J Ohlert, "Niobium in Dual Phase and TRIP steels," 2001 [22] W Bleck and Kriangyut Phiu-on, "Grain refinement and mechanical properties in advanced high strength sheet steels," in International Conference of HSLA Steels, Sanya, Hainan, China, 2015, pp 362-367 [23] F C Campbell, Elements of Metallurgy and Engineering Alloys Ohio, USA: ASM International, Materials Park, 2008 [24] Jr Charles-Poole, Encyclopedic Dictionary of Condensed Matter Physics Volume 1, 1st ed.: Elservier, 2004 [25] S Chatterjee and H Bhadeshia, "Transformation induced plasticity assisted steels: stress or strain affected martensitic transformation?," Materials Science and Technology, vol 23, no 9, p 1101, 2007 [26] H, C Chen, H Era, and M Shimizu, "Effect of phosphorus on the formation of retained austenite and mechanical properties in Si-containing low-carbon steel sheet," Metallurgical Transactions A, vol 20, no 3, 1989 [27] I, D CHOI et al., "Deformation Behavior of Low Carbon TRIP Sheet Steels at High Strain Rates," ISIJ International, vol 42, no 12, 2002 [28] B.C De-Cooman, "Structure–properties relationship in TRIP steels containing carbide-free bainite," Current Opinion in Solid State and Materials Science, vol 8, 2004 [29] M.Y Demeri, Advanced High Strength Steels: Science, Technology, and Applications.: Materials Park, Ohio: ASM International, 2013 60 [30] M De-Meyer, D Vanderschueren, De Blauwe, K , and BC De Cooman, "The Characterization of Retained Austenite in TRIP Steels by X-Ray Diffraction," in 41st MWSP Conf Proc, 1999, pp 483-491 [31] J Drumond, O Girina, J F da Silva Filho, N Fonstein, and C A Silva de Oliveira, "Effect of Silicon Content on the Microstructure and Mechanical Properties of Dual-Phase Steels," Metallogr Microstruct Anal., vol 1, pp 217223, 2012 [32] N Fonstein, Advanced High Strength Sheet Steels, 1st ed.: Springer International Publishing, 2015 [33] T Fukagawa, H Okada, and Y Maehara, "Mechanism of red scale defect formation in Si-added hot-rolled steel sheets," ISIJ International, vol 34, no 11, 1994 [34] B Fu et al., "Microstructure and mechanical properties of C–Mn–Al–Si hotrolled TRIP steels with and without Nb based on dynamic transformation," Materials Science and Engineering A, vol 536, pp 265–268, 2012 [35] K Stuart and K Menachem, "Advanced High-Strength Steels Application Guidelines – Version 5.0," 2014 [36] T Minote, S Torizuka, A Ogawa, and A Nikura, "Modeling of Transformation Behavior and Compositional Partitioning in TRIPSteel," ISIJ International, vol 36, no 2, 1996 [37] "Steel Sheet with Well-Balanced Strength and Ductility," FORD/NSC Technical Meeting, NSC, 1989 [38] I, Hashimoto, S Tsukatani and T Inoue, "Effects of silicon and manganese addition on mechanical properties of high-strength hot rolled sheet steel containing retained austenite," ISIJ International, vol 31, no 9, 1991 [39] S Traint et al., "Alloy Design, Processing and Properties of TRIP Steels: A Critical Comparison," in International Conference on AHSS for Automotive Applications, Winter Park, US, 2004, pp 79-98 [40] H Takechi, "Transformation Hardening of Steel Sheet for Automotive Applications," Solid-State Phase Transformations/Research Summary, vol 60, no 12, pp 22-26, Sep 2008 [41] S Mishra and BK Jha, "A Low-Carbon TRIP-Aided Formable Hot Rolled Steel," in Modern LC and ULC Sheet Steels for Cold Forming: Processing and Properties ed W Bleck, Verlag Mainz, Aachen , 1998 [42] C.M Parish, "Fundamental study of phase transformations in Si-Al TRIP steels," 2003 61 [43] J.B.K Lawrence, The Effect of Phase Morphology and Volume Fraction of Retained Austenite on the Formability of Transformation Induced Plasticity Steels, , Queen’s University Kingston Ontario, Canada: Dissertation of Mechanical and Materials Engineering, 2010 [44] Hulka Hulka, "Modern Multi-Phase Steels for the Automotive Industry," Materials Science Forum, vol 414-415, Feb 2003 62 ... CHƯƠNG CƠ SỞ LÝ THUYẾT VỀ TỔ CHỨC VÀ CƠ TÍNH CỦA THÉP CMnSi XỬ LÝ NHIỆT KIỂU TBF 2.1 Nhiệt động học hình thành tổ chức thép TBF yếu tố ảnh hưởng Cơ sở nhiệt động học hình thành tổ chức thép TBF. .. 16 2.1 Nhiệt động học hình thành tổ chức thép TBF yếu tố ảnh hưởng 16 Cơ sở nhiệt động học hình thành tổ chức thép TBF 16 TBF Ảnh hưởng C, Mn, Si đến động học hình thành tổ chức thép ... dạng trượt δ Biến dạng dài ε Mức độ biến dạng εh Mức độ cán nguội, [%] εu Mức độ biến dạng đồng kéo εTRIP εα, εαb, εα’ εγd Mức độ biến dạng gây do chuyển pha mactenxit Mức độ biến dạng pha ferit,