Chương II . HỢP KIM VÀ BIẾN ĐỔI TỔ CHỨC

* 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

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.

- Như vậy chuyển biến pha cần độ quá nguội ∆T khi đó động lực chuyển pha

sẽ là hiệu năng lượng giữa hai pha ở nhiệt độ đã cho: ∆F = Fr - Fl < 0

b Hai quá trình của sự kết tinh

*Sự sinh mầm kết tinh

- 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

trong nền pha cũ (pha mẹ) và có thể phát triển

trong quá trình chuyển pha

- Là mầm không tự sinh ra trong

lòng pha nền mà dựa vào các vị trí có

“khuyết tật” Đó là những phần tử

rắn có sẵn trong lòng kim loại lỏng

Các nhân nguyên tử sắp xếp có trật tự

sẽ gắn vào đó mà phát triển 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

- 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:

n – Tốc độ tạo mầm.

⇒ Nguyên lý tạo hạt nhỏ, khi đúc là tăng tốc độ tạo mầm n và giảm tốc độ phát

triển mầm v.

Các phương pháp làm hạt nhỏ khi đúc

- Gồm 2 phương pháp chính là: tăng độ quá nguội, và biến tính

+ Tăng độ quá nguội

Khi tăng độ quá nguội, tốc độ tạo mầm n, và tốc độ phát triển mầm v đều tăng, nhưng n tăng nhanh hơn v, nên làm hạt nhỏ đi

Trong sản xuất đúc điều này thể hiện rất rõ ràng: Độ quá nguội phụ thuộc vào tốc

độ nguội: Tốc độ nguội càng nhanh, độ quá nguội càng lớn

+ Làm khuôn bằng kim loại;

+ Dùng nước làm nguội liên tục cho khuôn kin loại.

+ Phương pháp biến tính

- Kết hợp với tạp chất trong khi kim loại lỏng tạo thành các hợp chất khó chảy,

không tan lơ lửng trong lòng khối kim loại lỏng, tạo mầm có sẵn – Tạo mầm ký sinh – Tăng tốc độ tạo mầm;

(VD cho khoảng 20g đến 50g Al cho 1 tấm thép lỏng) với lượng nhôm này chỉ đủ kết hợp với ôxy, và nitơ hoà tan trong thép lỏng toạ thành AL2O3 hoặc AlN phân tán đều).

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

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

⇒ Đây là phương pháp hiệu quả nhất để nhận được hạt nhỏ, do đó làm biến đổi tính chất (cơ tính), nên gọi là phương pháp biến tính

- Hình 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 đúc

a Cấu tạo tinh thể

+ Lớp vỏ ngoài cùng gồm những hạt nhỏ đẳng trục ( vùng 1)

Do tốc độ nguội ở thành khuôn lớn

lên quá nguội (∆Tlớn) và thành

khuôn có độ nhấp nhô nên tạo điều

kiện để mầm có sẵn

+ Vùng trung gian tiếp theo có dạng

hình trụ ( vùng 2) theo phương

vuông góc với thành khuôn

Do nhiệt độ ở thành khuôn lớn nên độ quá nguội (∆T thấp) và hạt phát triển ngược chiều với phương tản nhiệt mà phương tản nhiệt theo chiều vuông góc với thành khuôn là ngắn nhất

+ Vùng trung tâm ( vùng 3) gồm các hạt lớn đẳng trục

Do nhiệt độ ở thanh khuôn lớn nên độ quá nguội ∆Tnhỏ, mặt khác tốc độ tản nhiệt chậm và xung quanh có nhiệt độ gần như giống nhau nên gần như được kết tinh đồng thời, phương tản nhiệt không rõ ràng coi như đều về mọi phía.

+ Rỗ co là hiện tượng khi kết tinh xuất hiện các lỗ hổng nhỏ

trong khắp thể tích của vật đúc, do kim loại lỏng không kịp

bổ xung và phần thể tích nhỏ đã bị co lại

- Đặc điểm:

+ Lượng cơ khi kết tinh là một giá trị cố định Khi thể tích

lõm co tăng thì tổng thể tích rỗ co giảm đi và ngược lại

+ Dạng khuyết tật này là đương nhiên không thể làm mất

được vì đó là bản chất của kim loại

+ Ảnh hưởng không tốt đến cơ tính đối với thỏi đúc khi gia công tiếp theo

+ Sử dụng đầu ngót để khắc phục hiện tượng lõm co của vật đúc

* Rỗ khí

- Khái niệm:

Hiện tượng những túi khí nhỏ được tạo nên trong quá trình kết tinh do độ hòa tan của khí trong kim lọai giảm đi đột ngột khí thoắt ra không kịp bị mắc kẹt

- Đặc điểm: + Làm giảm mật độ hạt, làm xấu cơ tính

+ Tạo vết nứt tế vi khi gia công bằng áp lực+ Khắc phục bằng cách khử khí tốt trước khi tót hay đúc chân không

* Thiên tích

- Khái niệm: Là hiện tượng phân bố tạp chất hoặc nguyên tố

cho thêm không đồng đều trong thể tích vật đúc

- Nguyên nhân: là do sự khác nhau về khả năng hòa tan, sự

hạn chế khuyếch tán trong pha lỏng và pha rắn

-Phân loại:

+ Thiên tích vĩ mô-thiên tích vùng

+ Thiên tích vi mô-thiên tích nhánh cây- phạm vi một hạt

-Đặc điểm:

+ Làm xấu cơ tính, giảm độ bền, giảm khả năng gia công bằng áp lực….

