II. THÉP KHÔNG GỈ SONG PHA
2.4.Thiết bị thí nghiệm
2.4.1. Thiết bị nung
Trong quá trình nghiên cứu thử nghiệm các qui trình nhiệt luyện trên mẫu, sử dụng các thiết bị nung của phòng thí nghiệm Kim loại học & Nhiệt luyện, trường Đại học Bách Khoa Hà Nội
Thiết bị nung tôi: Lò nhiệt luyện điều khiển bằng chương trình Nabertherm của Đức sản xuất có nhiệt độ tối đa là 1200oC công suất 3KW.
Hình 2.5.Lò nhiệt luyện điều khiển theo chu trình.
2.4.2. Môi trường làm nguội liên tục
Trong quá trình thực nghiệm đã nghiên cứu ảnh hưởng của các môi trường khác nhau đến tổ chức của thép không gỉ song pha 2205
43
- Môi trường làm nguội trong không khí. - Môi trường nguội cùng lò.
2.4.3. Thiết bị đo độ cứng
Thiết bị đo độ cứng được sử dụng trong nghiên cứu là thiết bị đo độ cứng tế vi Duramin 2 (hình 2.6).
. Hình 2.6. Máy đo độ cứng tế vi Duramin
2.4.4. Thiết bị chụp ảnh tổ chức tế vi.
Thiết bị nghiên cứu tổ chức tế vi: Kính hiển vi quanh học: Axiovert25A với độ phóng đại cao nhất 1000 lần (hình 2.7)- Carl Zeiss Gottingen sản xuất.
44
2.4.5. Thiết bị phân tích nhiễu xạ rơnghen
Thiết bị sử dụng để phân tích Rơnghen là máy phân tích quang phổ phát xạ X’pert PRO do hãng PANalytical (Hà Lan) sản xuất (a) và Xray Smartlab của hảng RIGAKU (b).
(a) (b)
Hình 2.8. Máy phân tích quang phổ phát xạ rơnghen
2.4.6. Thiết bị phân tích EDS và chụp ảnh SEM
Hiển vi điện tử quét phát xạ trường (FE-SEM) tích hợp với phổ kế tán sắc năng lượng tia x (EDS) và đầu dò huỳnh quang catôt (CL): JEOL JSM-7600F (hình 2.9a) và hiển vi điện tử quét JSM-7001A FE-SEM, hãng JEOL (hình 2.9b).
45 (a)
(b)
Hình 2.9. Hiển vi điện tử quét FE-SEM
Trong hiển vi điện tử quét JSM-7001A FE-SEM, hãng JEOL có thêm đầu phân tích EBSD.
46
CHƯƠNG 3: KẾT QUẢ THỰC NGHIỆM
3.1. Sự hình thành tổ chức khi làm nguội liên tục
3.1.1. Kết quả tính toán nhiệt động học bằng phần mềm Thermo-Calc
Sử dụng phần mềm thermo-calc 2016a, database TCFE8.0 để xây dựng giản đồ pha thép không gỉ song pha với thành phần các nguyên tố có trong thép theo kết quả phân tích quang phổ phát xạ theo bảng 2.1. Trên giản đồ pha ở hình 3.1 có thể dự báo sự hình thành các pha khi làm nguội cân bằng từ nhiệt độ nóng chảy 1480oC đến nhiệt độ phòng.
