Đề cương bài giảng vật liệu cơ nhiệt lạnh

Cơ chế nhỏ hạt của chất biến tính nh- sau: Khi hoà tan vào KL lỏng nó kết hợp với tạp chất hoặc khí hoà tan để tạo ra các hợp chất khó chảy, không tan, ở dạng các phân tử rắn nhỏ, lơ lử

Ch-ơng 1: Cấu tạo kim loại và hợp kim

1.1 Cấu tạo mạng tinh thể của kim loại nguyên chất

1.1.1 Các đặc tính của kim loại

1.1.1.1 Định nghĩa kim loại

Kim loại là vật thể sáng, có độ dẻo cao nên có tính gia công tạo hình bằng biến dạng tốt (rèn, dập, cán, kéo ), có tính dẫn điện và dẫn nhiệt tốt

1.1.1.2 Cấu tạo nguyên tử kim loại

Nguyên tử là một hệ thống bao gồm: Hạt nhân mang điện d-ơng và các điện tử (electron) bao quanh mang điện âm mà ở trạng thái bình th-ờng đ-ợc trung hoà về điện Hạt nhân gồm prôtôn (điện tích d-ơng) và nơtrôn (không mang điện) Các điện tử phân bố quanh hạt nhân tuân theo các mức năng l-ợng từ thấp đến cao

1.1.1.3 Phân loại kim loại

- Kim loại đen: Thép và gang

- Kim loại màu: Au, Ag, Al, Cu, Zn

1.1.2 Cấu tạo mạng tinh thể lý t-ởng - chất rắn tinh thể

1.1.2.1 Khái niệm về mạng tinh thể

1 Khái niệm chung

Trong chất rắn tinh thể mỗi nguyên tử có vị trí hoàn toàn xác định với các nguyên tử bên

cạnh hay ở gần - trật tự gần, và cả với những nguyên tử khác ở xa hơn - trật tự xa

Do có sắp xếp trật tự nên chất rắn tinh thể có cấu trúc tinh thể đ-ợc xác định bằng kiểu

mạng tinh thể, tức là các nguyên tử của nó đ-ợc xếp thành hàng lối với qui luật nhất định Nối tâm

các ng-yên tử (ion) sắp xếp theo qui luật bằng các đ-ờng thẳng t-ởng t-ợng sẽ cho ta hình ảnh

của mạng tinh thể, trong đó nơi giao nhau của các đ-ờng thẳng đ-ợc gọi là nút mạng

VD H1.1 trình bày một phần của mạng tinh thể với kiểu sắp xếp trong đó các nguyên tử nằm ở các đỉnh của hình lập ph-ơng (ở đây không thể và cũng không cần vẽ hết cả mạng tinh thể gồm vô vàn nguyên tử, do tuân theo qui luật hình học vị trí của các nút tiếp theo hoàn toàn xác

định trên cơ sở tịnh tiến theo cả ba chiều đo)

Nút mạng đ-ợc coi nh- một điểm của mạng, t-ơng ứng chỉ có một nguyên tử (ion) nh- ở mạng tinh thể KL

H 1.1 Cấu trúc mạng tinh thể lập ph-ơng (đơn giản)

Do có sự sắp xếp trật tự (qui luật, lặp lại theo ba chiều trong không gian) nên theo các

ph-ơng khác nhau hình thái sắp xếp và mật độ nguyên tử cũng khác nhau, tạo nên tính dị h-ớng

H1.2 Ô cơ sở và hệ toạ độ

Ô cơ sở đ-ợc xây dựng trên ba vectơ đơn vị a, b, c t-ơng ứng với ba trục toạ độ Ox, Oy,

Oz đặt trên ba cạnh của ô nh- H1.2 Mô đun của ba vectơ đó a, b, c là kích th-ớc của ô cơ sở còn

gọi là hằng số mạng hay thông số mạng, vì chúng đặc tr-ng cho từng nguyên tố hoá học hay đơn

chất Các góc α, β, γ hợp bởi các vectơ đơn vị

1.1.2.2 Mật độ nguyên tử

Ta quan niệm nguyên tử (ion) nh- những quả cầu thì dù xếp chặt đến đâu cũng không thể

đặc kín hoàn toàn, do đó cần có khái niệm về mật độ nguyên tử vì nhiều tập tính, hành vi (nh- khả

năng hoà tan) và tính chất (đặc biệt về cơ tính) liên quan đến khái niệm này

1 Mật độ xếp

Mức độ dày đặc trong sắp xếp nguyên tử đ-ợc đánh giá chủ yếu qua mật độ xếp Mật độ

xếp theo ph-ơng (chiều dài) Ml, theo mặt Ms hay trong mạng Mv đ-ợc xác định theo các công

thức: Ml = l / L; Ms = s / S; Mv = v / V;

Trong đó: - l, s, v lần l-ợt là chiều dài, diện tích, thể tích bị nguyên tử (ion) chiếm chỗ,

- L, S, V lần l-ợt là tổng chiều dài, diện tích, thể tích đem xét

2 Số sắp xếp

Số sắp xếp (còn gọi là số phối trí hoặc số toạ độ) là số l-ợng nguyên tử cách đều gần nhất

một nguyên tử đã cho Số sắp xếp càng lớn chứng tỏ mạng tinh thể càng dày đặc

3 Lỗ hổng

Lỗ hổng là không gian trống bị giới hạn bởi hình khối nhiều mặt mà mỗi đỉnh khối là tâm

nguyên tử, ion nút mạng Kích th-ớc lỗ hỏng đ-ợc đánh giá bằng đ-ờng kính hay bán kính của

quả cầu lớn nhất có thể đặt lọt vào không gian trống đó Hình dạng, kích th-ớc lỗ hổng phụ thuộc

vào cấu trúc (kiểu) mạng Kích th-ớc lỗ hổng đóng vai trò quyết định cho phép các nguyên tử

khác loại hoà trộn vào, đặc biệt là á kim vào KL

1.1.2.3 Các kiểu mạng tinh thể điển hình (KL nguyên chất)

1 Lập ph-ơng tâm khối A2

H1.3 Ô cơ sở mạng lập ph-ơng tâm khối (a, b, c)

Ô cơ sở là hình lập ph-ơng với cạnh bằng a, các nguyên tử (ion) nằm ở các đỉnh và các

trung tâm khối nh- biểu diễn ở các H1.3 a, b và c Tuy phải vẽ tới 9 nguyên tử để biểu thị cho một

ô, song thuộc về ô này chỉ có: nv = 8 đỉnh 1/8 + 1 giữa = 2 nguyên tử

(mỗi nguyên tử ở đỉnh thuộc về 8 ô bao quanh nên thuộc về ô đang xét chỉ là 1/8, nguyên tử ở

trung tâm khối thuộc về ô đang xét)

Nh- mạng tinh thể lập ph-ơng (đơn giản) H1.2

có thể đ-ợc đặc tr-ng, biểu thị một cách đầy đủ

bằng hình (khối) lập ph-ơng Khi trình bày các

kiểu mạng tinh thể ta chỉ cần đ-a ra ô cơ sở của

nó là đủ

Trong mạng này các nguyên tử xếp xít nhau theo ph-ơng đ-ờng chéo khối < 111 >, nh- vậy

về mặt hình học dễ dàng nhận thấy:

- Đ-ờng kính dng.t và bán kính rng.t lần l-ợt bằng a.31/2/2 và a.31/2/4,

- Mỗi nguyên tử trong mạng này đ-ợc bao quanh bằng 8 nguyên tử gần nhất với khoảng cách ngắn nhắt là a.31/2/2 (và 6 nguyên tử t-ơng đối gần với khoảng cách là a), nên có số sắp xếp

là 8 (hay đôi khi biểu thị bằng 8 + 6)

Các KL có kiểu mạng này là Feα, crôm, môlipđen, vonfram với hằng số mạng a lần l-ợt

bằng 0,2866; 0,2884; 0,3147; 0,3165 nm

Mạng chính ph-ơng tâm khối chỉ khác mạng A2 ở a = b ≠ c, hay nói cách khác là có hai

thông số mạng a và c, tức là c/a ≠ 1, đó là kiểu mạng của mactenxit th-ờng gặp khi nhiệt luyện (tôi) đ-ợc trình bày ở ch-ơng 4

Trong mạng này các nguyên tử xếp xít nhau theo ph-ơng đ-ờng chéo mặt < 110 >, nh- vậy

Ô cơ sở là khối lăng trụ lục giác (gồm 6 lăng trụ tam giác đều), các nguyên tử nằm trên 12

đỉnh, tâm của hai mặt đáy và tâm của ba khối lăng trụ tam giác cách nhau nh- biểu diễn ở H1.5 a,

b, c Để biểu thị một ô cần tới 17 nguyên tử, song thực tế thuộc về ô này chỉ có:

nv = 12 đỉnh 1/6 + 2 giữa mặt 1/2 + 3 = 6 nguyên tử

Trong mạng này các nguyên tử xếp xít nhau theo các mặt đáy (0001) [hiểu là mặt gồm 3 nguyên tử ở giữa song song với mặt đáy cũng là mặt đáy (0001) này] và đáy nọ lại chồng khít vào khe lõm do mặt đáy tr-ớc tạo nên

- Nếu tỉ số c/a nằm trong khoảng 1,57 - 1,64 thì mạng đ-ợc coi là xếp chặt,

- Khi tỉ số c/a nằm ngoài khoảng trên thì mạng đ-ợc coi là không xếp chặt

Trong tr-ờng hợp xếp xít chặt mỗi nguyên tử có 12 nguyên tử bao quanh gần nhất với khoảng cách a, nên có số sắp xếp là 12 Còn trong tr-ờng hợp không xếp xít chặt có số sắp xếp là

6 + 6

Các KL có kiểu mạng này ít thông dụng hơn là:

- Titan ( Tiα ) với a = 0,2951 nm, c = 0,4679 nm, c/a = 1,5855 (xếp chặt),

- Magiê với a = 0,3209 nm, c = 0,5210 nm, c/a = 1,6235 (xếp chặt),

- Kẽm với a = 0,2664 nm, c = 0,4945 nm, c/a = 1,8590 (không xếp chặt)

1.1.2.4 Dạng thù hình

Thù hình hay đa hình là sự tồn tại hai hay nhiều cấu trúc mạng tinh thể khác nhau của cùng

một nguyên tố hay một hợp chất hoá học, mỗi cấu trúc khác biệt đó đ-ợc gọi là dạng thù hình và

theo chiều nhiệt độ tăng đ-ợc ký hiệu lần l-ợt bằng các chữ cái Hy lạp α, β, γ, δ, ε,

Quá trình thay đổi cấu trúc mạng từ dạng thù hình này sang dạng thù hình khác đ-ợc gọi

là chuyển biến thù hình

Thù hình là hiện t-ợng thuộc về bản chất của một số nguyên tố và hợp chất, nó thể hiện rất

rõ ở một số VL th-ờng dùng: thép, gang (trên cơ sở của sắt), cacbon với ứng dụng rất quan trọng Các yếu tố dẫn đến chuyển biến thù hình th-ờng là nhiệt độ, sau đó là áp suất

VD sắt: D-ới 9110C gọi là Feα và từ 13920C đến nhiệt độ chảy 15390C gọi là Feδ tồn tại mạng A2; trong khoảng nhiệt độ còn lại 911ữ13920C gọi là Feγ tồn tại mạng A1

Khi chuyển biến thù hình bao giờ cũng đi kèm theo sự thay đổi về thể tích (nở hay co) và cơ tính VD: khi nung nóng sắt qua 9110C sắt co lại đột ngột (do tăng mật độ xếp từ 68 lên 74% khi chuyển từ Feα → Feγ) và hoàn toàn ng-ợc lại khi làm nguội (điều này trái với quan niệm th-ờng gặp là nung nóng thì nở ra, còn làm nguội thì co lại)

1.1.3 Cấu tạo mạng tinh thể thực tế

Trong tinh thể, nguyên tử luôn bị dao động nhiệt quanh vị trí quy định gọi là vị trí cân bằng

Do ba động nhiệt (phân bố năng l-ợng không đều) một số nguyên tử có năng l-ợng cao, biên độ

dao động lớn có khả năng bứt khỏi nút mạng để lại nút không có nguyên tử gọi là nút trống Sau

khi rời khỏi nút mạng, nguyên tử có thể chuyển sang vị trí xen kẽ giữa các nút mạng trở thành

nguyên tử xen kẽ (H1.6a)

Mật độ nút trống phụ thuộc vào nhiệt độ, nó tăng rất nhanh theo nhiệt độ và có giá trị lớn nhất khi sắp chảy lỏng Nút trống có ảnh h-ởng đến cơ chế và tốc độ khuếch tán của KL và HK ở trạng thái rắn

- Nguyên tử tạp chất

Trong thực tế không thể có Vật liệu hoặc Kim loại sạch tuyệt đối (th-ờng sạch nhất cũng

chỉ đạt tới 99,99 hay 99,999%) Phụ thuộc vào kích th-ớc, nguyên tử lẫn vào - th-ờng gọi là tạp chất, có thể thay thế các nguyên tử nền ở các nút mạng hoặc xen vào giữa các nút (khác với loại tự xen kẽ) nh- H1.16b