+ Do bản chất vật lý của quá trình kết tinh lên không thể loại bỏ được

+ Khắc phục bằng cách khuấy đều trước khi rót làm nguội nhanh( giảm thiên tích vùng) và ủ khuyếch tán sau khi đúc( giảm thiên tích nhánh cây)

2.2 Cấu trúc tinh thể của hợp kim

2.1.1 Khái niệm về hợp kim Dung dịch rắn

2.1.1.1 Khái niệm hợp kim

Hợp kim là hỗn hợp đồng nhất về mặt tổ chức của từ hai nguyên tố trở

lên trong đó có ít nhất một nguyên tố là kim loại đóng vai trò chính tức là có hàm lượng lớn nhất, tính chất của nó thể hiện rõ rệt nhất

2.1.1.2 Đặc điểm của hợp kim

- Hợp kim dễ sản xuất hơn so với kim loại nguyên chất

- Hợp kim có nhiều tính chất tốt hơn so với kim loại nguyên chất

- Hợp kim có thể tạo ra những tính chất đặc biệt mà kim loại nguyên chất không thể có

- Hợp kim có giá thành rẻ hơn so với kim loại nguyên chất

- Hợp kim có tính công nghệ cao hơn so với kim loại nguyên chất và được thể hiện ở: Tính dẻo: Khi sử dụng hợp kim cho tính dẻo cao, do đó khả năng biến dạng dẻo tốt, dễ dàng cho việc gia công áp lực

Tính đúc: Khi sử dụng các hợp kim có thể thu được điều kiện nóng chảy thấp hơn kim loại nguyên chất, do đó tính chẩy loảng cao nên có thể điền đầy các lòng khuôn phức tạp

Tính cắt gọt tốt hơn

Chính vì thế trong thực tế hầu như chỉ sử dụng hợp kim

2.1.1.3 Các định nghĩa cơ bản về hợp kim

- Pha (F): là cấu phần đồng nhất của hợp kim cùng tổ chức và cùng trạng thái (khi ở trạng thái rắn phải có cùng kiểu mạng và thông số mạng), được ngăn cách bằng một bề mặt phân pha đủ lớn

- Hệ: là tập hợp các pha ở trạng thái cân bằng (các pha tồn tại ổn định trong một điều kiện bên ngoài xác định)

- Hệ cân bằng: hệ được coi là hệ cân bằng khi các qúa trình xảy ra trong hệ có tính thuận nghịch

Qúa trình thuận nghịch: những qúa trình mà khi có sự thay đổi của một yếu tố bên ngoài hoặc bên trong sẽ làm hệ biến đổi theo một hướng Khi yếu tố bên ngoài

đó thay đổi theo chiều ngược lại và đi qua các giai đoạn như hướng biến đổi trước

- Cấu tử (nguyên) (N): là những cấu phần độc lập của hệ (có thể là đơn chất hoặc hợp chất) có thành phần hóa học ổn định mà nó có nhiệm vụ cấu tạo nên tất

N: là số cấu tử cấu tạo nên hệ

F: là số pha của hệ tại điểm tính bậc tự do

2: là số yếu tố bên ngoài (P, T0)

Trong thực tế, coi P = const nên: T = N - F + 1 (công thức Gibbs)

Ý nghĩa của bậc tự do: giúp chúng ta biết được trạng thái của hệ Khi T = 0 thì

hệ sẽ suy biến thành một điểm

Nếu T = 0 tức là F = N + 1 khi đó hệ là vô biến, hay không có yếu tố nào (nhiệt

độ hay thành phần) có thể thay đổi được Ví dụ kim loại nguyên chất (N = 1) khi nóng chảy hay kết tinh sẽ tồn tại 2 pha (F = 2 nên T = 0), điều này chứng tỏ kim loại nguyên chất nóng chảy sau kết tinh ở nhiệt độ không đổi (vì trong hệ một nguyên không có biến số về thành phần hóa học)

Nếu T = 1 tức là F = N hệ là đơn biến tức là chỉ có một yếu tố (hoặc nhiệt độ hoặc là thành phần) có thể thay đổi được Ví dụ hợp kim Cu - Ni khi nung nóng sẽ biến thành dung dịch lỏng, vì vậy số pha F = 2 nên T = 1 do N = 2, điều này chứng

tỏ quá trình nóng chảy của hợp kim Cu - Ni xảy ra trong một khoảng nhiệt độ hoặc

là tại một nhiệt độ nào đấy trong quá trình nóng chảy ta có thêm vào một ít Cu (hoặc Ni) mà vẫn không làm thay đổi số pha của hệ

Nếu T = 2 tức là F = N - 1 hệ là nhị biến tức là cùng một lúc có thể thay đổi cả

2 yếu tố nhiệt độ và thành phần Ví dụ, phần lớn các hợp kim 2 nguyên ở trạng thái lỏng đều hòa tan vô hạn vào nhau nên chỉ có tổ chức một pha là dung dịch lỏng, điều này chứng tỏ ở trạng thái lỏng ta có thể thay đổi thành phần hoặc nhiệt độ khá

2.1.2.2 Phân loại dung dịch rắn

Dựa vào kiểu hòa tan của chất tan trọng mạng dung môi, nghĩa là kiểu sắp xếp của nguyên tử chất tan trong mạng tinh thể dung môi thì dung dịch rắn được phân thành: dung dịch rắn thay thế, dung dịch rắn xen kẽ và dung dịch rắn có trật tự.

a Dung dịch rắn thay thế

- Khái niệm: Dung dịch rắn thay thế là

dung dịch rắn trong đó các nguyên tử chất

tan chiếm chỗ của nguyên tử dung môi tại

vị trí các nút mạng

- Đặc điểm: Dung dịch rắn thay thế giữ

nguyên kiểu mạng của dung môi nhưng tạo ra các sai lệch điểm trong mạng tinh thể nên tạo ứng suất dư trong mạng và dấu của ứng suất dư phụ thuộc vào đường kính nguyên tử chất tan

- Điều kiện tạo dung dịch rắn thay thế:

Điều kiện kích thước:

Trong đó:

dA: đường kính nguyên tử dung môi

dB: đường kính nguyên tử chất tanNếu sai khác đường kính nguyên tử càng nhỏ thì càng dễ tạo dung dịch rắn thay thế

- Các loại dung dịch rắn thay thế: Dung dịch rắn thay thế có thể có dạng hòa tan vô hạn hoặc hòa tan có hạn

Dung dịch rắn thay thế hòa tan có hạn: tồn tại một giới hạn hòa tan của chất tan trong dung môi

Tỉ lệ dung môi xA: xA + xB = 1

Tỉ lệ chất tan xB: xB < 1

Dung dịch rắn thay thế hòa tan vô hạn: xB = 1

- Điều kiện tạo thành hòa tan vô hạn:

+ Dung môi và chất tan phải có cùng kiểu mạng

Từ nguyên lý "thay thế" thấy rằng: nếu hai nguyên A và B hòa tan vô hạn vào nhau thì chúng phải có kiểu mạng giống nhau Điều kiện giống nhau về kiểu mạng chỉ mới là điều kiện cần Khả năng tạo thành dung dịch rắn vô hạn còn phụ thuộc vào nhiều yếu tố khác Nhiều nguyên tố có kiểu mạng giống nhau nhưng chưa chắc