47
Khi làm nguội chậm thép từ pha lỏng, ferit được hình thành trước tiên. Pha này tồn tại trong khoảng nhiệt độ khá rộng (khoảng 200K). Khi hạ thấp nhiệt độ xuống dưới 1400K (1127oC) sẽ xảy ra quá trình chuyển pha từ ferit thành austenit với mạng lập phương tâm mặt (FCC-A1). Khi làm nguội xuống nhiệt độ thấp hơn, hàm lượng austenite sẽ tăng dần. Vùng hai pha ferit/austenit tồn tại trong khoảng nhiệt độ 1200K-1400K (930oC-1130oC). Pha tiết ra từ dung dịch rắn ở nhiệt độ dưới 1200K. Pha hình thành ở nhiệt độ cao chứa các nguyên tố chính là Fe, Cr, Mo (#2). Pha nghèo Mo được hình thành ở nhiệt độ thấp hơn trong khoảng nhiệt độ từ 675oK đến 1200oK (400-900)OC. Tuy nhiên, khi tại nhiệt độ dưới 970K (700oC), không tồn tại ferit. Do có sự tương đồng về thành phần các nguyên tố cũng như kiểu mạng tinh thể của các pha ferit và nên trong trường hợp làm nguội cân bằng đã xảy ra quá trình chuyển biến hoàn toàn ferit thành . Chỉ khi làm nguội xuống dưới 940 K, mới xảy ra sự chuyển biến của thành ferit – tổ chức tồn tại tới nhiệt độ phòng. (adsbygoogle = window.adsbygoogle || []).push({});
Cacbit Cr kiểu M23C6 tạo thành dưới 1000K. Việc hình thành loai cacbit này sẽ làm nghèo Cr ở vùng tiết pha làm giảm khả năng chống ăn mòn tại các vùng này. Cacbit Cr chủ yếu tiết ra ở vùng biên hạt làm tăng nguy cơ ăn mòn tinh giới của thép. Tuy nhiên, trong thép 2205, do lượng cacbon rất thấp nên hàm lượng cacbit được dự đoán là rất thấp nên nguy cơ ăn mòn tinh giới với dòng thép này có thể không cao.
Sự hình thành pha liên kim tính toán theo phần mềm Thermo-Calc cho thấy vùng nhiệt độ tiết pha khá tương đồng với các vùng nhiệt độ chuyển biến đẳng nhiệt T-T-T của thép không gỉ song pha 2205 theo lý thuyết đưa ra ở phần tổng quan.
Qua tính toán nhiệt động học kết hợp với kết quả tính toán/thực nghiệm cho thấy quá trình tiết pha từ dung dịch rắn có thể xảy ra trong vùng nhiệt độ khá rộng (khoảng 300K). Đó cũng là cơ sở của các nghiên cứu về sự hình thành cũng như các yếu tố ảnh hưởng đến quá trình tiết pha mà các nghiên cứu trên thế giới cũng như trong luận văn đề cập đến.
48
Hình 3.2. Hàm lượng các pha phụ thuộc nhiệt độ
Kết quả tính toán thành phần pha tồn tại trong thép ứng với các nhiệt độ khác nhau cho thấy hàm lượng pha đạt giá trị lớn nhất tại nhiệt độ 970K (700oC). Tại nhiệt độ này, pha hàm lượng ferit bằng không. Hình 3.2 cho thấy sự xuất hiện của các pha có trong thép. Pha được sinh ra trong khoảng nhiệt độ khá thấp vào khoảng 925oK (650oC) và có sự xuất hiện của hai pha . Thành phần pha sigma là hỗn hợp của Fe và Cr và hỗn hợp của Fe, Cr và Mo. Pha cacbit cũng được hình
49
thành và chủ yếu là cácbít M23C6với hàm lượng tương đối nhỏ nên trên giản đồ rất khó phân biệt. Trên hình cũng cho thấy hàm lượng pha sigma đạt được trong thép cũng không nhiều chỉ chiếm 0,3% mol là lớn nhất. Tuy nhiên khi pha xuất hiện dù với một lượng rất nhỏ cũng sẽ ảnh hưởng rất lớn đến tính chất của thép song pha 2205.
Hàm lượng pha ở khoảng nhiệt độ 700oC đến 900oC được thể hiện trong hình 3.3.
Hình 3.3. Hàm lượng pha sigma ở khoảng nhiệt độ khảo sát
Như vậy với tính toán nhiệt động học sử dụng phần mềm Thermo-Calc đã dự đoán được sự hình thành pha là có tồn tại trong khoảng nhiệt độ từ 400oC đến 900oC. Do có sự hình thành pha ở nhiệt độ này nên khi làm việc với thép không gỉ song pha thì khoảng nhiệt độ này nên tránh để không ảnh hưởng đến tính chất của thép hoặc giảm tối thiểu ảnh hưởng của pha đến tính chất của thép khi làm việc ở nhiệt độ trên.