Do sự khác nhau về đ-ờng kính giữa các nguyên tố nền và tạp chất nên khi thay thế cho nhau bao giờ cũng làm cho mạng của nền giãn nở hay co lại gây nên sai lệch có dạng bao quanh một điểm Còn khi tự xen kẽ bao giờ cũng làm nền giãn ra vì kích th-ớc của lỗ hổng luôn nhỏ hơn đ-ờng kính nguyên tử Các nguyên tử nền xung quanh lỗ hổng có khuynh h-ớng xích lại gần nhau Trong nhiều tr-ờng hợp ng-ời ta chủ động tạo ra dạng sai lệch này

bằng cách đ-a thêm một l-ợng đáng kể nguyên tố (cấu tử) thứ hai vào nền (xem ch-ơng 3)

2 Sai lệch đ-ờng

Là loại có kích th-ớc nhỏ (cỡ kích th-ớc nguyên tử) theo hai chiều và lớn theo chiều thứ

ba - tức là có dạng đ-ờng (thẳng, cong, xoáy trôn ốc)

Cũng có thể coi sai lệch đ-ờng là tập hợp các sai lệch điểm - song cơ bản là lệch

Là loại sai lệch có kích th-ớc lớn theo hai chiều đo và nhỏ theo chiều thứ ba, có dạng của một mặt (có thể là mặt phẳng, cong hay uốn l-ợn) Có các dạng điển hình của sai lệch mạng là:

- Biên giới hạt và siêu hạt,

- Bề mặt tinh thể

1.1.3.2 Đơn tinh thể và đa tinh thể

1 Đơn tinh thể

Nếu chất rắn tinh thể chỉ là một khối mang đồng nhất tức là có cùng kiểu mạng và hằng số

mạng cũng nh- ph-ơng không đổi h-ớng trong toàn bộ thể tích thì đ-ợc gọi là đơn tinh thể

(H1.8a)

Trong thiên nhiên tìm đ-ợc một số khoáng vật có thể tồn tại d-ới dạng đơn tinh thể Chúng

có bề mặt ngoài nhẵn, hình dáng xác định, đó là những mặt phẳng nguyên tử giới hạn (th-ờng các mặt xếp chặt nhất) Các đơn tinh thể KL không tồn tại trong tự nhiên, muốn có phải dùng công nghệ “nuôi” đơn tinh thể

Đơn tinh thể có tính chất rắt đặc thù là dị h-ớng vì theo các ph-ơng mật độ xếp chặt nguyên

tử khác nhau Trong sản xuất cơ khí hầu nh- không sử dụng đơn tinh thể, nó chỉ sử dụng rộng rãi trong công nghiệp điện tử ở dạng bán dẫn

2 Đa tinh thể

Trong thực tế chỉ gặp các Vật liệu đa tinh thể Đa tinh thể gồm rất nhiều (đơn) tinh thể nhỏ

(cỡ μm) đ-ợc gọi là hạt tinh thể hay đơn giản hơn là hạt, chúng tuy có cùng cấu trúc và thông số

mạng song ph-ơng lại định h-ớng khác nhau (mang tính ngẫu nhiên) và liên kết với nhau qua vùng ranh giới đ-ợc gọi là biên giới hạt (H1.8b)

H1.8 Mô hình đơn tinh thể (a), đa tinh thể (b)

Có thể thấy rõ cấu trúc đa tinh thể hay các hạt qua tổ chức tế vi (ảnh thấy đ-ợc qua kính hiển vi, th-ờng là quang học)

1.2 Sự kết tinh và sự hình thành tổ chức kim loại

1.2.1 Điều kiện xảy ra kết tinh

1.2.1.1 Cấu trúc ở trạng thái lỏng

Chất lỏng chỉ có trật tự gần (không có trật tự xa), nghĩa là trong nó có những nhóm nguyên

tử sắp xếp trật tự, chúng ở trạng thái cân bằng động tức là chỉ có khả năng tồn tại trong thời gian ngắn, nhanh chóng tan ra rồi lại tạo thành chỗ khác Dạng tồn tại nh- vậy cho thấy về mặt cấu trúc trạng thái lỏng gần trạng thái tinh thể hơn là trạng thái khí, điều này giúp nó kết tinh (tạo nên mạng tinh thể và hạt) một cách dễ dàng

1.2.1.2 Biến đổi năng l-ợng khí kết tinh

Sự biến đổi năng l-ợng quyết định chiều h-ớng của mọi chuyển biến (nh- phản ứng hoá học, chuyển pha, kết tinh…) Động lực thúc đẩy để chuyển trạng thái xảy ra theo chiều hướng giảm năng l-ợng dự trữ - chuyển động của nguyên tử, phân tử, ion - đ-ợc đặc tr-ng bằng đại

l-ợng đ-ợc gọi là năng l-ợng tự do F (vì không đo đ-ợc giá trị tuyệt đối nên biểu thị bằngF)

Năng l-ợng tự do của các trạng thái phụ thuộc nhiều vào nhiệt độ H 1.9 biểu thị sự biến đổi của F của trạng thái lỏng và rắn (tinh thể) theo nhiệt độ:

- Ơ nhiệt độ T > Ts vật thể tồn tại ở trạng thái lỏngvì năng l-ợng tự do của trạng thái lỏng nhỏ hơn rắn, F1 < Fr , sự kết tinh ch-a xảy ra

- Ơ nhiệt độ T < Ts vật thể tồn tại trạng thái tinh thể vì Fr < F1

Nh- vậy, khi làm nguội qua Ts (tại đó F1= Fr) sẽ có sự chuyển trạng thái từ lỏng sang tinh thể, tức là xảy ra kết tinh, nên Ts đ-ợc gọi là nhiệt độ kết tinh (hay nóng chảy) nh-ng chỉ có tính

vẫn ch-a xảy ra kết tinh, khi nung nóng vẫn ch-a xảy ra nóng chảy do hai trạng thái lỏng ‟ rắn cân bằng nhau, tức là cẫn duy trì trạng thái ban đầu

Vì thế sự kết tinh chỉ xảy ra ở nhiệt độ thấp hơn nhiệt độ kết tinh (lý thuyết)T s một

khoảng nhất định để tại đó F r < F 1 một cách rõ rệt Đó là điều kiện xảy ra kết tinh

1.2.1.3 Độ quá nguội

Hiệu số giữa nhiệt độ kết tinh lý thuyết Ts và nhiệt độ kết tinh thực tế Tkt là độ quá

nguộiT: T = Ts - Tkt

Vậy điều kiện kết tinh có thể phát biểu là: sự kết tinh chỉ xảy ra với độ quá nguội Độ quá

nguội có thể thay đổi từ rất nhỏ ( từ 1 20C ) đến rất lớn (hàng chục đến hàng trăm 0C ) tuỳ theo tốc độ làm nguội khi kết tinh là chậm hay nhanh Vì vậy không thể có nhiệt độ kết tinh thực tế nói chung (cho mọi tr-ờng hợp), VD: với cùng một KL, nhiệt độ kết tinh thực tế trong khuôn cát cao hơn trong khuôn KL

T-ơng tự khi nung nóng: sự nóng chảy thực tế sẽ xảy ra ở nhiệt độ Tc > Ts, độ chênh lệch

giữa chúng gọi là độ quá nung

1.2.2 Hai quá trình của sự kết tinh

Tại nhiệt độ T < Ts sự kết tinh xảy ra đ-ợc là nhờ hai quá trình cơ bản nối tiếp nhau xảy ra

là tạo mầm và phát triển mầm

1.2.2.1 Tạo mầm

Tạo mầm là quá trình sinh ra các phân tử rắn có cấu trúc tinh thể tức những nhóm trật tự

gần (luôn có sẵn trong KL lỏng) với kích th-ớc đủ lớn, đ-ợc cố định lại, chúng không bị tan đi nh- tr-ớc đó mà phát triển lên nh- trung tâm của tinh thể (hạt) Có hai loại mầm:

1 Mầm tự sinh: Là sự tạo mầm từ KL lỏng đồng nhất không có sự trợ giúp của các phần tử

rắn có sẵn ở trong nó Lúc đó những nhóm nguyên tử trật tự gần nào có kích th-ớc đủ lớn r  rth (với giả thiết chúng là các khối hình cầu bán kính r) mà theo tính toán nhiệt động học, rth (bán kính tới hạn của mầm) đ-ợc tính theo công thức:

Một khi r nhóm trật tự gần trở nên ổn định, không bị tan đi, phát triển lên thành hạt Đó

là các mầm tự sinh

Khi kết tinh ở nhiệt độ càng thấp, độ quá nguội T càng lớn thì fv cũng càng lớn, rthcàng nhỏ; đồng nghĩa với có càng nhiều nhóm trật tự gần có sẵn trong chất lỏng dễ dàng thoả mãn

điều kiện về kích th-ớc này nên càng có nhiều mầm

2 Mầm ký sinh: Là sự tạo thành mầm ở trên bề mặt phân tử rắn có sẵn ở trong KL

lỏngkhông đồng nhất và là dạng tạo mầm thực tế và đơn giản hơn nhiều

Thực tế KL nguyên chất luôn luôn có tạp chất trong đó các phân tử rắn khó chảy hơn nữa trong sản xuất không thể tránh đ-ợc sự lẫn vào của những phân tử rắn khác nh-: bụi t-ờng lò, bụi than, bụi chất sơn khuôn … và ngay cả thành khuôn Mầm (nhóm trật tự gần có sẵn trong KL lỏng) sẽ gắn lên các bề mặt có sẵn đó theo những mặt t-ơng thích (có cấu trúc giống nhau), do đó sức căng bề mặt giữa chúng (giữa hai chất rắn) nhỏ hơn nhiều giữa mầm và KL lỏng (giữa lỏng và rắn), nên giá trị rth đòi hỏi nhỏ đi, càng tạo điều kiện dễ dàng cho tạo mầm Thực tế nhiều tr-ờng hợp ng-ời ta cố ý tạo ra và đ-a các phần tử rắn vào để giúp cho quá trình kết tinh

Trong khi các mầm sinh tr-ớc phát triển lên thì trong KL lỏng vẫn tiếp tục sinh ra các mầm mới, quá trình cứ xảy ra nh- vậy cho đến khi các mầm đi đến gặp nhau và KL lỏng hết, cuối cùng đ-ợc tổ chức đa tinh thể gồm các hạt

Ta thấy:

- Từ mỗi mầm tạo nên một hạt

- Các hạt xuất phát từ mầm sinh ra tr-ớc có nhiều thời gian và KL lỏng bao quanh, có điều kiện phát triển nên hạt sẽ to hơn; còn các hạt từ mầm sinh sau sẽ nhỏ hơn, nên các hạt không thể

có kích th-ớc hoàn toàn đồng nhất

- Do các mầm định h-ớng trong không gian một cách ngẫu nhiên nên ph-ơng mạng ở các hạt cạnh nhau không đồng h-ớng, lệch nhau làm xuất hiện vùng biên giới hạt với mạng tinh thể bị xô lệch

1.2.3.2 Hình dạng hạt

Do t-ơng quan về tốc độ phát triển mầm theo các ph-ơng mà hạt tạo nên có hình dạng khác nhau, một số dạng hạt th-ờng gặp:

- Khi tốc độ phát triển đều theo mọi ph-ơng, hạt nhận đ-ợc có dạng đa cạnh hay cầu

- Khi tốc độ phát triển mạnh theo hai ph-ơng (tức theo một mặt nào đó), hạt sẽ có dạng tấm, lá, phiến nh- grafit trong gang xám

- Khi tốc độ phát triển mạnh theo một ph-ơng nào đó, hạt sẽ có dạng đũa, cột, hình trụ

- Dạng tinh thể hình kim (đầu nhọn) tồn tại trong một số tr-ờng hợp (khi nhiệt luyện)

A = 1,1 (v/ n)3/4

Trong đó: n tốc độ sinh mầm trong một đơn vị thời gian (…/s)

v tốc độ phát triển theo chiều dài của mầm

Vậy nguyên lý tạo hạt nhỏ khi đúc (cũng nh- trong các chuyển pha) là tăng tốc độ sinh mầm n và giảm tốc độ phát triển dài v của mầm

- Làm nguội trong khuôn cát là ph-ơng pháp đúc nguội chậm nhất, là trong khuôn đã đ-ợc sấy khô

- Thay VL làm nguội bằng KL nh- gang, thép, đồng có tính dẫn nhiệt cao hơn làm tốc độ nguội tăng lên

- Làm nguội thêm khuôn KL bằng n-ớc

2 Biến tính

Biến tính là ph-ơng pháp cho vào KL lỏng tr-ớc khi rót khuôn một l-ợng rất nhỏ (nó không ảnh h-ởng đến thành phần hoá học) chất đặc biệt đ-ợc gọi là chất biến tính có tác dụng làm nhỏ hạt, thậm chí đôi khi thay đổi cả hình dạng Cơ chế nhỏ hạt của chất biến tính nh- sau:

Khi hoà tan vào KL lỏng nó kết hợp với tạp chất hoặc khí hoà tan để tạo ra các hợp chất khó chảy, không tan, ở dạng các phân tử rắn nhỏ, lơ lửng, phân tán đều trong thể tích, chúng giúp cho sự tạo mầm ký sinh

1.2.5 Cấu tạo tinh thể của thỏi đúc

1.2.5.1 Ba vùng tinh thể của thỏi đúc

Một thỏi thép đúc điển hình (H1.13), từ ngoài vào trong có ba vùng tinh thể lần l-ợt sau:

1 Vỏ ngoài cùng là lớp hạt nhỏ đẳng trục 1 Ban đầu KL lỏng tiếp xúc với thành khuôn

nguội nên đ-ợc 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) các mầm phát triển theo các ph-ơng ngẫu nhiên, nên trục hạt phát triển theo đều mọi phía

2.Vùng tiếp theo là lớp hạt t-ơng đối lớn theo hình trụ 2 kéo dài vuông góc với thành

khuôn, do thành khuôn bắt đầu nóng lên, KL lỏng kết tinh với T nhỏ dần, hạt tạo thành có xu h-ớng lớn hơn Hạt phát triển mạnh theo chiều ng-ợc với chiều tản nhiệt, do vậy có ph-ơng vuông góc với thành khuôn Kết quả nhận đ-ợc vùng hạt t-ơng đối lớn kéo dài (hình trụ) theo ph-ơng vuông góc với thành khuôn

3.Vùng ở giữa là vùng các hạt lớn đẳng trục 3 Cuối cùng khi KL lỏng ở giữa kết tinh thì

đũa Tổ chức này tuy có mật độ cao nh-ng khó dạng dẻo,

H1.13 Ba vùng tinh thể của thỏi đúc

+ Khi khuôn đ-ợc làm nguội chậm thì vùng 3 lại lấn áp vùng 2, thỏi trở nên dễ cán hơn

1.2.5.2 Các khuyết tật của vật đúc

Các khuyết tật khi đúc làm giảm rất nhiều chất l-ợng của vật đúc

1 Rỗ co và lõm co: Chúng đều là nguyên nhân do thể tích KL khi kết tinh bị co lại nh-ng

hình thức thể hiện thì khác nhau

Các lỗ hổng nhỏ nằm giữa nhánh cây hay biên giới hạt tạo nên do sự co của KL lỏng khi

kết tinh đ-ợc phân bố rải rác trên khắp vật đúc đ-ợc gọi là rỗ co Rỗ co làm giảm mật độ KL, làm

xấu cơ tính vật đúc, nếu đ-ợc qua gia công áp lực (biến dạng dẻo) ở nhiệt độ cao thì chúng đ-ợc hàn kín lại sẽ ảnh h-ởng không đáng kể đến cơ tính

Phần lỗ hổng ở trên cùng và ở phần dày nhất thỏi đúc đ-ợc gọi là lõm co Đây là phần kết tinh sau cùng, nó tạo ra lỗ hổng tập trung Phần khuyết của lõm co phải đ-ợc cắt bỏ triệt để vì thế

tỷ lệ thể tích sử dụng của thỏi chỉ còn khoảng 85 đến 95% Thực tế khi thiết kế vật đúc phải để phần lõm co này ở ngoài sản phẩm

Cách tốt nhất để làm dạng khuyết tật này nằm ngoài sản phẩm đúc là đúc liên tục Vì phần kim loại kết tinh xong đến đâu đ-ợc kéo ra khỏi khuôn đến đấy, đồng thời kim loại co đến đâu cũng đ-ợc bổ xung đến đấy Ph-ơng pháp đúc này đem hiệu quả kinh tế ‟ kỹ thuật cao khi đúc ống, thỏi thép nhỏ đem cán

2 Rỗ khí: Khi nấu chảy thông th-ờng, kim loại lỏng có khả năng hoà tan một l-ợng khí

đáng kể, sau khi kết tinh độ hoà tan của khí trong kim loại rắn giảm đi đột ngột, khí thoát ra

không kịp, tạo nên các túi rỗng nhỏ (th-ờng thấy đ-ợc bằng mắt th-ờng) đ-ợc gọi là rỗ khí hay

bọt khí Rỗ khí cũng có thể do khí, hơi n-ớc từ thành khuôn ‟ cát, t-ơi ‟ bốc lên, tạo nên các bọt

th-ờng nằm ở trên hay ngay d-ới bề mặt của vật đúc

3 Thiên tích: Là sự không đồng nhất về thành phần và tổ chức của sản phẩm đúc, xảy ra

không những đối với hợp kim (khi thành phần phức tạp) mà cả kim loại do tích tụ tạp chất Nó dẫn

đến sự sai khác nhau về tính chất giữa các phần, sử dụng kém hiệu quả

1.3 Lý thuyết về hợp kim

Trong thực tế, đặc biệt trong cơ khí và xây dựng, không dùng thuần kim loại nguyên chất, nguyên tố hoá học và hợp chất hoá học mà th-ờng là tổ hợp các chất cơ bản trên Khi hoà trộn các nguyên tố, hợp chất hoá học với nhau bằng cách nấu chảy lỏng chúng, trong quá trình làm nguội tiếp theo các chất đ-a vào có t-ơng tác với nhau, tạo nên cấu trúc mới và do đó có tính chất khác

đi, đôi khi khác hẳn, vật liệu trở nên đa dạng hơn, thích ứng hơn trong sử dụng

1.3.1 Khái niệm về hợp kim

1.3.1.1 Định nghĩa

Hợp kim là vật thể của nhiều nguyên tố và mang tính KL (dẫn điện, dẫn nhiệt cao, dẻo,

dễ biến dạng, có ánh kim) Hợp kim đ-ợc tạo thành trên cơ sở KL: giữa hai KL (latông: Cu và Zn), giữa một KL với một á kim (thép, gang: Fe và C), song nguyên tố chính vẫn là KL, đó là HK

đơn giản, hay giữa nguyên tố chính là KL với hai hay nhiều nguyên tố khác, đó là HK phức tạp

1.3.1.2 Ưu việt của hợp kim

1 Các vật liệu cơ khí phải có độ bền cao để chịu đ-ợc tải cao khi làm việc nh-ng đồng thời

cũng không đ-ợc giòn để dẫn đến phá huỷ Khi dùng hợp kim tuổi bền của máy, kết cấu tăng lên rất nhiều, tuy nhiên độ bền, độ cứng tăng lên th-ờng dẫn đến làm giảm độ dẻo, dai gây ra giòn song vẫn còn đủ tốt khi sử dụng

2 Tính công nghệ đa dạng và thích hợp Để tạo thàmh sản phẩm, vật liệu phải có khả

năng chế biến thích hợp - gọi là tính công nghệ Kim loại nguyên chất tuy dễ biến dạng dẻo nh-ng khó cắt gọt, đúc và không hoá bền đ-ợc bằng nhiệt luyện Hợp kim có tính trái lại, cụ thể:

- Hợp kim có thể tạo hình bằng một trong hai ph-ơng pháp: biến dạng dẻo (cán, kéo, ép

3- Nhiều tr-ờng 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 VD:

- Luyện hợp kim Fe - C (thép và gang) đơn giản hơn luyện sắt nguyên chất do nhiệt độ chảy thấp, không hay ít phải khử bỏ các bon Xét về mặt độ bền, việc luyện sắt đòi hỏi khử cac bon 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 đ-ợc latông bền lại rẻ hơn (do Zn rẻ hơn Cu khá

nhiều)

1.3.1.3 Một số khái niệm

1 Cấu tử là các nguyên tố (hay hợp chất hoá học bền vững) cấu tạo nên hợp kim VD

latông (HK Cu - Zn) có hai cấu tử là Cu và Zn

2 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

3 Pha là tổ phần đồng nhất của hệ (HK) có cấu trúc và các tính chất cơ - lý - hoá xác định,

giữa các pha có bề mặt phân cách Các đơn chất, các dung dịch lỏng, dung dịch rắn, chất khí, các dạng thù hình là các pha khác nhau

1.3.2 Các kiểu cấu trúc mạng tinh thể của hợp kim

Phân loại các t-ơng tác

Có hai tr-ờng hợp xảy ra: không và có t-ơng tác với nhau

„ Khi hai cấu tử A và B không cớ t-ơng tác 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, d-ới dạng các hạt riêng rẽ của hai pha nằm cạnh nhau với tổ chức tế vi biểu thị ở H1.14a, hỗn hợp A + B

„ Khi hai cấu tử A và B có t-ơng 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 tr-ờng hợp xảy ra:

H 1.14 Tổ chức tế vi của HK của hai KL: a không t-ơng tác với nhau A+B,

b hoà tan với nhau thành dung dịch rắn A (B)

- Hoà tan thành dung dịch rắn, lúc đó HK giữ lại một trong hai kiểu mạng ban đầu làm nền, có tổ chức một pha nh- KL nguyên chất (H1.14b)

A(B)A

A

B

b) a)

- Phản ứng hoá học với nhau thành hợp chất hoá học, lúc đó không còn cả hai kiểu mạng ban đầu, mà tạo nên kiểu mạng mới khác hẳn

1.3.2.1 Dung dịch rắn

1 Khái niệm - phân loại

Giống nh- trong dung dịch lỏng, cấu tử nào nhiều hơn đ-ợc gọi là dung môi và ít hơn là

chất tan, trong dung dịch rắn còn phân biệt theo cách: cấu tử nào giữ đ-ợc kiểu mạng đ-ợc gọi

là dung môi, còn các nguyên tử hoà tan sắp xếp lại trong mạng dung môi một cách đều đặn và ngẫu nhiên

Dung dịch rắn: là pha đồng nhất có cấu trúc mạng nh- của dung môi nh-ng với thành phần (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 hoà tan; nh- vậy B(A) có kiểu mạng của B là dung môi, A - chất tan

Các nguyên tử hoà tan đ-ợc sắp xếp lại trong mạng tinh thể dung môi theo hai kiểu khác nhau, t-ơng ứng với hai loại dung dịch rắn: thay thế và xen kẽ nh- biểu thị ở H1.15

H 1.15 Sơ đồ sắp xếp nguyên tử

hoà tan thay thế và xen kẽ vào dung môi có mạng lập ph-ơng tâm mặt

Trong đó: - vòng tròn gạch chéo và tô đen biểu thị các nguyên tử hoà tan,

- vòng tròn trắng biểu thị các nguyên tử dung môi

- Dung dịch rắn thay thế

Các nguyên tử hoà tan chiếm chỗ hay thay thế vào đúng các vị trí nút mạng của kim

loại chủ, tức là vẫn có kiểu mạng và số nguyên tử trong ô cơ sở đúng nh- của cấu tử dung môi Về mặt hình học sự thay thế này ít nhiều đều gây ra xô lệch mạng vì không có hai nguyên tố

nào có đ-ờng kính nguyên tử giống nhau

- Dung dịch rắn xen kẽ

Các nguyên tử hoà tan phải có kích thước bé hơn hẳn để có thể “lọt” vào lỗ hổng trong mạng của kim loại chủ (dung môi), tức là vẫn có kiểu mạng nh- kim loại chủ nh-ng số nguyên tử trong ô cơ sở tăng lên

H 1.16 Sự xô lệch mạng trong dung dịch rắn: a hoà tan xen kẽ,

b hoà tan thay thế khi rht > rchủ, c hoà tan thay thế khi rht < rchủ

Tất cả các lỗ hổng đều rất nhỏ nên chỉ một số á kim với bán kính nguyên tử bé nh-, cacbon

(0,077nm) mới có khả năng xen kẽ vào các nguyên tử chuyển tiếp có bán kính nguyên tử lớn nh- sắt (0,1241nm)

thay thế

xen kẽ

a) b) c)

1.3.2.2 Pha trung gian hợp chất hóa học

Đ-ợc tạo thành khi hai nguyên tử khác nhau tác dụng hóa học với nhau theo một tỷ lệ xác

định (đ-ợc biểu diễn bằng một công thức riêng biệt) VD : Fe3C , WC, TiC

Các đặc tính: - Có độ cứng rất cao và giòn - Có nhiệt độ nóng chảy cao, cấu tạo mạng tinh thể phức tạp - Có thể có thành phần không đổi, hoặc thay đổi trong một phạm vi 1.3.2.3 Hỗn hợp cơ học Đ-ợc tạo thành khi các nguyên tử của các nguyên tố có tính chất khác nhau, chúng đẩy nhau hoặc hút nhau yếu so với các nguyên tử cùng loại, thì các nguyên tử của mỗi nguyên tố sẽ kết tinh riêng biệt và giữ nguyên kiểu mạng của từng nguyên tố Sau khi kết tinh, các hợp kim có thể có một trong hai dạng tổ chức sau : - Hợp kim có tổ chức gồm một pha: dung dịch đặc hoặc hợp chất hóa học (th-ờng ít gặp) - Hợp kim có tổ chức gồm hai hay nhiều pha (th-ờng không gặp) 1.3.3 Giản đồ pha hai cấu tử 1.3.3.1 Khái niệm về giản đồ pha ‟ công dụng Giản đồ pha (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 l-ợng (tỷ lệ) giữa các pha (hoặc tổ chức) của hệ đó ở trạng thái cân bằng Các hệ giản đồ pha khác nhau và chúng đ-ợc xây dựng chỉ bằng thực nghiệm 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 (H 1.17) Giản đồ pha hệ hai cấu tử có hai trục: trục tung biểu thị nhiệt độ, trục hoành biểu thị thành phần (theo % khối l-ợng) với những đ-ờng phân chia các khu vực pha theo các nguyên tắc sau: - Xen giữa hai khu vực một pha là khu vực hai pha t-ơng 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, còn từ phải sang trái tỷ lệ cấu tử A tăng, hai đầu mút t-ơng ứng với hai cấu tử nguyên chất: A (trái), B (phải) VD H1.18 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 - Đ-ờng thẳng đứng bất kỳ biểu thị một thành phần xác định nh-ng ở các nhiệt độ khác nhau - Hai trục chính là giản đồ pha của từng cấu tử t-ơng ứng (trái cho A, phải cho B) L(lỏng) 1539 Feδ(A2)