đã tạo nên dung dịch rắn vô hạn Dựa vào bảng hệ thống tuần hoàn ta thấy thông thường các nguyên tố cùng một chu kỳ thì có kiểu mạng giống nhau

Sự tương quan về đường kính nguyên tử khi đường kính nguyên tử của các

nguyên thành phần A và B không giống nhau nên khi hòa tan vào nhau chúng tạo

ra sai lệch điểm và xung quanh một nguyên tử hoà tan xuất hiện trường sai lệch đàn hồi Sự sai khác đường kính nguyên tử giữa các nguyên A và B càng lớn, nồng

độ hòa tan càng cao thì mức độ sai lệch mạng càng nhiều và đến một mức nào đó mạng trở nên không ổn định Khi đó, sự sai khác về đường kính nguyên tử chất tan (dB) và đường kính nguyên tử dung môi (dA) không vượt quá 15% Điều này giải thích tại sao đại đa số các dung dịch rắn thay thế được tạo thành giữa các kim loại với nhau, chỉ một số ít trường hợp là giữa kim loại và á kim

+ Chỉ số nồng độ điện tử Ce (số điện tử hóa trị của dung dịch rắn tạo thành) phải nhỏ hơn Ce giới hạn

+ Tương quan về độ âm điện ( χ ): Sai khác về độ âm điện càng nhỏ thì khả năng hòa tan vô hạn càng tăng

b Dung dịch rắn xen kẽ

- Khái niệm: Dung dịch rắn xen kẽ là loại dung dịch rắn mà các nguyên tử chất tan đi vào vị trí các lỗ hổng trong mạng tinh thể dung môi

- Đặc điểm của dung dịch rắn xen kẽ:

+ Giữ nguyên kiểu mạng của dung

môi, tồn tại các sai lệch điểm loại nút xen

kẽ, tạo ra trường ứng suất lớn hơn do kích

thước lỗ hổng nhỏ hơn nhiều so với

đường kính nguyên tử

+ Không thể xảy ra dạng dung dịch rắn hòa tan vô hạn

+ Dung dịch rắn xen kẽ có độ bền và độ cứng cao hơn so với dung dịch rắn thay thế do mức độ xô lệch mạng lớn hơn

- Điều kiện kích thước tạo dung dịch rắn xen kẽ:

Nếu sai khác nguyên tử càng lớn thì càng dễ tạo ra dung dịch rắn xen kẽ

c Dung dịch rắn có trật tự

Chỉ xảy ra với dung dịch rắn thay thế Trong trường hợp này các nguyên tử chất tan được sắp xếp theo một quy luật xác định

- Điều kiện tạo dung dịch rắn có trật tự:

Trong đó:

EA: Năng lượng biên của miền Brillouin trong chất tan

EB: Năng lượng biên của miền Brillouin trong dung môi

d.Tính chất chung của dung dịch rắn

- Mang tính chất của dung môi: với hợp kim, dung môi phải là kim loại do đó dung dịch rắn mang tính kim loại

- Trong dung dịch rắn tồn tại nhiều khuyết tật mạng do sự xen kẽ hoặc thay thếcủa các nguyên tử chất tan, mức năng lượng tự do cao hơn nguyên tử nguyên chất do đó kém ổn định hơn

- Độ bền, độ cứng và độ rắn thường cao hơn kim loại nguyên chất

2.2 Pha trung gian

2.2.1 Khái niệm

Các pha trung gian là dạng cấu trúc hợp kim tạo bởi các cấu tử có kiểu mạng riêng biệt của mình, không phụ thuộc vào kiểu mạng của các nguyên tạo ra nó

2.2.2 Các loại pha trung gian

Các pha trung gian có rất nhiều loại khác nhau phụ thuộc vào kích thước nguyên tử tương đối giữa các nguyên, hóa trị của các nguyên và vị trí của các nguyên trong bảng hệ thống tuần hoàn:

- Hợp chất hóa học hóa trị - Pha Lavies

- Pha xen kẽ - Pha σ

- Pha điện tử - Cấu trúc khuyết

2.2.2.1 Hợp chất hóa học hóa trị

Là pha được tạo thành trên cơ sở các nguyên tố có tính chất hóa học khác nhau theo liên kết hóa trị (Fe2O3, FeO, Al2O3, SiO2 ) Loại này ít gặp trong hợp kim.2.2.2.2 Pha xen kẽ

Là các pha tạo thành có kiểu mạng riêng và là hợp chất hóa học tạo nên giữa các kim loại ở nhóm chuyển tiếp có đường kính nguyên tử lớn với các á kim có đường kính nguyên tử bé và thỏa mãn điều kiện kích thước:

- Khi dB/ dA < 0,59 tạo thành pha xen kẽ với các kiểu mạng đơn giản của các nguyên tố kim loại, có kiểu mạng khác cả A và B (pha xen kẽ đơn giản) Thường là các loại các bít VC, WC, TiC

Đặc điểm: Độ hạt nhỏ, độ cứng và độ bền cao, được dùng làm các pha hóa bền

lý tưởng cho hợp kim

- Khi dB/ dA > 0,59 tạo thành pha xen kẽ có kiểu mạng tinh thể phức tạp, có tới hàng chục ô cơ bản trong một nguyên tử (pha xen kẽ phức tạp) Ví dụ : Fe3C,

Mn3C, Cr7C3

Đặc điểm: Có kiểu mạng rất phức tạp

Tính chất: Có độ cứng, độ bền cao và nhiệt độ nóng chảy cao Thường dùng hóa bền cho hợp kim làm việc ở nhiệt độ thường

2.2.2.3 Pha điện tử (Pha Hum - Rôzêri)

Là pha tạo nên bởi các kim loại có hóa trị khác nhau, được hình thành có kiểu mạng riêng nhưng phải thỏa mãn quy luật về trị số nồng độ điện tử Ce

Pha điện tử có ba dạng cơ bản:

- Pha β: Ce = 3 / 2 - Có kiểu mạng lập phương thể tâm A2

- Pha γ: Ce = 21 / 13 - Có kiểu mạng lập phương phức tạp với 52 nguyên tử trong một ô cơ bản

- Pha ε: Ce = 7 / 4 - Có kiểu mạng lục giác

Là hợp kim của nhóm các kim loại chuyển tiếp mà có thành phần không đổi thường được biểu diễn bằng công thức AB2 (MgCu2, CuZn2 ).