50
3.1.2. Tổ chức thép khi làm nguội nhanh
Dựa vào tính toán bằng phần mềm Thermo-Calc ở trên, pha tạo thành do quá trình chuyển pha -ferit . Để nhận được tổ chức hai pha thì thép phải được nung lên vùng nhiệt độ 1200K-1400K. Đây là vùng xuất hiện 2 pha tính toán theo giản đồ. Trong thực tế thép không gỉ song pha sau khi đúc thường được làm nguội chậm cùng khuôn nên nhiều khả năng xuất hiện pha trung gian làm xấu cơ tính của thép. Ngoài ra, sau đúc có thể xuất hiện các vùng thiên tích làm xấu tính chất của thép. Việc ủ thép để tránh hiện tượng tiết pha trung gian và giữ cho thép ở đúng trạng thái song pha (là rất cần thiết.
Thép không gỉ song pha đạt được tính chất tốt nhất, khi hàm lượng giữa hai pha ferrit và austenit phải đạt được là 50% ferit và 50% austenit. Theo tính toán bằng phần mềm Thermo-Calc, tại nhiệt độ 1320K (1050oC) thành phần hai pha ferit và austenit bằng nhau. Do vậy nghiên cứu đã chọn nhiệt độ nung cho thép 2205 là 1050oC. Để bảo tồn tổ chức sau nung, thép được làm nguội nhanh trong nước do khi làm nguội với tốc độ cao sẽ ngăn cản quá trình tiết pha xảy ra.
Hình 3.4. Ảnh tổ chức mẫu thép 2205: (a)-thép ban đầu; (b)- thép sau tôi trong
nước
Tổ chức tế vi của các phôi thương phẩm và mẫu sau nguội nhanh trong nước cho thấy sự tồn tại của austenite (màu sáng) trên nền ferit (tối) (hình 3,4). Các hạt austenite đều có dạng đa cạnh. Tuy nhiên sau nguội nhanh trong nước, hình thái đa cạnh của tổ chức austenite rõ rệt hơn và có kích thước, phân bố khá đồng đều. Với
51
dạng tổ chức như vậy thép sau nguội nhanh sẽ có độ dai cao hơn so với thép thương phẩm. Sử dụng phần mềm phân tích ảnh Materials-Pro Analyzer để xác định thành phần hai pha cho thấy có sự khác biệt về thành phần pha sau nguội nhanh so với thép thương phẩm. Tỷ lệ các pha ferit và austenit gần hơn với tỷ lệ 50/50 (bảng 3.1).
Bảng 3.1. Tỉ phần các pha có trong thép
Loại mẫu % %
Mẫu phôi thương phẩm 57,3 42,7
Mẫu sau tôi làm nguội trong nước 49,6 50,4
Như vậy cho dù phôi thép thương phầm sau khi đúc được xử lý tốt tạo ra được hai pha tuy nhiên hàm lượng giữa hai pha có thể chưa tương đồng nên cần phải ủ để cho thép luôn đạt được tỷ cân bằng giữa hai pha. Điều này cũng phù hợp lý với các tính toán nhiệt động học ở phần trên.
Phân tích pha bằng nhiễu xạ rơngen nhằm mục đích khẳng định sự tồn tại của các pha austenite và ferit sau nguội nhanh đồng thời để xác định liệu có tồn tại các pha khác bằng phương pháp xử lý nhiệt này hay không. Giản đồ nhiễu xạ rơngen các mẫu sau nguội nhanh đươc đưa ra ở hình 3.5.