1392

Feγ(A1)

911 Feα(A2)

0 10 20 30 40 50 60 70 80 90 100 A %B B

H 1.17 Giản đồ pha của sắt H 1.18 Các trục của giản đồ pha hệ hai cấu tử

Giản đồ pha của hệ hai cấu tử có thể dễ dàng xác định các thông số sau:

+ Các pha tồn tại

+ Thành phần hoá học

+ Tỷ lệ (về số l-ợng) giữa các pha hoặc tổ chức

0 C

+ Suy đoán tính chất của hợp kim

+ Nhiệt độ chảy (kết tinh)

+ Các chuyển biến pha

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

1.3.3.2 Giản đồ loại I

H1.19 Dạng tổng quát của giản đồ pha loại I (a) và giản đồ pha Pb - Sb (b)

Là giản đồ pha của hệ hai cấu tử không có bất kỳ t-ơng tác nào, chúng tạo nên hỗn hợp riêng rẽ của hai cấu tử, có dạng tổng quát ở H1.19a và hệ điển hình có kiểu mạng này là hệ chì - antimoan (Pb - Sb) ở H1.19b Giản đồ chỉ gồm cặp đ-ờng lỏng - đặc: đ-ờng trên AEB là đ-ờng lỏng, đ-ờng nằm ngang d-ới CED (2450C) là đ-ờng đặc A là nhiệt độ chảy (kết tinh) của cấu tử A (Pb với 3270C), B - nhiệt độ chảy (kết tinh) của cấu tử B (Sb với 6310C) Hợp kim sẽ nóng chảy hay kết tinh trong khoảng giữa hai đ-ờng này với sự tồn tại của hai hay ba pha (pha lỏng với một hoặc cả hai pha rắn A, B)

Các hợp kim của giản đồ loại I kết tinh theo thứ tự sau: Đầu tiên pha lỏng kết tinh ra một

trong hai cấu tử nguyên chất tr-ớc và làm cho pha lỏng nghèo cấu tử này và biến đổi thành phần

đến điểm cùng tinh E, đến đây pha lỏng còn lại mới kết tinh ra cấu tử rhứ hai tức ra hai cấu tử cùng một lúc

Quy -ớc:

• Hợp kim có thành phần ở chính điểm E (E’) hay lân cận đ-ợc gọi là hợp kim cùng tinh (có nhiệt độ chảy thấp nhất, thấp hơn cả cấu tử dễ chảy nhất, nó kết tinh ngay ra hai cấu tử cùng một lúc và ở nhiệt độ không đổi

• Hợp kim có thành phần ở bên trái, bên phải điểm E đ-ợc gọi lần l-ợt là hợp kim tr-ớc

cùng tinh, sau cùng tinh, so với loại cùng tinh chúng có nhiệt độ chảy cao hơn, kết tinh ra một cấu tử tr-ớc và xảy ra trong một khoảng nhiệt độ nào đó

1.3.3.3 Giản đồ loại II

Là giản đồ pha của hệ hai cấu tử với t-ơng tác hoà tan vô hạn vào nhau, có dạng tổng quát H3.10a và các hệ điển hình có kiểu này là hệ Cu - Ni (H1.20b) và hệ Al2O3 - Cr2O3 (H 1.20c), có dạng của hai đ-ờng cong khép kín, trong đó đ-ờng trên là đ-ờng lỏng, đ-ờng d-ới là đ-ờng đặc, d-ới đ-ờng đặc là vùng tồn tại của dung dịch rắn α có thành phần thay đổi liên tục

Các hợp kim của hệ này có quy luật kết tinh giống nhau: nếu lấy đơn vị là cấu tử thành

phần khó chảy hơn thì đầu tiên hợp kim lỏng kết tinh ra dung dịch rắn, vì thế pha lỏng còn lại bị nghèo đi, song khi làm nguội chậm tiếp tục dung dịch rắn tạo thành biến đổi thành phần theo h-ớng nghèo đi và cuối cùng đạt đúng nh- thành phần của hợp kim

H1.20 Dạng tổng quát của giản đồ pha loại II (a) và

các giản đồ pha hệ Cu - Ni (b), hệ Al2O3 - Cr2O3 (c)

1.3.3.4 Giản đồ loại III

Là giản đồ pha của hệ hai cấu tử với t-ơng tác hoà tan có hạn vào nhau, có dạng tổng quát

H1.21a và hệ điển hình có kiểu này là hệ Pb - Sn (H1.21`b) Giản đồ khá giống với giản đồ loại I với sự khác nhau ở đây là các dung dịch rắn có hạn α và β thay cho các cấu tử A và B Các dung dịch rắn có hạn trên cơ sở (nền) của các cấu tử nguyên chất nằm về hai phía đầu mút của giản đồ,

đ-ờng AEB là đ-ờng lỏng, ACEDB - đ-ờng đặc

H 1.21 Dạng tổng quát của giản đồ loại III (a) và giản đồ pha hệ Pb - Sn cũng nh- sơ đồ hình

thành tổ chức khi kết tinh ở trạng thái cân bằng của HK40% Sn (b)

1.3.3.5 Giản đồ loại IV

Là giản đồ pha hai cấu tử với t-ơng tác phản ứng hoá học với nhau tạo ra pha trung gian

AmBn , có dạng tổng quát ở H1.22a và hệ điển hình là Mg - Ca (H1.22b) có dạng ghép của hai giản đồ loại I: A - AmBn (Mg - Mg4Ca3) và AmBn - B (Mg4Ca3 - Ca) ở đây AmBn là pha trung gian

ổn định với nhiệt độ chảy cố định, không bị phân huỷ tr-ớc khi nóng chảy đ-ợc coi nh- một cấu

tử Hợp kim đem xem xét có thành phần nằm trong giản đồ nào sẽ đ-ợc xét trong một phạm vi của giản đồ đó

H 1.22 Dạng tổng quát của giản đồ loại IV (a) và giản đồ pha hệ Mg - Ca (b),

1.3.3.6 Quan hệ giữa giản đồ pha và các tính chất của hợp kim

Trên H1.23 đ-a ra bốn dạng giản đồ pha th-ờng gặp và sự thay đổi tính chất theo thành phần của mỗi dạng giản đồ

Tr-ờng hợp hai cấu tử hoà tan vô hạn vào nhau, tính chất biến đổi theo thành phần với quan hệ đ-ờng cong có cực trị (H a cho tr-ờng hợp cực đại)

Tr-ờng hợp hai cấu tử tạo nên hỗn hợp thì tuỳ theo dạng hỗn hợp có ba kiểu sau:

- H b là giản đồ pha với hỗn hợp của hai cấu tử nguyên chất Có tính chất biến đổi theo

thành phần với quan hệ đ-ờng thẳng chạy suốt trục hoành từ PA đến PB

- H c là giản đồ pha với hỗn hợp của hai dung dịch rắn có hạn, do vậy tính chất biến đổi

theo thành phần với hai quy luật: phần đ-ờng cong ở hai đầu mút ứng với hai dung dịch có hạn và

đạt đến Pα và Pβ khi bão hoà và phần đ-ờng thẳng nối Pα với Pβ khi HK là hỗn hợp của hai dung dịch rắn có hạn ở nồng độ bão hoà này

- Hd là giản đồ pha với hỗn hợp của dung dịch rắn có hạn và pha trung gian, do vậy tính

chất biến đổi theo thành phần với hai quy luật: phần dung dịch rắn có hạn theo quan hệ đ-ờng cong và đạt đến Pα khi nồng độ đạt đến giới hạn bão hoà, phần hỗn hợp theo quan hệ đ-ờng thẳng nối Pα PH (PH là tính chất của pha trung gian)

H 1.23 Tính chất của HK và giản đồ pha,

trong đó PA và PB là tính chất của các cấu tử nguyên chất t-ơng ứng

1.4 Giản đồ pha Fe - C (Fe - Fe3 C)

Giản đồ pha Fe - C (chỉ xét hệ Fe - Fe3 C) khá phức tạp, rất điển hình để minh họa các t-ơng tác th-ờng gặp và đ-ợc sử dụng rất nhiều trong thực tế

1.4.1 T-ơng tác giữa Fe và C

Sắt là KL khá phổ biến trong vỏ quả đất Sắt nguyên chất kỹ thuật có cơ tính sau:

HB ≈ 80; ζb ≈ 250 MPa; ζ0,2 ≈ 120 MPa;

δ ≈ 50%; ψ ≈ 85%; ak ≈ 2500kJ/ m2

So với kim loại khác (AL, Cu) nó cũng khá dẻo (dễ biến dạng nguội), dai, tuy bền, cứng

hơn nhiều song vẫn còn rất thấp so với yêu cầu sử dụng Khi đ-a cacbon vào sắt, giữa hai nguyên

tố xảy ra cả hai t-ơng tác (hoà tan thành dung dịch rắn và tạo nên pha trung gian) đều có tác dụng

hoá bền, nhờ đó hợp kim Fe- C bền cứng hơn và đ-ợc sử dụng nhiều nhất

- Sự hoà tan của cacbon vào sắt

Cacbon chỉ có thể hoà tan vào sắt ở dạng dung dịch rắn xen kẽ (vì cacbon nhỏ hơn sắt

rc = 0.077nm, rFe = 0,1241nm) Ta biết sắt có hai kiểu mạng tinh thể: lập ph-ơng tâm khối A2 (tồn tại ở < 911 0C - Feα và 1392 ữ 1539 0C - Feδ) và lập ph-ơng tâm mặt A1 (911 ữ 1392 0C - Feγ) với các lỗ hổng có kích th-ớc khác nhau và do đó khả năng hoà tan khác nhau

Bằng tính toán hình học đơn giản thấy rằng:

- Feα , Feδ tuy mật độ xếp thấp, có nhiều lỗ hổng song mỗi lỗ hỏng lại có kích th-ớc quá nhỏ nên khả năng hoà tan cacbon trong chúng là không đáng kể (coi bằng không)

- Feγ tuy mật độ thể tích cao hơn, ít lỗ hổng hơn nh-ng lại có kích th-ớc lớn hơn nên hoà tan đ-ợc cacbon, nh-ng sự hoà tan là có giới hạn (chỉ trên d-ới 10% nguyên tử)

- T-ơng tác hoá học giữa Fe và C

Khi l-ợng cacbon đ-a vào sắt v-ợt qua giới hạn hoà tan (phụ thuộc dạng thù hình và nhiệt

độ), sau khi đi vào các lỗ hổng để tạo nên dung dịch rắn xen kẽ, các nguyên tử các bon thừa ra sẽ kết hợp với sắt thành Fe3C gọi là xêmentit Đó là pha xen kẽ với kiểu mạng phức tạp, có thành phần 6,67%C + 93,33%Fe

Thực ra còn có grafit là pha ổn định hơn xêmentit, tuy nhiên trong hợp kim thuần Fe - C

sự tạo thành grafit là rất khó khăn (có thể nói là không thể đ-ợc)

1.4.2 Giản đồ pha Fe - Fe3 C và các tổ chức

1.4.2.1 Giản đồ pha Fe - Fe3 C

Giản đồ pha Fe - C (Fe - Fe3 C) đ-ợc biểu diễn ở H1.24 với các ký hiệu các toạ độ (nhiệt độ,

0C - thành phần cacbon, %) đã đ-ợc quốc tế hoá nh- sau:

H 1.24 Giản đồ pha Fe - C (Fe - Fe3C)

1 Một số đ-ờng có ý nghĩa thực tế rất quan trọng:

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

- AHJECF là đ-ờng đặc để xác định nhiệt độ bắt đầu chảy hay kết thúc kết tinh,

- ECF (11470C) là đ-ờng cùng tinh, xảy ra phản ứng cùng tinh,

- PSK (7270C) là đ-ờng cùng tích, xảy ra phản ứng cùng tích,

- ES giới hạn hoà tan cacbon trong Feγ,

- PQ giới hạn hoà tan cacbon trong Feα

2 Các chuyển biến khi làm nguội

- Chuyển biến cùng tinh xảy ra ở 1147 0C trong các HK có > 2,14 %C (đ-ờng ECF)

ở trạng thái rắn có thể gồm bốn pha sau:

1 Ferit (ký hiệu bằng α hay F hay Feα): là dung dịch rắn xen kẽ của cacbon trong Feα với

mạng lập ph-ơng tâm khối (a = 0,286 ữ 0,29nm) song do l-ợng hoà tan quá nhỏ (lớn nhất là

0,02%C ở 727 0C - điểm P, ở nhiệt độ th-ờng thấp nhất chỉ còn 0,006%C - điểm Q) nên có thể coi

nó là Feα Ferit có tính sắt từ nh-ng chỉ đến 7680C, trên giản đồ nó tồn tại trong vùng GPQ Do không chứa cacbon nên cơ tính của ferit chính là sắt nguyên chất: dẻo, dai, mềm và kém bền, trong thực tế nó có thể hoà tan Si, Mn, P, Cr nên sẽ cứng và bền hơn song cũng kém dẻo dai đi

Tổ chức tế vi của Ferit trình bày ở H1.25 có dạng các hạt sáng, đa cạnh

H1.25 Tổ chức tế vi của ferit (a) và austenit (b)

2 Austenit [ký hiệu bằng γ , A, Feγ (C)]: là dung dịch rắn xen kẽ của cacbon trong Feγ với

mạng lập ph-ơng tâm mặt (a ≈ 0,364 nm) với l-ợng hoà tan đáng kể cacbon (cao nhất tới 2,14%

hay khoảng 8,5% về số nguyên tử ở 11470C - điểm E Austenit không có tính sắt từ mà có tính thuận từ, nó chỉ tồn tại ở nhiệt độ cao (>727 0C) trong vùng NJESG, nên không có quan hệ trực tiếp nào trong việc sử dụng của hợp kim nh-ng lại có vai trò quyết định trong biến dạng nóng và nhiệt luyện

3 Xêmentit (ký hiệu bằng Xê, Fe3C): là pha xen kẽ với kiểu mạng phức tạp có công thức

Fe3C và thành phần 6,67%C, ứng với đ-ờng thẳng đứng DFKL trên giản đồ Nó có đặc tính là cứng và giòn, cùng với Ferit nó tạo nên các tổ chức khác nhau của hợp kim Fe - C Phân biệt bốn loại Xêmentit:

đ-ờng DC khi hạ nhiệt độ, chỉ có ở hợp kim có > 4,3%C Do tạo thành ở nhiệt độ cao ( >11470C ) nên XêI có dạng thẳng, thô to có thể thấy bằng mắt th-ờng

- Xêmentit thứ hai (Xê II ) đ-ợc tạo thành do giảm nồng độ cacbon trong austenit theo đ-ờng

ES khi hạ nhiệt độ, th-ờng thấy rõ ở hợp kim có > 0,80 cho tới 2,14%C Do tạo thành ở nhiệt độ t-ơng đối cao (>727 0C) tạo điều kiện cho sự tập trung biên giới hạt, nên khi XêII với l-ợng đủ lớn

sẽ tạo thành l-ới liên tục bao quanh các hạt austenit (peclit), tạo thành khung giòn, làm giảm mạnh tính dẻo và dai của hợp kim

- Xêmentit thứ ba (Xê III ) đ-ợc tạo thành do giảm nồng độ cacbon trong ferit theo đ-ờng PQ

khi hạ nhiệt độ, với số l-ợng (tỷ lệ) rất nhỏ (nhiều nhất chỉ 20/00) nên rất khó phát hiện trên tổ chức tế vi và th-ờng đ-ợc bỏ qua

- Xêmentit cùng tích đ-ợc tạo thành do chuyển biến cùng tích Austenit → Peclit Loại

này có vai trò quan trọng, đ-ợc trình bày ở phần sau

• Grafit chỉ đ-ợc tạo thành trong hợp kim Fe - C cao và chứa l-ợng đáng kể Si, là pha

quan trọng trong tổ chức của gang

1.4.2.3 Các tổ chức hai pha

1 Peclit [ký hiệu bằng P, (Feα + Fe3C)]: là hỗn hợp cơ học cùng tích của ferit và xêmentit

đ-ợc tạo thành từ austenit với 0,8%C và ở 7270C nh- phản ứng 2.2 Peclit có 88% ferit và 12% xêmentit phân bố đều trong nhau, nhờ kết hợp giữa một l-ợng lớn pha dẻo với l-ợng nhất định pha cứng, nó là tổ chức khá bền, cứng nh-ng 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

Phân biệt hai loại peclit tấm và peclit hạt (H1.26):

- Peclit tấm: th-ờng gặp hơn, có cấu trúc tấm (lớp hoặc phiến), tức là hai pha này đều ở

dạng tấm đan xen đều nhau, nên trên mặt cắt ngang là các vạch theo cùng một h-ớng hay đa h-ớng, trong đó các vạch tối mỏng (với l-ợng ít hơn) là xêmentit, vạch sáng dày (với l-ợng nhiều hơn, gọi là nền) là ferit nên tổng thể có dạng vân

- Peclit hạt: ít gặp hơn, có cấu trúc hạt tức xêmentit ở dạng thu nhỏ nhất (bề mặt ít nhất),

nó phân bố đều trên nền ferit

Giữa hai loại peclit có sự khác biệt về cơ tính: so với peclit hạt, peclit tấm có độ bền, độ cứng cao hơn, độ dẻo, 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 t-ơng đối cao (VD 600 ữ 7000C) peclit tấm có xu h-ớng chuyển thành peclit hạt

2 Lêđêburit [Le, hay ( γ + Xê) hay (P + Xê)]: là hỗn hợp cơ học cùng tinh của austenit và xêmentit tạo thành từ pha lỏng với 4,3%C ở 1147 0C nhờ phản ứng (2.1), khi làm nguội tiếp tục lại

có phản ứng cùng tích (2.2.) để austenit chuyển biến thành peclit nên tổ chức quan sát đ-ợc (H1.27) là hỗn hợp của peclit tấm (các hạt tối nhỏ) trên nền xêmentit sáng Lêđêburit cứng và giòn (vì có tới 2/3, quá nhiều xêmentit) và chỉ có trong hợp kim Fe - C ở dạng gang trắng

Các tên gọi pha và tổ chức trên có các ý nghĩa và xuất xứ nh- sau: để kỷ niệm các nhà khoa học lỗi lạc trong ngành là Robert Austen (nguời Anh) cho austenit, Ledebur (ng-ời Đức) cho lêđêburit; từ bản chất hay đặc tr-ng tính chất là fêrrum (sắt, tiếng latinh) cho ferit, pearl (vân) cho peclit, cement (ximăng, cứng) cho xêmentit

H 2.1 Sơ đồ biểu đồ tải trọng - biến dạng điển hình của kimloaij

- Khi tải trọng đặt vào nhỏ, F < Fđh, độ biến dạng (biểu thị độ giãn dài Δl) tỷ lệ bậc nhất

với tải trọng, khi bỏ tải trọng biến dạng mất đi - đó là biến dạng đàn hồi VD, d-ới tải trọng F1

mẫu bị dài thêm một đoạn O1, nh-ng khi bỏ tải trọng đi thì mẫu lại trở lại kích th-ớc ban đầu

- Khi tải trọng đặt vào lớn, F > Fđh, độ biến dạng tăng nhanh theo tải trọng, khi bỏ tải trọng

biến dạng không bị mất đi mà vẫn còn lại một phần - đó là biến dạng dẻo VD, khi đặt tải trọng

Fa, mẫu bị kéo dài theo đ-ờng Oea tức là bị dài thêm đoạn Oa”, khi bỏ tải trọng mẫu bị co lại theo

đ-ờng song song với đoạn thẳng Oe nên cuối cùng vẫn bị dài thêm một đoạn Oa’ Phần này chính

là phần biến dạng dẻo hay d- còn lại sau quá trình; còn a’a” là phần biến dạng đàn hồi bị mất đi sau quá trình

Nhờ biến dạng dẻo ta có thể thay đổi hình dạng, kích th-ớc kim loại tạo ra nhiều chủng loại phong phú đáp ứng nhu cầu sử dụng

- Nếu tiếp tục tăng tải trọng đến giá trị cao nhất Fb, lúc đó trong kim loại xảy ra biến dạng cục bộ (hình thành cổ thắt), tải trọng tác dụng giảm đi mà biến dạng vẫn tăng (cổ thắt hẹp lại) dẫn

Tr-ợt là sự chuyển dời t-ơng đối giữa các phần của tinh thể theo những mặt và ph-ơng nhất

định gọi là mặt và ph-ơng tr-ợt nh- biểu diễn H 2.2

Các mặt và ph-ơng tr-ợt: Khi hai mặt nguyên tử dịch chuyển t-ơng đối với nhau, liên kết giữa

các nguyên tử đối diện nhau sẽ bị đứt, trong khi đó mối liên kết giữa các nguyên tử cạnh nhau trong mỗi mặt vẫn đ-ợc bảo tồn

Để thoả mãn điều kiện đó, các mặt nguyên tử này phải có mật độ nguyên tử lớn nhất (hay khoảng cách nguyên tử nhỏ nhất) và nhờ đó có liên kết vững chắc nhất Khoảng cách giữa hai mặt

có mật độ nguyên tử lớn nhất này cũng là lớn nhất (do mật độ khối không thay đổi) do đó có liên kết yếu nhất, dễ bị đứt, vì thế hai mặt này dễ dịch chuyển đi với nhau

Vậy mặt tr-ợt là mặt (t-ởng t-ợng) phân cáchgiữa hai mặt nguyên tử dày đặc nhất mà theo đó sự tr-ợt xảy ra

Lý luận t-ơng tự khi tr-ợt các phần của tinh thể sẽ dịch chuyển t-ơng đối với nhau theo các

mặt tr-ợt và trên mặt đó theo ph-ơng có mật độ lớn nhất vì có liên kết mạnh nhất

a lập ph-ơng tâm khối b lập ph-ơng tâm mặt, c lục giác xếp chặt

- Mạng lập ph-ơng tâm khối A2: Các mặt dày đặc nhất là họ mặt [110] là mặt chéo chữ nhật đi qua nguyên tử ở giữa tâm khối, tất cả có sáu mặt Trên mỗi mặt lại có hai ph-ơng dày đặc nhất thuộc họ < 111 > là các ph-ơng đối đỉnh của khối lập ph-ơng Mạng này có 12 (6 mặt x 2 ph-ơng) hệ tr-ợt chính khác nhau

- Mạng lập ph-ơng tâm mặt A1: Các mặt dày đặc nhất là họ mặt [111] là mặt chéo tạo bởi

ba đ-ờng chéo của ba mặt bên có chung một đỉnh, tất cả có bốn mặt Trên mỗi mặt có ba ph-ơng dày đặc nhất là đ-ờng chéo thuộc họ <110> Mạng này có 12 (4 mặt x 3 ph-ơng) hệ tr-ợt chính khác nhau

- Còn mạng lục giác xếp chặt: chỉ có một mặt dày đặc nhất là mặt đáy [0001] và trên đó có

ba ph-ơng dày đặc nhất thuộc họ < 1120 > Mạng này có 3 (1mặt x 3ph-ơng) hệ tr-ợt chính khác nhau

Nhận thấy khả năng biến dạng dẻo của kimloaij tỉ lệ thuận với hệ tr-ợt chính Do kim loại

có hệ tr-ợt càng cao khả năng thích ứng với sự tr-ợt càng lớn nên kim loại với mạng hệ lập

ph-ơng dễ biến dạng dẻo hơn hệ lục giác Thực tế: sắt, nhôn, bạc, vàng, đồng rất dẻo và dễ dát

mỏng, còn kẽm thì kém hơn Song trong cùng hệ lập ph-ơng, kim loại nào có số ph-ơng tr-ợt cao

hơn sẽ có tính dẻo cao hơn, tức loại tâm mặt dẻo hơn tâm khối, nh- ở nhiệt độ th-ờng đồng, nhôm

dẻo hơn sắt

Mặt tr-ợt Ph-ơng tr-ợt

H 2.2 Sơ đồ biểu diễn sự tr-ợt:

a hình dạng đơn tinh thể và mạng tinh thể tr-ớc khi tr-ợt

b hình dạng đơn tinh thể và mạng tinh thể sau khi tr-ợt

• Các hạt bị biến dạng không đều:

Hạt nào có định h-ớng thuận lợi với sự tr-ợt sẽ tr-ợt tr-ớc với ứng suất bé, ng-ợc lại hạt

nào có định h-ớng không thuận lợi sẽ tr-ợt sau với ứng suất lớn hơn, thậm chí có hạt không thể

tr-ợt đ-ợc

• Có tính đẳng h-ớng:

Do sự định h-ớng ph-ơng và mặt của các hạt mang tính ngẫu nhiên cho nên dù lực bên

ngoài tác dụng nh- thế nào cũng cho một kết quả chung nh- nhau, tức là có tính đẳng h-ớng (tuy

từng hạt vẫn có tính dị h-ớng nh-ng tổng hợp lại không còn) Tính chất nhận đ-ợc là kết quả thử tổng hợp theo mọi ph-ơng của các hạt

• Có độ bền cao hơn:

Các hạt không rời rạc mà gắn bó với nhau qua vùng biên Thực tế sự tr-ợt của hạt này đều

kéo theo các hạt bên cạnh, rồi chính nó lại bị các hạt này cản trở Vùng biên giới hạt có sắp xếp không trật tự rất khó tạo nên mặt và ph-ơng tr-ợt nên có thể coi nó nh- lớp vỏ cứng cản tr-ợt Do

có nhiều cản tr-ợt nh- vậy, để tr-ợt đ-ợc nói chung phải tác dụng lực cao hơn, nói cách khác có

độ bền cao hơn độ bền trung bình (theo các ph-ơng) của đơn tinh thể

• Hạt càng nhỏ độ bền và độ dẻo càng cao:

Do hạt nhỏ có tổng diện tích biên giới hạt lớn hơn, sẽ cản tr-ợt mạnh hơn nên làm tăng độ bền Đồng thời khi hạt nhỏ đi, số l-ợng hạt tăng lên làm cho số thích ứng với sự tr-ợt theo ph-ơng

bất kỳ cũng tăng lên t-ơng ứng, điều đó cũng có nghĩa sự tr-ợt đ-ợc phân bố trên nhiều hạt hơn

và l-ợng biến dạng d- (tính dẻo) tăng lên Do làm tăng cả độ bền lẫn độ dẻo nên làm tăng mạnh

độ dai, vật liệu khó bị phá huỷ giòn Do vậy vật liệu với hạt nhỏ -u việt hơn hẳn hạt lớn, vì thế

trong chế tạo cơ khí, luyện kim th-ờng xuyên yêu cầu đạt độ hạt nhỏ

2.1.3.2 Tổ chức và tính chất của kim loại sau khi biến dạng dẻo

Biến dạng dẻo làm thay đổi rất mạnh tổ chức, tính chất đặc biệt là cơ tính của kim loại

• Trong và sau khi tr-ợt mạng tinh thể ở xung quanh mặt tr-ợt bị xô lệch, các hạt bị biến

dạng không đều, song đều có khuynh h-ớng bị kéo dài, bẹt ra theo ph-ơng biến dạng

• Sau biến dạng dẻo trong kim loại tồn tại ứng suất d- do xô lệch mạng và biến dạng không

đều giữa các hạt cũng nh- trên tiết diện Nói chung ứng suất bên trong có hại cho cơ tính, song cũng có tr-ờng hợp cố ý tạo nên lớp ứng suất d- để nâng cao giới hạn mỏi bằng cách lăn ép, phun

bi

• Sau biến dạng dẻo do mạng tinh thể bị xô lệch, cơ tính kim loại thay đổi rất mạnh theo

chiều h-ớng: tăng độ cứng, tăng độ bền song trong giới hạn đàn hồi ζ đh và giới hạn chảy ζ 0,2 tăng

mạnh hơn Tức là kim loại có xu h-ớng biến cứng, hoá bền, nh-ng lại làm giảm độ dẻo và độ dai,

dễ biến giòn, hiện t-ợng này còn gọi là hoá bền biến dạng

2.1.4 Phá huỷ

Th-ờng khi tiếp tục tăng ứng suất lên cao nữa vật liệu bị phá huỷ do gãy, vỡ hoặc đứt Sự phá huỷ tuân theo cơ chế chung là: đầu tiên bao giờ cũng xuất hiện vết nứt tế vi đầu tiên ở trên bề mặt hay ở sâu bên trong, tiếp theo vết nứt phát triển lên rồi cuối cùng mới dẫn đến tách đứt, rời

2.1.4.1 Trong điều kiện tải trọng tĩnh

Phá huỷ giòn và phá huỷ dẻo: tuỳ theo vùng gãy có tiết diện biến đổi hay không mà phân

biệt hai dạng này Khi vùng gãy vỡ có tiết diện biến đổi gọi là phá huỷ dẻo Khi vùng gãy có tiết

diện hầu nh- không biến đổi gọi là phá huỷ giòn Ta phân biệt hai dạng này khi thử kéo ở chỗ bị

đứt (H 2.4)

Phá huỷ dẻo phát triển rất chậm, cần nhiều năng l-ợng, còn phá huỷ giòn phát triển với tốc

độ rất lớn (khoảng 1000 m/s), chỉ cần năng l-ợng nhỏ

Phá huỷ ở dạng nào chủ yếu là phụ thuộc loại vật liệu: Vật liệu dẻo nh- thép th-ờng bị phá huỷ dẻo, còn vật liệu giòn nh- gang th-ờng bị phá huỷ giòn Ngoài ra nó còn phụ thuộc vào nhiệt

độ và tốc độ tải trọng: khi hạ thấp nhiệt độ (VL tăng độ bền, giảm độ dẻo) cũng nh- tăng tốc độ

đặt tải trọng có thể làm vật liệu dẻo bị phá huỷ giòn

Cơ chế phá huỷ: Có thể cho rằng sự phá huỷ cũng theo cơ chế tạo mầm nứt và mầm

nứt phát triển dẫn đến tách rời, theo năm giai đoạn sau

1) Hình thành vết nứt (tế vi),

2) Vết nứt tế vi phát triển đến kích th-ớc d-ới tới hạn,

3) Vết nứt tế vi phát triển đạt đến kích th-ớc tới hạn,

4) Vết nứt tới hạn phát triển nhanh,

5) Nứt chấm dứt và gãy rời,

Trong đó các giai đoạn 1, 2 và 4 đ-ợc coi là quan trọng nhất

Vết nứt tế vi có thể là có sẵn hay sinh ra trong giai đoạn biến dạng dẻo Trong vật liệu khó

tránh khỏi những vết rỗng đã có nh- rỗ co, bọt khí, nứt khi kết tinh, các pha có độ bền quá thấp

nh- grafit trong gang , chúng đóng vai trò của mầm khi phá huỷ

2.1.4.2 Trong điều kiện tải trọng thay đổi theo chu kỳ

Trong thực tế nhiều kết cấu và chi tiết máy nh- cầu, trục, bánh răng chịu tác dụng của tải

trọng không lớn (ngay cả <ζ0,2 khá nhiều) nh-ng thay đổi theo chu kỳ, có thể bị phá huỷ sau thời gian dài và t-ơng đố dài ( > 105 ữ 106 chu kỳ) Sự phá huỷ nh- vậy gọi là phá huỷ mỏi

Phá huỷ mỏi cũng xuất phát từ vết nứt đầu tiên song với đặc điểm là nó th-ờng nằm ở trên

bề mặt là nơi chịu ứng suất kéo lớn nhất, tạo điều kiện thuận lợi cho sự tạo thành và phát triển vết nứt Vết nứt tế vi trên bề mặt có thể có sẵn nh- rỗ co, bọt khí, tạp chất, x-ớc, lồi lõm; do vậy tăng

độ bóng bề mặt khi gia công cắt có ý nghĩa quan trọng để chống phá huỷ mỏi

2.2 Các đặc tr-ng cơ tính thông th-ờng và ý nghĩa

Cơ tính của vật liệu đ-ợc biểu thị bằng các đặc tr-ng cơ học, chúng cho biết khả năng chịu tải của vật liệu trong các điều kiện t-ơng ứng, là cơ sở của tính toán sức bền, khả năng sử dụng vào một mục đích nhất định và để so sánh các loại vật liệu với nhau

H 2.4 Các dạng mặt gãy khi phá huỷ:

a dạng co thắt mạnh thành điểm

b dạng co thắt côn về hai phía

c dạng co thắt vừa phải kiểu chén - đĩa

d dạng không thắt, bằng phẳng ngang

Tuỳ theo dạng của tải trọng tác dụng ng-ời ta phân biệt độ bền kéo, nén, uốn, xoắn Thông th-ờng các số liệu đo cho độ bền và độ dẻo là do thử kéo Căn cứ vào biểu đồ tải trọng - độ giãn dài nhận đ-ợc khi kéo mẫu sẽ xác định đ-ợc độ bền và độ dẻo

2.2.1.1 Các chỉ tiêu

Các chỉ tiêu phản ánh độ bền tĩnh là các giới hạn đàn hồi, chảy và bền, đ-ợc đo theo đơn vị

của ứng suất: kG/mm 2 , Pa, MPa, N/mm 2 , psi, ks (theo xu h-ớng chung, sách dùng đơn vị MPa

nh-ng các tiêu chuẩn về VL của TCVN hiện hành vẫn dùng kG/mm 2 ) Quan hệ giữa các đơn vị

th-ờng gặp nh- sau:

1kG/mm 2 ≈ 10MPa, 1MPa ≈ 0,1kG/mm2 , 1ksi ≈ 0,703kG/mm 2,

1kG/mm 2 ≈ 1,45ksi 1MPa ≈ 0,145 ksi, 1ksi ≈ 6,9 MPa

Theo giới hạn tăng dần lần l-ợt đ-ợc các giới hạn sau

Giới hạn đàn hồi σ đh là ứng suất lớn nhất tác dụng lên mẫu khi bỏ tải trọng mẫu không

bị thay đổi hình dạng và kích th-ớc (tuy nhiên rất khó xác định điều này nên th-ờng quy định

tạo ra độ biến dạng d- là 0,01 - 0,05% của chiều dài ban đầu, lúc đó ký hiệu là σ 0,01 hay σ 0,05) theo công thức:

σ đh = F đh / S 0 MPa hay σ 0,01 = F 0,01 / S 0 MPa hay σ0,05 = F 0,05 / S 0 MPa

trong đó:

- Fđh , F0,01 , F0,05 lần l-ợt là tải trọng (lực) kéo ứng với đoạn nằm nghiêng trên biểu đồ kéo

và gây nên biến dạng d- rất nhỏ nh-ng có thể nhận thấy 0,01% hay 0,05%, tính theo N ,

- S0 diện tích mặt cắt ngang ban đầu của mẫu tính theo mm 2

Giới hạn chảy vật lý σ ch là ứng suất tại đó VL bị “chảy”, tức là ứng suất bé nhất bắt đầu gây nên biến dạng dẻo, th-ờng đ-ợc xác định với đoạn nằm ngang trên biểu đồ kéo Đa số KL

và HK không có đoạn nằm ngang này nên th-ờng dùng giới hạn chảy quy -ớc

Giới hạn chảy quy -ớc σ 0,2 là ứng suất d-ới tác dụng của nó sau khi bỏ tải trọng mẫu bị biến dạng d- là 0,20% của chiều dài ban đầu

σ 0,2 = F 0,2 / S 0 MPa

trong đó: - F 0,2 tải trọng (lực) kéo ứng với tạo ra độ biến dạng d- là 0,20% của chiều dài ban đầu

của mẫu, N

Các số liệu về giới hạn chảy là cho theo loại này

Giới hạn bền σ b là ứng suất cao nhất gây ra biến dạng cục bộ rồi dần đến phá huỷ

σ b = F b / S 0 MPa

trong đó F b tải trọng (lực) kéo cao nhất trên biểu đồ kéo, N

Các chỉ tiêu này có thể xác định đ-ợc khả năng làm việc của vật liệu d-ới tải trọng kéo đã

cho Giới hạn đàn hồi rất quan trọng đối với lò xo, nhíp vì khi làm việc quá σ đh vật liệu không còn

đàn hồi hoàn toàn, giới hạn chảy rất quan trọng với các chi tiết lắp ghép không cho phép làm việc

quá σ 0,2 vì vật liệu bị biến dạng dẻo, các kết cấu thông th-ờng đ-ợc tính toán trên cơ sở của σ b chỉ

với yêu cầu không bị gãy, vỡ

2.2.1.2 Các biện pháp hoá bền vật liệu

Độ bền là chỉ tiêu cơ tính quan trọng nhất Nâng cao độ bền trong khi vẫn đảm bảo tốt độ dẻo, độ dai là ph-ơng h-ớng chủ yếu của vật liệu học Độ bền thoả mãn đ-ợc các yêu cầu kinh tế

- kỹ thuật quan trọng nhất trong cơ khí cũng nh- trong xây dựng:

- Tăng khả năng chịu tải

- Tăng tuổi thọ

- Giảm nhẹ khối l-ợng vật lệu sử dụng,

để tạo ra các máy móc, kết cấu mạnh hơn, bền hơn và nhỏ gọn hơn

Các biên pháp hoá bền vật liệu:

• Biến dạng dẻo Ngoài tác dụng làm thay đổi hình dạng, kích th-ớc còn làm tăng xô lệch

mạng nên khó tạo nên mặt tr-ợt và tăng mật độ lệch, làm tăng độ bền

• Hợp kim hoá (đ-a thêm nguyên tố thứ hai vào kim loại nguyên chất) để tạo nên dung

dịch rắn (thay thế hoặc xen kẽ) làm tăng xô lệch mạng và mật độ lệch, có khi giảm giá thành tạo

nên hiệu quả kinh tế - kỹ thuật cao Thực tế chủ yếu nhằm tăng độ bền nh-ng không làm giảm độ dẻo, độ dai - đáp ứng tốt yêu cầu của vật liệu kết cấu

• Tạo các pha cứng phân tán hay hoá bền tiết pha Đ-a vào hợp kim một nguyên tố thứ

hai (với l-ợng nhỏ) để tạo nên các phần tử có độ cứng cao song có kích th-ớc rấtnhỏ và phân tán,

có tác dụng nh- những chốt cản trở trong nền dung dịch rắn bền và dẻo trên, làm tăng độ bền lên mức cao hơn nữa