Đặc điểm của pha Laves: rất giòn làm giảm cơ tính của hợp kim, do đó trong sản xuất hợp kim tránh sự xuất hiện của pha Laves

Pha Laves có cấu trúc mạng tinh thể theo hệ lập phương và lục giác

2.2.2.5 Pha σ

Là các pha trung gian có dải thành phần từ A4B→ AB4

Đặc điểm: pha σ có kiểu mạng rất phức tạp, tính giòn rất cao, vùng thành phần rộng do đó làm giảm cơ tính rất mạnh của hợp kim, khi lựa chọn hợp kim tránh hình thành pha σ

Các loại giản đồ trạng thái:

- Giản đồ một nguyên - Giản đồ ba nguyên

- Giản đồ hai nguyên - Giản đồ bốn nguyên

2.3.3.2 ý nghĩa và phương pháp xây dựng giản đồ trạng thái

a ý nghĩa

- Dùng để xác định tổ chức của hợp kim theo các điều kiện bên ngoài và bên trong (nhiệt độ và thành phần)

- Xác định các trạng thái tới hạn của hợp kim ở tất cả các vị trí để phục vụ cho

xử lí nhiệt luyện hợp kim

- Lựa chọn phương án sản xuất hợp kim một cách hợp lý nhất

b Phương pháp xây dựng

- Hệ tọa độ của giản

đồ hai nguyên là nhiệt

người ta chế tạo các mẫu hợp kim có thành phần thay đổi từ 100%A → 100%B Sau đó nung đến trạng thái lỏng hoàn toàn các mẫu rồi cho kết tinh với một tốc độ kết tinh đủ chậm để đo, đánh dấu các điểm chuyển biến và nối các điểm cùng tính chất lại thu được giản đồ trạng thái.

2.3.2 Giản đồ pha hệ hai cấu tử

2.3.2.1 Giản đồ hệ hai cấu tử hòa tan vô hạn ở trạng thái lỏng và trạng thái rắn

Phần lớn trường hợp hai nguyên hòa tan vô hạn ở trạng thái lỏng, nhưng số trường hợp hòa tan vô hạn ở trạng thái rắn lại rất ít, đó là trường hợp của hệ: Cu - Ni; Au - Ag; Au - Pt; Fe - Ni; Au - Ni; Cr - Mo

- Dạng giản đồ:

- Các đường trên giản đồ:

TA m TB: là đường lỏng

TA n TB: là đường đặc

α: dung dịch rắn thay thế của

B trong A hoặc A trong B

Điểm TA và TB ứng với nhiệt

độ nóng chảy của hai kim loại nguyên chất tạo nên hệ hợp kim

- Sự kết tinh của kim loại điển hình: Trên điểm (1) - hợp kim lỏng

Từ điểm (1) đến (2) - lỏng chuyển sang rắn Dưới điểm (2) - kết thúc kết tinh α

- Đường nguội của hợp kim điển hình: hình vẽ

Phía trên đường lỏng là vùng tồn tại của dung dịch lỏng, phía dưới đường đặc là vùng tồn tại của dung dịch rắn (α), trong khoảng giữa 2 đường lỏng và đặc gồm có

cả 2 pha: dung dịch rắn và dung dịch lỏng, đấy là vùng ứng với sự kết tinh hay nóng chảy của hợp kim

- Đặc điểm của hợp kim:

thành phần pha trong hợp kim:

Khảo sát hợp kim chứa x

%B ở nhiệt độ t0 trạng thái này được biểu diễn bởi điểm Q Giả sử ở nhiệt độ đã cho, hợp kim bao gồm 2 pha M và N, trong pha M có chứa x1%B, còn trong pha N chỉ chứa x2%B Ta cần tìm lượng tương đối của 2 pha đó là m và n trong một đơn

vị của hợp kim Ta thấy m.x1 là lượng chứa của B trong M; n.x2 là lượng chứa của

B trong N nên:

Quy tắc này giúp tính được tỷ lệ pha của hợp kim nếu nó cấu tạo bởi 2 pha

2.3.2.2 Giản đồ hệ hai nguyên hòa tan vô hạn ở lỏng, không hòa tan ở trạng thái rắn và có tạo thành cùng tinh

Trong thực tế, cũng có gặp trường hợp hai nguyên hòa tan vô hạn vào

nhau ở trạng thái lỏng, nhưng ở trạng thái rắn lại hoàn toàn không hòa tan vào nhau, đó là trường hợp của các hệ: Pb - Sb; Sn - Zn

- Dạng giản đồ: không hòa

(đường cùng tinh, điểm Q

gọi là điểm cùng tinh)

Đường lỏng và đường

đặc phân giản đồ làm 4 khu vực Khu vực phía trên đường lỏng là vùng tồn tại dung dịch lỏng, khu vực giữa đường lỏng TAQ và đường đặc là vùng tồn tại của 2 pha dung dịch lỏng (L) và tinh thể A, khu vực giữa đường lỏng TBQ và đường đặc

là vùng tồn tại của hai pha dung dịch lỏng (L) và tinh thể B, khu vực phía dưới đường đặc là vùng tồn tại của hai pha rắn A và B

Do 2 nguyên hòa tan vô hạn vào nhau ở trạng thái lỏng nên có thể tạo nên dung dịch lỏng, vô hạn (L) ở trạng thái rắn chúng không hòa tan vào nhau tạo nên dung dịch rắn mà vẫn nằm ở trạng thái gồm các nguyên nguyên chất A và B Vậy các pha có thể tạo nên trong giản đồ này là dung dịch lỏng, nguyên nguyên chất A

và B nên số pha lớn nhất F = 3

- Hợp kim có thành phần ứng với điểm Q có đặc trưng là có nhiệt độ nóng chảy thấp, kết tinh ở nhiệt độ không đổi và kết tinh ra ngay hai pha rắn một lúc Điểm Q

được gọi là điểm cùng tinh, phản ứng cùng tinh xảy ra như sau: LQ → [A + B] (cùng một lúc kết tinh ra cả A và B)