Hình 3.5. Giản đồ nhiễu xạ mẫu làm nguội trong môi trường nước
52
- Pha với hai pic nhiễu xạ mạnh nhất tương ứng với các góc nhiễu xạ 2 là 43,4o và 50,4o
- Pha với hai pic nhiễu xạ mạnh nhất tương ứng với các góc nhiễu xạ 2 là 44,5o và 64,7. (adsbygoogle = window.adsbygoogle || []).push({});
Kết quả nhiễu xạ tia rơngen cho thấy rõ khi nguội nhanh trong môi trường nước chỉ có sự tồn tại của hai pha và Trên giản đồ nhiễu xạ không thấy xuất hiện các pic nhiễu xạ của các pha trung gian thường gặp trong thép 2205. Như vậy khi mẫu được xử lý nhiệt ở nhiệt độ chỉ tồn tại vùng 2 pha là vàkhi đó nhận được tổ chức đồng nhất giữa hai pha.
3.1.3. Tổ chức tế vi của thép khi làm nguội chậm
Nghiên cứu sự hình thành các pha khi làm nguội chậm được thực hiện với nhiệt độ nung tương tự như khi nguội nhanh. Cách thức làm nguội được lựa chọn là nguội ngoài không khí và nguội cùng lò. Quy trình nhiệt luyện các mẫu thép thương phầm với các chế độ nguội khác nhau được thể hiện ở hình 3.6
53
Thí nghiệm trên các môi trường làm nguội được tiến hành cho ba mẫu. Một mẫu làm nguội cùng lò, một mẫu nguội trong không khí và một mẫu làm nguội nhanh trong môi trường nước. Sử dụng kính hiển vi quang học để chụp ảnh tổ chức của thép không gỉ 2205 với các mẫu với các chế độ nguội khác nhau. Để phân biệt được rõ các tổ chức trong ảnh kim tương, nghiên cứu đã sử dụng phương pháp tẩm thực màu với dung dịch tẩm thực được sử dụng là Beraha.
Hình 3.7. Ảnh tổ chức mẫu ủ 1050oC-40 phút: a-nguội trong nước; b-nguội ngoài không khí; c-nguội cùng lò
54
Ảnh tổ chức tế vi của mẫu khi làm nguội ngoài không khí không có sự khác biệt so với khi làm nguội trong nước (hình 3.7a và 3.7b). Sau nguội ngoài không khí không quan sát thấy sự xuất hiện của các pha lạ. Như vậy có thể thấy rằng, đối với thép 2205, khi nguội ngoài không khí không xảy ra quá trình tiết pha từ dung dịch rắn hoặc nếu có thì pha tiết ra có hàm lượng rất nhỏ, do vậy ít ảnh hưởng đến tổ chức và tính chất của thép. Tuy nhiên, thực nghiệm làm trên đây sử dụng cho những mẫu nhỏ và mỏng. Trong thực tế, khi sử dụng các mẫu lớn hơn có khả năng tốc độ nguội trong lõi sẽ thấp hơn nên có thể sẽ xảy ra quá trình tiết pha bên trong lõi chi tiết. Vậy khi xử lý nhiệt cho thép này nên dùng môi trường làm nguội là nước sẽ đảm bảo được không có sự chênh lệch nhiệt độ giữa bề mặt và lõi của thép khi làm nguội do vậy sẽ đảm bảo được sự đồng nhất về tổ chức trên toàn bộ tiết diện của chi tiết.
Trên hình 3.7c là hình ảnh thép sau khi nguội cùng lò cho thấy trong thép không chỉ có hai pha và mà có sự xuất hiện của pha sáng màu phân bố dọc theo biên giới hạt ferit/austenit. Theo tính toán bằng phần mềm Thermol-Calc thì sự xuất hiện của pha cácbít M23C6 gần như là không xảy ra. Như vậy khả năng pha trung gian được tiết ra là pha liên kim của thép.