• Nhiệt luyện tôi + ram Tạo nên sự quá bão hoà cao của nguyên tố thứ hai trong dung

dịch rắn thông th-ờng nên làm tăng độ bền của HK lên mức cao hơn nữa Đ-ợc ứng dụng rộng rãi trong cơ khí để tăng độ bền, độ cứng, tính chống mài mòn của chi tiết máy và dụng cụ

• Làm nhỏ hạt Các ph-ơng pháp trên nói chung có nh-ợc điểm là ít nhiều làm giảm độ

dẻo dai, riêng ph-ơng pháp này làm tăng tất cả các chỉ tiêu bền, dẻo, dai

Nói chung để đạt đ-ợc độ bền càng cao càng phải áp dụng tổng hợp nhiều ph-ơng pháp hoá bền kể trên

2.2.2 Độ dẻo

Độ dẻo là tập hợp của các chỉ tiêu cơ tính phản ánh độ biến dạng d- của vật liệu khi bị

phá huỷ d-ới tải trọng tĩnh, nó quyết định khả năng chịu biến dạng dẻo của vật liệu nh- dập, dát mỏng, kéo sợi

trong đó: - l0 , S0 chiều dài, diện tích mặt cắt ngang ban đầu của mẫu thử,

- l1, S1 chiều dài, diện tích mặt cắt ngang sau khi đứt của mẫu thử

2.2.2.2 Tính siêu dẻo

Vật liệu khi có độ giãn dài t-ơng đối khoảng vài chục phần trăm, trong một số điều kiện có

thể đạt tới giá trị cao hơn 100% (từ 100% ữ 1000%) - gọi là siêu dẻo Nó đ-ợc sử dụng để chế tạo các sản phẩm có dạng rỗng, dài với tiết diện không đồng đều nh- chai, lọ, ống

Có thể đạt đ-ợc siêu dẻo bằng cách:

- Làm cho hạt nhỏ mịn (cỡ hạt khoảng 10 μm), đẳng trục, đồng đều và ổn định khi biến dạng,

- Biến dạng ở nhiệt độ cao ( 0,6 ữ 0,85%) Ts,

- Tốc độ biến dạng (0,01 ữ 0,1%/s)

2.2.3 Độ dai va đập

Độ dai va đập đánh giá khả năng chống phá huỷ của VL khi chịu tải trọng động Nhiều

chi tiết máy làm việc d-ới tải trọng đặt vào với tốc độ lớn, đột ngột hay nói khác là chịu va đập, nh- ôtô khi gặp ch-ớng ngại, bị xóc hay phanh đột ngột

Ký hiệu độ dai va đập theo TCVN bằng ak, là công phá huỷ một đơn vị diện tích mặt cắt ngang của mẫu thử, tính theo công thức:

- Để tránh tác hại đó áp dụng kiểu hoá bền bề mặt (lõi vẫn giữ nguyên tổ chức ban đầu với

độ dẻo cao) - nh- tôi bề mặt, hoá - nhiệt luyện - có tác dụng tốt vừa nâng cao độ bền, độ cứng, tính chống mài mòn mà vẫn duy trì độ dai cao, chống va đập tốt

Độ dai va đập không đ-a vào các công thức tính toán sức bền, tuy vậy vẫn đ-ợc sử dụng

độc lập để so sánh khả năng chịu tải va đập giữa các vật liệu với nhau

2.2.4 Độ cứng

2.2.4.1 Đặc điểm

Đo độ cứng là ph-ơng pháp xác định cơ tính đơn giản nhất, tiến hành bằng cách: ấn (ép) một tải trọng xác định lên bề mặt vật liệu cần đo thông qua mũi đâm làm bằng vật liệu hầu nh- không chịu biến dạng dẻo (thép tôi cứng, HK cứng, kim c-ơng) sẽ để lại trên bề mặt một vết lõm; lõm càng sâu thì độ cứng càng thấp và ng-ợc lại

Vậy độ cứng là khả năng chống lại biến dạng dẻo cục bộ của VL thông qua mũi đâm

Đặc điểm của độ cứng:

- Chỉ biểu thị tính chất của bề mặt mà không biểu thị chung cho toàn sản phẩm một khi vật liệu có cấu trúc không đồng nhất (có sự khác nhau giữa bề mặt và lõi)

- Biểu thị khả năng chống mài mòn của VL; độ cứng càng cao tính chống mài mòn càng tốt

- Với vật liệu đồng nhất (trạng thái ủ), độ cứng có quan hệ xác định với giới hạn bền và khả năng gia công cắt; độ cứng cao thì giới hạn bền tăng và tính gia công cắt càng kém

Tất cả độ cứng đ-ợc ký hiệu bắt đầu bằng chữ H (hardeness) với chữ tiếp theo chỉ loại Sơ đồ của các ph-ơng pháp thử độ cứng trình bày ở H2.5

p p p p

D

a) b) h c)

H 2.5 Sơ đồ tác dụng tải trọng của các ph-ơng pháp đo độ cứng:

a Brinen, b Rôcvel, c Vicke

đối với thép, gang dùng bi có D = 10 mm, F = 3000 kG, thời gian giữ tải trọng 15s - đ-ợc coi là

điều kiện tiêu chuẩn và ký hiệu HB

+ Mẫu đo phải có mặt bằng phẳng và đủ dày,

+ Không cho phép đo trên các loại trục (vì có mặt cong)

+ T-ơng đối chậm vì quy trình hơi dài

2.2.4.3 Độ cứng Rôcvel HR ( HRC, HRA, HRB)

Đo độ cứng Rôcvel (H2.6b) nhanh, cho ngay kết quả đo trên máy và đo đ-ợc các vật liệu từ t-ơng đối mềm đến cứng, vết lõm lại khá nhỏ, có thể đo các vật mỏng, lớp hoá bền và ngay trên thành phẩm

HR là loại độ cứng quy -ớc, xác định bởi chiều sâu d- quy -ớc e gây ra bởi tác dụng của việc đặt vào rồi bỏ đi của tải trọng chính F Số đo Rôcvel đ-ợc xác định: cứ chiều sâu thực h

tăng thêm 0,002 thì độ cứng giảm đi một đơn vị so với mức khởi tính, HR = k - e

trong đó:

- k hệ số (hay mức khởi tính), k = 100 với các thang A, C - dùng mũi nón góc đỉnh 1200bằng kim c-ơng, k = 130 cho thang B - dùng mũi bi thép,

- e = h/ 0.002, h tính theo mm (xác định bằng đồng hồ so)

Độ cứng Rôcvel phổ biến có ba thang A, B, C

+ Theo thang C, A ký hiệu HRC, HRA đ-ợc đo bằng mũi hình nón bằng kim c-ơng (là

VL cứng nhất) nên đo đ-ợc vật liệu cứng nh- thép tôi, lớp hoá - nhiệt luyện Tải trọng F = 140

kG cho thang C và F = 50 kG cho thang A HRC dùng cho thép sau khi tôi, tôi + ram, thấm

cacbon; còn HRA dùng cho thép với các lớp thấm mỏng nh- thấm nitơ, cacbon - nitơ Do vết lõm khá nhỏ nên có thể đo ngay trên thành phẩm và trên mặt trục rất tiện lợi

+ Theo thang B ký hiệu HRB đ-ợc đo bằng mũi bi bằng thép tôi song có đ-ờng kính nhỏ

hơn, D = 1,588 mm (1/16 in), nên chỉ có thể đo các vật liệu có độ cứng vừa phải nh- thép ủ, th-ờng hoá, gang đúc Tải trọng chính F = 90 kG

Trong cơ khí th-ờng dùng đo Rôcvel vì áp dụng cho thép, gang ở mọi dạng nhiệt luyện

2.2.4.4 Độ cứng Vicke HV

Là loại độ cứng có ph-ơng pháp đo t-ơng tự nh- Brinen, tức là cũng đo bằng tỷ số F /

S và có thứ nguyên ứng suất (kG/mm 2), song có những khác biệt sâu:

- Mũi đâm làm bằng kim c-ơng hình tháp bốn mặt đều với góc ở đỉnh giữa hai mặt đối diện là 1360 nh- H2.6c,

- Tải trọng tác dụng nhỏ, từ 1 đến 100 kG, trong đó mức 30 kG với thời gian giữ tải trọng

10 - 15s đ-ợc coi là điều kiện tiêu chuẩn,

- Khi thay đổi tải trọng tỷ lệ giữa tải trọng và bình ph-ơng đ-ờng chéo vết lõm nhận đ-ợc luôn không đổi, nên cho phép tải trọng thay đổi mà không ảnh h-ởng đến kết quả đo, với vật mỏng có thể dùng tải trọng nhỏ thích hợp

Vì vậy độ cứng Vicke dùng để đo độ cứng cho mọi vật liệu từ rất mềm đến rất cứng với

lớp cần đo rất mỏng (tới 0,04 ữ 0,06 mm) trong các mẫu mỏng (dày 0,3 ữ 0,5 mm), đ-ợc coi là độ

cứng chuẩn trong nghiên cứu khoa học

Số đo đ-ợc xác định theo công thức:

HV = F / S = 2Psin(α/2) / d2 = 1,854 F / d2 kG/mm 2

Trong đó: - F tải trong, kG,

- α = 1360,

- d giá trị trung bình số học của hai đ-ờng chéo vết lõm, mm

Cũng giống nh- HB, độ cứng Vicke ở điều kiện tiêu chuẩn chỉ cần viết bằng HV với số đo,

VD HV300 Nếu ở điều kiện phi tiêu chuẩn ghi thêm về tải trọng, thời gian giữ, VD HV 10/30300

là độ cứng HV khi đo d-ới tải trọng 10 kG, thời gian giữ 30s là 300kG / mm2

2.2.4.5 Chuyển đổi giữa các thang độ cứng

Giữa các loại, thang độ cứng trên HB, HRC, HRA, HRB, HV không có công thức chuyển

đổi bằng toán học Muốn biết t-ơng quan giữa chúng phải dùng bảng tra đ-ợc xác lập bằng thực nghiệm Các giá trị trên cùng một hàng ngang là cứng nh- nhau VD với các mức độ cứng:

+ Trung bình HB ≈ 300 ữ 450, + t-ơng đối cao: HRC ≈ 50 ữ 58,

+ Cao: HB ≈ 600 ữ 650, + rất cao: HRC > 65

2.3 Hồi phục và quá trình kết tinh lại của KL

2.3.1 Trạng thái KL đã qua biến dạng dẻo

Sau biến dạng dẻo kim loại bị biến cứng, hoá bền (do mạng tinh thể bị xô lệch, tồn tại ứng suất bên trong ) ở trạng thái không cân bằng với năng l-ợng dự trữ cao và có xu h-ớng trở về cân bằng với các diễn biến ng-ợc lại, trở về mạng cân bằng ban đầu không có xô lệch mạng

Đa số kim loại và hợp kim quá trình xảy ra rất chậm ở nhiệt độ th-ờng, còn khi nung nóng

sẽ làm tăng khả năng dịch chuyển của nguyên tử, làm quá trình nhanh hơn Nếu biến đổi tính chất chủ yếu khi biến dạng dẻo là hoá bền thì khi nung nóng nó (KL đã qua biến dạng dẻo) là thải bền

Ta phải khôi phục lại trạng thái ban đầu: dẻo, mềm bằng cách nung nóng lại Vì :

- Dể tiếp tục biến dạng

- Có thể dễ gia công cắt gọt

- Khử bỏ ứng suất bên trong để tránh phá huỷ giòn

2.3.2 Các giai đoạn chuyển biến khi nung

2.3.2.2 Kết tinh lại (lần thứ nhất)

- Bản chất: Khi nung nóng cao hơn nhiệt độ nhất định (gọi là nhiệt độ kết tinh), trong

mạng tinh thể bị xô lệch có quá trình hình thành các hạt mới không có sai lệch do biến dạng dẻo gây ra theo cơ chế tạo mầm và phát triển mầm

- Nhiệt độ kết tinh (Tkt): là nhiệt độ nhỏ nhất mà tại đó xảy ra quá trình kết tinh lại (tạo mầm và phát triển mầm) với tốc độ đáng kể: Tkt = a Ts (Ts- là nhiệt độ nóng chảy tính theo 0K, a phụ thuộc vào độ sạch của Kl, mức độ biến dạng và thời gian giữ nhiệt)

- Tổ chức tế vi: Sau kết tinh đ-ợc các hạt mới đa cạnh, đẳng trục, độ hạt nhỏ Độ hạt phụ

+ Thời gian giữ nhiệt tại nhiệt độ ủ càng dài thì hạt càng có điều kiện phát triển và lớn lên

2.3.2.3 Kết tinh lại lần hai

Sau kết tinh lần một nếu tiếp tục nâng cao nhiệt độ hay kéo dài thời gian giữ nhiệt sẽ có quá trình sát nhập các hạt nhỏ hơn bao quanh hạt lớn, hạt lớn nuốt hạt bé làm hạt to thêm Sự phát triển hạt là quá trình tự nhiên vì nó làm giảm tổng biên giới hạt, do đó giảm tổng năng l-ơng dự trữ - đ-ợc gọi là kết tinh lần hai và th-ờng phải loại bỏ