Hợp kim ở bên trái điểm Q gọi là hợp kim trước cùng tinh, sau điểm Q gọi là hợp kim sau cùng tinh

- Đường nguội của hợp kim điển hình: hình vẽ

- Đặc điểm của hợp kim

+ Tính dẻo kém do sự xuất hiện của cùng tinh [A + B]

+ Nhiệt độ nóng chảy của hợp kim giảm dần, thấp nhất tại thành phần cùng tinh nên hay dùng để sản xuất đúc

+ Cũng do xuất hiện cùng tinh [A + B] nên độ phân tán, độ cứng cao dẫn đến khó gia công áp lực

* Tam giác Tam man để xác định lượng cùng tinh:

- Quy tắc đòn bẩy: Hợp kim I sau khi kết tinh xong có tổ chức A + [A + B] trong

đó tinh thể A biểu diễn ở điểm C và

cùng tinh [A + B] biểu diễn tại

điểm E

Do vậy:

- Trong hình vẽ trên, nếu coi EF là

100% lượng cùng tinh thì các đoạn

thẳng vuông góc với CD và nằm

trong các tam giác CEF và DEF sẽ

chỉ rõ lượng cùng tinh của các hợp

kim tương ứng (hình a) Tương tự,

cũng có thể xác định lượng pha A

(hình b) và pha B (hình c)

2.3.2.3 Giản đồ hệ hai nguyên hòa tan vô hạn ở trạng thái lỏng, hòa tan có hạn

ở trạng thái rắn và có tạo thành cùng tinh

- Giản đồ trạng thái:

- Các đường trên giản đồ:TA Q TB: là đường lỏng

TA P Q R TB: là đường đặc

P Q R: đường cùng tinhQ: điểm cùng tinhPE: đường giới hạn hoà tan của B trong A theo nhiệt độ

RF: đường giới hạn hoà tan của A trong B theo nhiệt độ

α: dung dịch rắn xen kẽ của B trong A

β: dung dịch rắn xen kẽ của A trong B

αII, βII: vẫn là α, β nhưng được tiết ra ở trạng thái rắn

[α + β]: hỗn hợp cơ học cùng tinh của A và B

- Đường nguội của hợp kim điển hình: hình vẽ

- Đặc điểm của hợp kim: có hai vùng

nguyên hòa tan vô hạn ở

lỏng và tạo thành bao tinh

- Các đường trên giản đồ :

TA M TB: là đường lỏng

TA N P TB: là đường đặc

M N P: đường bao tinh, xảy

ra phản ứng bao tinh

Fe3C Trong thực tế, Fe với C tồn tại ở 3 dạng hợp chất là FeC, Fe2C, Fe3C song xêmentít (Fe3C) ổn định về thành phần hóa học ở mọi nhiệt độ nhỏ hơn nhiệt độ nóng chảy nên dùng Fe3C làm cấu tử.

Trên giản đồ, đường ABCD là đường lỏng

Đường AHJECF là đường đặc

- Xementit thứ hai (XeII): là loại được tiết ra từ dung dịch rắn Auxtenit ở trong khoảng nhiệt độ (727 ÷ 1147)0C khi độ hòa tan của cacbon ở trong pha này giảm từ 2,14% xuống còn 0,8% do vậy XeII có trong hợp kim với thành phần các bon lớn

hơn 0,8% Do tạo từ pha rắn và ở nhiệt độ không cao lắm nên XeII có tổ chức hạt nhỏ hơn, do được tiết ra từ Auxtenit nên thường ở dạng lưới bao quanh Auxtenit.

- Xemetit thứ ba (XeIII): là loại được tiết ra từ dung dịch rắn Ferit ở trong khoảng nhiệt độ thấp hơn 7270C khi độ hòa tan giới hạn của cácbon trong Ferit giảm từ 0,02% xuống 0,006% XeIII có ở trong mọi hợp kim có thành phần C lớn hơn 0,006% nhưng với lượng rất ít Do tạo nên từ pha rắn và ở nhiệt độ thấp, khả năng khuếch tán của nguyên tử rất kém nên XeIII thường ở dạng mạng lưới hay hạt rất nhỏ bên cạnh Ferit

Các dạng Xementit không khác nhau về bản chất pha, chỉ khác nhau về kích thước hạt và sự phân bố do điều kiện tạo thành khác nhau

- Ferit (ký hiệu là F hay α): là dung dịch rắn xen kẽ của cacbon ở trong Fe(α), có mạng lập phương thể tâm nên khả năng hòa tan của cacbon ở trong Fe(α) là không đáng kể, lớn nhất ở 7270C là 0,02% và nhỏ nhất ở nhiệt độ thường là 0,006%

- Auxtenit (kí hiệu là As hay γ): là dung dịch rắn xen kẽ của cacbon trong Fe(),

có mạng lập phương diện tâm nên khả năng hòa tan cacbon của Fe(γ) khá lớn, lớn nhất ở nhiệt độ 11470C với 2,14% và nhỏ nhất ở 7270C với 0,8%C

Auxtenit rất dẻo và dai khi các nguyên tố khác hòa tan vào không những làm

độ cứng tăng lên và độ dẻo độ dai giảm đi đáng kể mà còn làm thay đổi động học chuyển biến do đó ảnh hưởng lớn tới nhiệt luyện

b Các tổ chức 2 pha

- Peclit (ký hiệu là P hay [α+Xe]): Peclit là hỗn hợp cơ học cùng tích của Ferit

và Xementit (α + Xe) tạo thành ở 7270C từ dung dịch rắn Auxtenit chứa 0,8%C Trong Peclit có 88% Ferit và 12% Xementit Từ giản đồ trạng thái Fe - C ta thấy trong quá trình làm nguội, thành phần cacbon của Auxtenit sẽ biến đổi và khi đến

7270C có 0,8%C (các hợp kim có lượng cacbon nhỏ hơn 0,8% thì thành phần Auxtenit biến đổi theo hướng tiết ra Ferit để làm tăng cacbon còn các hợp kim có lượng cacbon lớn hơn 0,8% thì thành phần Auxtenit biến đổi theo hướng tiết ra Xementit làm giảm cacbon, cả 2 trường hợp trên đều đưa đến lượng cacbon trong Auxtenit là 0,8% ở 7270C) Lúc đó, Auxtenit có 0,8% C sẽ chuyển biến thành hỗn hợp cùng tích của Ferit và Xementit:

Tùy theo hình dạng Xêmentit ở trong hỗn hợp, người ta chia ra 2 loại peclit là peclit tấm và peclit hạt (Peclit tấm Xe ở dạng tấm phiến còn Peclit hạt thì Xe ở

dạng hạt) Peclit là hỗn hợp cơ học nên có tính chất trung gian Kết hợp giữa tính dẻo, dai của α và cứng, dòn của Xe nên nói chung P có độ cứng, độ bền cao, tính dẻo dai thấp Tuy nhiên cơ tính của nó có thể thay đổi trong phạm vi khá rộng phụ thuộc vào độ hạt của Xe.