3.2. Ảnh hưởng của các thông số cơ bản khi nguội tại nhiệt độ tiết pha 3.2.1. Sự hình thành tổ chức thép khi nguội tại nhiệt độ tiết pha 3.2.1. Sự hình thành tổ chức thép khi nguội tại nhiệt độ tiết pha
Giản đồ động học quá trình tiết pha trung gian của thép không gỉ 2205 cho thấy vùng dung dịch rắn không ổn định nằm trong khoảng nhiệt độ 700oC đến 900oC. Sử dụng phương pháp giữ nhiệt tại nhiệt độ tiết pha nhằm mục đích nghiên cứu các yếu tố ảnh hưởng đến quá trình tiết pha trung gian tại các vùng nhiệt độ trên. Để nghiên cứu bản chất pha của hợp kim, nhiệt độ được lựa chọn là 800oC.
55
Hình 3.8. Ảnh tổ chức tế vi và nhiễu xạ tia rơngen của thép 2205 ở 800oC giữ nhiệt 240 phút
Tổ chức tế vi của thép 2205 khi giữ nhiệt ở 800oC sau 240 phút giữ nhiệt cho thấy sự xuất hiện các pha sáng mầu nằm chủ yếu ở vùng biên giới pha ferit/austenit. Có thể thấy rằng so với tổ chức sau giữ nhiệt ở 1050oC, tổ chức austenite gần như được bảo tồn trong khi các pha liên kim có xu hướng thay thế vào các vùng tổ chức của ferit (vùng tối). Trên giản đồ nhiễu xạ tia rơngen đã thấy sự có mặt của pha
nằm gần với các pic nhiễu xạ mạnh nhất của hai pha ferit và austenitNhư vậy có thể khẳng định, pha liên kim tiết ra từ dung dịch rắn là pha sigma.
56
Hình 3.9. Ảnh SEM và điểm xác định thành phần pha bằng EDS Bảng 3.2. Kết quả phân tích EDS của mẫu
Điểm EDS Fe Cr Mn Ni Mo Pha
Điểm 1 56.6 22.9 0.5 4.7 10.5 Điểm 2 58.0 26 0.8 3 8.2 Điểm 3 61.4 19.7 1.9 7.5 5.4 Điểm 4 66,2 21,2 1,6 6,7 4,0 Điểm 5 53,8 25,8 1,6 1,9 15,7 (a) (b)
57
Thành phần nguyên tố trong pha gồm có các nguyên tố Fe, Cr, Ni, Mo với công thức gần đúng là Fe60Cr30Mo7Ni3. Trong pha hàm lượng nguyên tố Mo là rất lớn so với hàm lượng Mo có trong thép. Ảnh điện tử thứ cấp chụp từ kính hiển vi điện tử phát xạ trường cho thấy các pha sigma sau thời gian giữ nhiệt khá dài (240 phút) có xu hướng bao quanh các hạt austenite ban đầu (hình 3,9a). Khi sử dụng dung dịch tẩm thực mạnh với thời gian tẩm thực lâu hơn, đã xuất hiện những vùng bị xâm thực rất mạnh nằm trên ranh giới pha austenite/sigma (hình 3.9b).
Kết quả phân tích thành phần nguyên tố trong các pha bằng phổ phân tán năng lượng (EDS) tích hợp trên hiển vi điện tử quét tại các vùng khác nhau trên ảnh hiển vi điện tử được trình bày ở bảng 3.4. Trên bảng 3.4 cho thấy được thành phần các nguyên tố ở vùng biên hạt (điểm 1, 2 và điểm 5) có hàm lượng của Mo rất cao chứng tỏ pha sigma chứa một lượng lớn Mo. Trong khi đó, ở các vùng lân cận (điểm 3,4) có hàm lượng Mo thấp hơn, đặc biệt là chứa nhiều Ni là nguyên tố thúc đẩy sự tồn tại của austenite. So sánh với các điểm còn lại thì hàm lượng Mo trong các pha còn lại rất thấp. Hàm lượng Cr trong các pha khảo sát khá cao (trên 19%) nên nguyên nhân thép bị xâm thực mạnh ở vùng biên pha chủ yếu là do chênh lệch về thế điện cực ở các vùng pha này.
Kết quả được khẳng định rõ nét nhất sự tồn tại và phân bố của các pha trong tổ chức nguội đẳng nhiệt của thép được thực hiện thông qua các phân tích kết hợp giữa