- Ledeburit (ký hiệu là Le hoặc [γ+Xe] hay [P+Xe]): Ledeburit là hỗn hợp cơ học cùng tinh, kết tính từ pha lỏng có nồng độ 4,3%C ở 11470C

Lúc đầu mới tạo thành nó gồm γ và Xe (trong khoảng 7270C ÷ 11470C) Khi làm nguội xuống dưới 7270C, γ chuyển biến thành P do vậy Lêdeburit là hỗn hợp cơ học của Peclit và Xementit Như vậy cuối cùng Lêdeburit có 2 pha là α và Xe trong đó Xe chiếm tỉ lệ gần 2/3 nên Leđeburit rất cứng và dòn

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

2.4.1 Chuyển biến khi nung nóng thép( chuyển biến Austenit)

2.4.1.1 Đường cong động học chuyển

biến khi nung nóng thép cùng tích

Từ giản đồ trạng thái Fe-C thấy

rằng chuyển biến P thành γ xảy ra ở

7270C, nhưng điềunày chỉ đúng với

khi nung nóng bằng tốc độ vô cùng

bé Với tốc độ nung nóng thực tế,

nhiệt độ tại đó xảy ra chuyển biến này

luôn luôn cao hơn 7270C, tốc độ nung

càng lớn, nhiệt độ xảy ra chuyển biến

càng cao và chuyển biến thực tế xảy ra

trong một khoảng nhiệt độ Điều này

được thể hiện trên giản đồ chuyển

trình chuyển biến là a1, b1 còn nếu nung nóng với tốc độ v2 lớn hơn v1 đó là điểm a2, b2 Do đó ta thấy rằng tốc độ nung nóng

càng cao và với thời gian càng ngắn

ý nghĩa của việc xảy ra dừng đường cong

động học chuyển biến P → γ:

- Tính được nhiệt độ bắt đầu và kết thúc

chuyển biến P → γ với các tốc độ nung khác

nhau Từ đó định ra công nghệ nhiệt luyện

- Xác định mức độ ổn định của các pha phụ

thuộc vào thông số công nghệ

2.4.1.2 Đường cong động học chuyển biến khi nung nóng thép và sau cùng tích

- Thép trước cùng tích: Đối với thép trước cùng tích tổ chức bao gồm P + F Nên để có chuyển biến hoàn toàn thành γ cần nung thép vượt quá nhiệt độ Ac3 Khi đó đường cong động học có dạng như sau:

(1): Đường cong bắt đầu quá trình chuyển biến P → γ

(2): Đường cong kết thúc quá trình chuyển biến P → γ

(3) Đường cong bắt đầu hoà tan F → γ

(4): Đường kết thúc hoà tan F → γ

- Thép sau cùng tích: Đối với thép sau cùng tích tổ chức bao gồm P + XeII Nên

để có chuyển biến hoàn toàn thành γ cần nung thép tới nhiệt độ lớn hơn nhiệt độ Accm Khi đó đường cong động học có dạng như sau:

(1): Đường cong bắt đầu quá trình chuyển biến P → γ

(2): Đường cong kết thúc quá trình chuyển biến P → γ

(3) Đường cong bắt đầu hoà tan XeII → γ

(4): Đường kết thúc hoà tan XeII → γ

2.4.1.3 Cơ chế hình thành γ khi nung

Quá trình nung nóng thép cùng tích là quá trình chuyển hoá

P[F0,02 + Xe6,67] → γ0,8

Quá trình này chỉ xảy ra khi có sự ba đông về năng lượng mà ba đông về thành phần hoá học là nguyên nhân chủ yếu để tạo ra ba đông năng lượng Quá trình ba đông đó tạo ra những vùng có thành phần cacbon gần bằng 0,8% ở ranh giới giữa

Xe và F luôn có hàm lượng cacbon cao nhất nên thuận lợi cho quá trình tạo mầm

Do vậy, mầm γ đầu tiên sẽ xuất hiện trên ranh giới 2 pha F và Xe Các mầm γ phát triển, thực hiện quá trình chuyển biến P → γ

Tốc độ phát triển của mầm γ về 2 phía Xe và F là khác nhau

Nhận thấy ∆Cγ/F << ∆Cγ/Xe nên vγ/F > vγ/Xe vỡ vậy F bị hoà tan

hết trước sau đó Xe mới bị hoà tan hết vào γ

Quá trình trên có thể mô tả bằng hình vẽ bên trên

2.4.1.4 Độ hạt của γ và biểu diễn độ hạt trên giản đồ trạng thái

Khi nung nóng đến nhiệt

độ AC1 trong thép xảy ra

chuyển biến P → γ Chuyển

biến này cũng có cơ chế như

quá trình kết tinh Tạo mầm và

phát triển mầm Các mầm γ

được tạo ra trên bề mặt phân

chia giữa 2 pha Fγ và Xe Như

vậy, biên giới giữa 2 pha F và Xe trong P rất nhiều nên nảy sinh nhiều mầm γ và khi kết thúc chuyển biến bao giờ cũng có γ nhỏ min Chuyển biến P → γ bao giờ cũng làm nhỏ hạt Sau khi thu được γ nhỏ mịn ở nhiệt độ AC1, nếu tiếp tục nâng cao nhiệt độ, hạt γ sẽ tiếp tục phát triển nhờ quá trình sát nhập các hạt với nhau Sự phát triển các hạt γ phụ thuộc vào nhiệt độ nung và thời gian giữ nhiệt Nhiệt độ nung càng cao, thời gian giữ nhiệt càng dài thì hạt γ càng lớn

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

2.4.2.1 Chuyển biến Peclit (500 ÷ 727) 0 C:

+ Chuyển biến P xảy ra với sự tạo thành hỗn hợp F + Xe ở dạng tấm Nếu γ quá nguội phân hoá ở nhiệt độ sát A1 ứng với độ quá nguội bé (∆t < 500C) sẽ được hỗn hợp của F + Xe với Xe ở dạng tấm có kích thước lớn Hỗn hợp đó gọi là Peclit + Nếu γ quá nguội phân hoá ở nhiệt độ thấp hơn (với ∆T= 500 đến 1000C) cũng được hỗn hợp cơ học của F + Xe trong đó Xe ở dạng tấm với kích thước hạt bé Hỗn hợp này gọi là Xoocbit (X)

+ Nếu γ quá nguội được phân hoá ở nhiệt độ thấp hơn nữa khoảng 500 ÷ 6000C ứng với nhiệt độ khi γ quá nguội kém ổn định nhất, khi đó cũng được hỗn hợp cơ học F + Xe trong đó Xe cũng ở dạng tấm xong bé hơn dạng tấm ở Xoocbit Tổ chức này gọi là Trutxtit (T)

Vậy Peclit, Xoocbit, Trutxtit đều là hỗn hợp cơ học của F + Xe nhưng với độ nhỏ mịn của Xe khác nhau Do vậy, khi tăng độ quá nguội, số mầm tạo ra càng nhiều do đó hỗn hợp càng trở nên nhỏ mịn và độ cứng, độ bền càng cao

- Chuyển biến trung gian (2400C ÷ 5000C)

Ở dưới 5000C, γ quá nguội phân hoá thành hỗn hợp cơ học của F và Xe với cơ chế

và đặc điểm riêng Chuyển biến này gọi là chuyển biến trung gian tạo nên tổ chức Bainit (B) Có 2 loại Bainit là: Bainit trên (Bt) và Bainit dưới (Bd) trong đó Bt

Bainit cũng gần 2 pha là F và Xe, nhưng trong đó Xe có dạng tấm rất nhỏ mịn Đặc điểm của chuyển biến này là xảy ra không hoàn toàn, tức là sau chuyển biến vẫn còn một lượng γ dư Cơ tính của 2 loại Bainit cũng khác nhau Bd có độ cứng,

độ bền cao hơn đồng thời vẫn có đủ độ dẻo, độ dai nên được dùng nhiều hơn

2.4.2.2 Giản đồ chuyển biến đẳng nhiệt γ quá nguội của thép trước cùng tích và sau cùng tích

2.4.2.3 Chuyển biến γ → P khi làm nguội liên tục

Trong thực tế, nhiệt luyện hay dùng cách làm nguội liên tục, tức là nhiệt độ luôn luôn giảm theo thời gian So với loại giản đồ chuyển biến đẳng nhiệt, phần trên của đường cong chữ "C" của

loại giản đồ làm nguội liên tục

dịch chuyển sang phải và xuống

dưới một chút Do vậy, về

nguyên tắc có thể sử dụng giản

đồ đằng nhiệt thay cho trường

hợp làm nguội liên tục mà không

bị sai số lớn Khi làm nguội liên

tục có các đặc điểm sau:

+ Với các tốc độ nguội khác nhau sẽ đạt được các tổ chức khác nhau

Giả sử làm nguội với tốc độ v1 thì γ sẽ phân hoá thành F + Xe ở nhiệt độ cao nên Xe có dạng tấm thô Khi làm nguội với tốc độ v2 thì γ vẫn phân hoá thành F +

Xe ở nhiệt độ thấp hơn nên Xe thu được sẽ nhỏ mịn hơn Còn khi làm nguội với

tốc độ v3 sẽ thu được tổ chức Truxtit xong không hoàn toàn sau đó γ biến thành Mactenxit.

+ Tính ổn định của γ quá nguội tăng do đường cong chữ "C" dịch sang bên phải

+ Tổ chức Bainit chỉ đạt được khi làm nguôi đẳng nhiệt

* Ý nghĩa: Xác định tốc độ nguội hợp lý nhằm thu được các tổ chức sau nhiệt luyện theo yêu cầu của sản phẩm

* Cơ chế hình thành Peclit

P-ban đầu có dạng hình cầu (tạo các quả cầu Peclit)

Nếu giữ nhiệt ở các nhiệt độ khác nhau, quả cầu P phát triển và có thể tạo thành các dạng tấm lớn P, tấm nhỏ X, hay dạng kim T

2.4.3 Chuyển biến khi làm nguồi austenit nhanh(chuyển biến mactenxit)

2.4.3.1 Khái niệm:

Khi tiến hành làm nguội thật nhanh γ xuống nhiệt độ thấp Cacbon không kịp khuếch tán nên toàn bộ cacbon trong γ giữ lại trong mạng của Ferit (γ0,8% → α0,8%) gọi là chuyển biến Mactenxit

Theo giản đồ trạng thái, %C trong α lớn nhất là 0,02% nên khi %C trong α là 0,8% sẽ tạo ra tổ chức quá bão hoà cacbon trong α do vậy tạo ra tổ chức không cân bằng của α gọi là tổ chức Mactenxit (M)

2.4.3.2 Tốc độ nguội tới hạn để xảy ra chuyển biến Mactenxit

tth: là thời gian kém ổn định nhất của γ quá nguội

T0: là nhiệt độ ứng với thời gian tới hạn

T1: là nhiệt độ nung

Với mỗi loại thép xác định thì có một tốc độ nguội tới hạn xác định Với mọi

vng > vng.t.h đều cho chuyển biến Mactenxit

2.4.3.3 Đặc điểm của chuyển biến Mactenxit

- Chỉ xảy ra khi tốc độ nguội lớn

hơn một tốc độ nguội xác định

- Chỉ xảy ra khi làm nguội liên tục

trong một khoảng nhiệt độ xác định với

nhiệt độ bắt đầu Ms và kết thúc là Mf Ở

trong khoảng Ms ÷ Mf nếu ta dừng làm

nguội thì chuyển biến M bị dừng lại

Vị trí của hai điểm Ms và Mf của

chuyển biến M chỉ phụ thuộc vào thành

phần cacbon và nguyên tố hợp kim

trong γ, ngoài ra không phụ thuộc vào các yếu tố khác kể cả tốc độ nguội nhanh hay chậm Auxtenit càng chứa nhiều cacbon và nguyên tố hợp kim (Si, Al, Co) thì các điểm Ms và Mf càng hạ thấp

- Chuyển biến M xảy ra theo dạng bùng nổ: Cùng một lúc tạo ra hàng loạt các kim M và phát triển với tốc độ rất nhanh (108cm/s) Sự va đập của các kim M tạo

ra các vết nứt tế vi trong tổ chức M

- Chuyển biến M xảy ra ở nhiệt độ thấp (thường < 2000C), cacbon hầu như không khuếch tán nên giữ nguyên vị trí hoặc nếu có dịch chuyển thì độ dịch chuyển ∆x < a

Mạng γ chuyển thành mạng α tương ứng là mạng A1 chuyển thành mạng A2 theo cơ chế trượt mạng gây xô lệch mạng nên bị biến cứng Các nguyên tử cacbon

đi vào lỗ hổng khối 8 mặt của mạng α làm giãn chiều cao của mạng tạo ra mạng M

là mạng chính phương thể tâm Giữa mạng γ và M có mối quan hệ

- Mặt (110) của M // mặt (100) của γ

- Mặt (111) của(M) // mặt (110) của γ

Cơ chế trượt mạng:

Cacbon đứng sẵn ở lỗ hổng khối

8 mặt làm giãn chiều cao của mạng

tạo mạng chính phương thể tâm.

* Chuyến biến M là chuyển biến không hoàn toàn:

Khi kết thúc quá trình chuyển biến, trong tổ chức M bao giò cũng còn một lượng γ dư (γ dư: là tổ chức γ tồn tại trong M ở nhiệt độ thường)

Nguyên nhân: Do thể tích riêng của M lớn hơn thể tích riêng của γ mà cụ thể là

Nên khi γ chuyển biến thành M sẽ tạo

trường ứng suất dư quá lớn do vậy chuyển

biến dừng lại và tồn tại γ dư

Lượng γ dư trong thép phụ thuộc vào

a riêng càng lớn nên càng nhiều γ không chuyển biến được do vậy càng nhiều γ dư

* Nhiệt độ bắt đầu và kết thúc chuyển biến:

M thay đổi theo thành phần hoá học của thép với thép cacbon và các nguyên tố hợp kim thì Ms và Mf nhỏ

2.4.3.4 Cơ tính của M

* Độ cứng của M:

Mactenxit là dung dịch rắn quá

bão hoà của cacbon trong , do vậy độ

cứng của M chỉ phụ thuộc vào lượng

cacbon ở trong nó Cacbon càng cao,

độ chính phương của M càng lớn, mạng tinh thể càng xô lệch, độ cứng càng cao, khả năng chịu mài mòn tốt

Thép có lượng cacbon quá thấp (%C < 0,25%) thì M được tạo ra không thể đạt được độ cứng cao, không đủ chống mài mòn Thông thường dùng thép có hàm lượng cacbon lớn hơn 0,4% thì M tạo ra có độ cứng cao mới đủ khả năng chống mài mòn xong với thép có %C > 0,6% thì lượng γ dư sau chuyển biến M nhiều, lúc này độ cứng của thép là độ cứng chung chủ yếu là của M và γ dư do đó sẽ thấp hơn

độ cứng của bản thân pha M

* Độ dòn của M:

Nhược điểm của M là tính dòn cao, đặc điểm này có liên quan đến độ cứng và ứng suất dư trong nó Tuy nhiên, tính dòn của M cũng dao động trong một phạm vi khárộng phụ thuộc vào một số yếu tố sau:

+ Độ cứng của M càng cao thì tíh dòn càng lớn, do vậy M càng chứa nhiều cacbon thì càng cứng và càng dòn Tuy nhiên, với cùng thành phần cacbon như nhau, độ cứng như nhau nhưng tính dòn có thể khác nhau nếu kích thước hạt M khác nhau.+ Ứng suất dư tạo thành có ảnh hưởng lớn đến tính dòn gồm có ứng suất nhiệt (do thay đổi nhiệt độ xuất hiện khi nung và làm nguội) và ứng suất tổ chức (do sự chuyển biến tổ chức)

2.4.4 Chuyển biến khi nung thép đã tôi

Sau khi tôi, đạt được tổ chức M và một lượng γ dư do vậy, người ta phải nung nóng lại đến các nhiệt độ thấp hơn Ac1 Nguyên công này được gọi là ram Mục đích của việc làm trên là đưa tổ chức sau khi tôi về tổ chức ổn định hơn

2.4.4.1 Tính không ổn định của M và γ dư

Theo giản đồ trạng thái Fe - C, từ nhiệt độ thường đến 7270C tổ chức ổn định của thép là hỗn hợp α + Xe (gọi chung là P), như vậy M và γ dư là hai pha không

ổn định và có xu hướng trở về trạng thái tổ chức ổn định kể trên

M là dung dịch rắn quá bão hoà của cacbon trong Fe(α), lượng cacbon của M bằng lượng cacbon của γ Khi nung nóng, để bảo đảm độ cứng của thép đã tôi phải nung nóng tới nhiệt dộ thích hợp để cacbon hoà tan đủ vào γ, khi làm nguội nhanh tiếp theo lượng cacbon đó đượccố định lại trong α, do đó trở nên quá bão hoà Phần cacbon vượt quá giới hạn hoà tan đó luôn luôn có xu hướng đi ra khỏi các vị trí xen kẽ ở các lỗ hổng, tập trung về một vùng nào đó, kết hợp với sắt tạo nên Xe

Xu thế chuyển biến của M sẽ là:

(M) Feα(c) → Fe(α) + Fe3C (Xe)

Chính phương thể tâm Lập phương thể tâm

γ là dung dịch rắn của cacbon ở trong Fe(γ).Ở trạng thái ổn định Fe(γ) với mạng lập phương diện tâm không thể tồn tại ở dưới 7270C, tại các nhiệt độ này Fe(γ) có xu hướng chuyển sang Fe(α) với lượng hoà tan cacbon rất ít, có thể coi như sắt nguyên chất và lượng cacbon thừa ra đó cũng tạo nên Xe Xu thế chuyển biến của γ sẽ là:

Feγ(C) → Fe(α) + Fe3C (Xe)