2.3.3 Biến dạng nóng

2.3.3.1 Khái niệm

Theo quan điểm của vật liệu học thì biến dạng nóng là biến dạng ở nhiệt độ cao hơn nhiệt

độ kết tinh lại của nó, còn thấp hơn là biếndạng nguội

Nh- vậy nung nóng không phải là đặc tr-ng của biến dạng nóng, VD: biến dạng dẻo vonfram ở > 10000C vẫn là biến dạng nguội vì vẫn < Tkt của nó là 12000C ; trong khi đó chì, thiếc, kẽm ở nhiệt độ th-ờng bao giờ cũng đ-ợc coi là biến dạng nóng vì nhiệt Tkt của chúng < 00C

Th-ờng biến dạng nóng ở nhiệt độ 0,7 – 0,8 T s

2.3.3.2 Các quá trình

Bao giờ cũng là hai quá trình đối lập nhau :

- Biến dạng dẻo làm xô lệch mạng tạo nên hoá bền, biến cứng, nh-ng sau đó là

- Kết tinh lại làm mất xô lệch mạng gây ra thải bền, giảm độ cứng

Ch-ơng 3: Chuyển biến pha và Nhiệt luyện thép

3.1 Khái niệm về nhiệt luyện thép

3.1.1 Sơ l-ợc về nhiệt luyện

3.1.1.1 Định nhĩa

Nhiệt luyện là công nghệ nung nóng KL, HK đến nhiệt độ xác định, giữ nhiệt tại đó một thời gian thích hợp rồi sau đó làm nguội chậm với tốc độ nhất định để làm thay đổi tổ chức, do

đó biến đổi cơ tính và các tính chất khác theo ph-ơng h-ớng đã chọn tr-ớc

Phân biệt nguyên công nhiệt luyện với các nguyên công gia công cơ khí khác:

- Khác với đúc, hàn nó không nung nóng đến trạng thái lỏng, luôn luôn chỉ ở trạng thái rắn (tức nhiệt độ nung nóng phải thấp hơn đ-ờng đặc)

- Khác với cắt gọt, biến dạng dẻo (rèn, dập), nó không thay đổi hình dạng và kích th-ớc sản phẩm hoặc thay đổi không đáng kể

- Kết quả của nhiệt luyện đ-ợc đánh giá bằng biến đổi của tố chức tế vi và cơ tính, không thể kiểm tra bằng bên ngoài

3.1.1.2 Các yếu tố đặc tr-ng cho nhiệt luyện

thời gian nhiệt luyện đơn giản nhất

Quá trình nhiệt luyện đ-ợc đặc tr-ng bằng ba thông số quan trọng nhất (H 3.1), nó t-ơng

ứng với ba giai đoạn nối tiếp nhau là nung nóng - giữ nhiệt - làm nguội:

- Nhiệt độ nung nóng T 0 n: nhiệt độ cao nhất mà quá trình phải đạt tới,

- Thời gian giữ nhiệt tgn: thời gian ng-ng ở nhiệt độ nung nóng,

- Tốc độ nguội V nguội sau khi giữ nhiệt

Đánh giá kết quả nhiệt luyện bằng các chỉ tiêu sau:

+ Tổ chức tế vi gồm cấu tạo pha, kích th-ớc hạt, chiều sâu lớp hoá bền, Đây là chỉ tiêu

gốc, cơ bản nhất, song để thực hiện khá mất nhiều thời gian

+ Độ cứng là chỉ tiêu cơ tính dễ xác định và có liên quan đến các chỉ tiêu khác nh- độ bền,

độ dẻo, độ dai

+ Độ cong vênh, biến dạng th-ờng là nhỏ nh-ng trong một số tr-ờng hợp quan trọng yêu

cầu này rất khắt khe, nếu v-ợt qua phạm vi cho phép sẽ không thể sử dụng đ-ợc

3.1.1.3 Phân loại nhiệt luyện

1 Nhiệt luyện - th-ờng gặp nhất: chỉ dùng cách thay đổi nhiệt độ (không có biến đổi thành

phần và biến dạng dẻo) để biến đổi tổ chức trên toàn tiết diện Gồm nhiều ph-ơng pháp:

• ủ: nung nóng rồi làm nguội chậm để đạt tổ chức cân bằng với độ cứng, độ bền thấp nhất,

độ dẻo cao nhất

• Th-ờng hoá: nung nóng đến tổ chức hoàn toàn là austenit, làm nguội bình th-ờng trong

• Tôi: nung nóng làm xuất hiện austenit rồi làm nguội nhanh để đạt đ-ợc tổ chức không

cân bằng với độ cứng cao nhất (nh-ng cũng kèm theo độ giòn cao) Nếu hiệu ứng này chỉ xảy ra ở

bề mặt gọi là tôi bề mặt

• Ram: là nguyên công bắt buộc sau khi tôi, nung nóng lại thép tôi để điều chỉnh độ cứng,

độ bền theo đúng yêu cầu làm việc

Mục đích của tôi và ram là tạo cơ tính phù hợp với yêu cầu làm việc cụ thể, đó là hai nguyên công nhiệt luyện đi kèm với nhau

2.Hoá nhiệt luyện: là ph-ơng pháp thay đổi nhiệt độ và biến đổi thành phần hoá học ở bề

mặt nhằm biến đổi tổ chức và cơ tính mạnh hơn ở vùng này Th-ờng tiến hành bằng cách thấm, khuếch tán một hay nhiều nguyên tố nhất định, gồm:

+ Thấm đơn nguyên tố có : thấm cabon, thấm nitơ

+ Thấm đa nguyên tố có: thấm cabon - nitơ, thấm cacbon - nitơ - l-u huỳnh

3.Cơ - nhiệt luyện: dùng cách thay đổi nhiệt độ và biến dạng dẻo để biến đổi tổ chức và cơ

tính trên toàn tiết diện mạnh hơn khi nhiệt luyện đơn thuần Th-ờng tiến hành ở x-ởng cán nóng thép (ở các xí nghiệp luyện kim)

3.1.2 Tác dụng của nhiệt luyện đối với sản xuất cơ khí

Nhiệt luyện là khâu quan trọng và không thể thiếu đ-ợc trong chế tạo cơ khí, nó có các tác dụng chủ yếu sau:

- Giảm nhẹ trọng l-ợng của máy nên tiết kiệm kim loại, năng l-ợng (nhiên liệu) khi vận hành

- Tăng khả năng chịu tải của máy, động cơ, ph-ơng tiện vận tải (ôtô, toa xe, tàu biển) và kết cấu (cầu, nhà, x-ởng, ), dẫn đến hiệu quả kinh tế cao

3.1.2.2 Cải thiện tính công nghệ

Để đảm bảo sản xuất dễ dàng với năng suất lao động cao, chi phí thấp thép phải có cơ tính sao cho phù hợp với điều kiện gia công tiếp theo nh- cần mềm để dễ cắt, cần dẻo để dễ biến dạng,

muốn vậy phải áp dụng các biện pháp nhiệt luyện thích hợp: ủ hoặc th-ờng hoá - gọi là nhiệt

luyện sơ bộ, chúng nằm giữa các nguyên công gia công cơ khí

3.2 Các tổ chức đạt đ-ợc khi nung nóng và làm nguội thép

3.2.1 Các chuyển biến xảy ra khi nung nóng thép

3.2.1.1 Cơ sở xác định chuyển biến khi nung

Cơ sở xác định chuyển biến khi nung là giản đồ pha Fe - C (chỉ giới hạn khu vực thép và ở

trạng thái rắn) ở nhiệt độ th-ờng mọi loại thép đều cấu tạo bởi hai pha cơ bản: ferit và xêmentit (peclit là hỗn hợp của hai pha này)

- Thép cùng tích có tổ chức đơn giản nhất, chỉ có peclit

- Thép tr-ớc và sau cùng tích có tổ chức phức tạp: ngoài peclit còn có thêm ferit hoặc xêmentit II

Khi nung nóng các thép này lên nhiệt độ cao, sẽ lần l-ợt xảy ra các chuyển biến sau: + Khi nhiệt độ nung thấp hơn Ac1, trong mọi loại thép vẫn ch-a có chuyển biến gì (nên sau

đó khi làm nguội tổ chức của thép vẫn không bị biến đổi)

+ Khi nhiệt độ nung đạt đến Ac1, tổ chức peclit của mọi loại thép chuyển biến thành austenit theo phản ứng:

• Thép tr-ớc và sau cùng tích có chuyển biến nh-ng ch-a hoàn toàn: có tổ chức ch-a hoàn toàn austenit, t-ơng ứng là austenit + ferit và austenit + xêmentit II Tuy nhiên khi nung từ

Ac1 lên đến Ac3 và Acm sẽ có sự hoà tan ferit, xêmentit II còn d- vào austenit, l-ợng hai pha này trong tổ chức sẽ giảm đi

+ Khi nhiệt độ nung cao hơn Ac3 và Acm sự hoà tan các pha d- ferit và xêmentit II vào austenit của thép tr-ớc và sau cùng tích cũng kết thúc và chỉ còn một pha: hoàn toàn là austenit với thành phần đúng nh- của thép

Vậy khi nung nóng quá đ-ờng GSE với mọi loại thép đều có tổ chức giống nhau là dung dịch rắn austenit với nồng độ khác nhau và bằng chính thành phần cacbon của thép

Trong các chuyển biến khi nung trên thì chuyển biến peclit thành austenit là cơ sở và cũng

là mục tiêu th-ờng phải đạt tới của quá trình nhiệt luyện

3.2.1.2 Đặc điểm của chuyển biến peclit thành austenit

Nhiệt độ chuyển biến

Nhiệt độ chuyển biến này xảy ra ở A1 = 7270C, song nó chỉ đúng khi nung nóng vô cùng chậm, nên khi nung nóng thực tế nhiệt độ chuyển biến phải luôn luôn cao hơn

Tốc độ nung nóng càng cao chuyển biến peclit thành austenit xảy ra ở nhiệt độ càng cao trong thời gian càng ngắn Thực tế để đạt đ-ợc chuyển biến phải nung nóng quá nhiệt độ tới

hạn ít nhất là 20 ữ 300C khi nung chậm và có thể tới hàng trăm 0C khi nung nhanh

Kích th-ớc hạt austenit

Tuy austenit không tồn tại ở nhiệt độ th-ờng song vẫn phải quan tấm đến độ hạt của nó vì các sản phẩm tạo thành từ các hạt nhỏ austenit có độ dẻo, dai hơn so với từ hạt lớn austenit Vì vậy yêu cầu cần phải đạt đ-ợc tổ chức hạt austenit hạt nhỏ, nên ta phải biết quy luật hình thành và

sự lớn lên cảu hạt austenit

Chuyển biến peclit → austenit cũng theo cơ chế: tạo và phát triển mầm nh- kết tinh Mầm austenit đ-ợc tạo nên giữa hai pha ferit và xêmentit của peclit, do bề mặt phân chia giữa chúng rất nhiều nên số mầm tạo thành cũng rất nhiều, vì thế hạt austenit lúc mới tạo thành rất nhỏ mịn 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 Đó là quá trình tự nhiên : hạt to biên giới ít đi làm giảm năng l-ợng dự trữ Sự lớn lên của hạt theo cơ chế các hạt bé bao quanh nhập vào hạt lớn Khi làm nguội kích th-ớc hạt austenit không giảm đi, vẫn giữ nguyên cấp hạt lớn nhất đã đạt tr-ớc đó

Nh- vậy: lúc mới tạo thành các hạt austenit là nhỏ mịn và khi nung nóng tiếp tục (hay giữ nhiệt) chúng lại lớn dần lên

3.2.2 Các chuyển biến xảy ra khi giữ nhiệt

Tiếp theo nung nóng là giai đoạn giữ nhiệt, tuy không xảy ra các chuyển biến mới song lại cần thiết để:

- Nhiệt độ trên tiết diện đồng đều, làm cho lõi cũng có chuyển biến nh- ở bề mặt,

- Có đủ thời gian hoàn thành các chuyển biến khi nung nóng,

- Làm đồng đều thành phần hoá học của austenit vì lúc đầu hạt austenit có thành phần không đồng nhất: nơi tr-ớc ferit sẽ nghèo cacbon, nơi tr-ớc xêmentit sẽ giàu cacbon Trong giai

đoạn này cacbon (và nguyên tố HK) sẽ san bằng nồng độ

- Thời gian giữ nhiệt chỉ cần vừa đủ, không nên kéo dài quá mức cần thiết sẽ làm hạt lớn và

đ-ợc chọn phụ thuộc với các công việc nhiệt luyện cụ thể

3.2.3 Các chuyển biến của austenit khi làm nguội chậm

Mục tiêu của nung nóng và giữ nhiệt là để tạo nên austenit hạt nhỏ Khi làm nguội austenit

sẽ chuyển biến thành tổ chức nào với cơ tính ra sao, điều này sẽ quyết định cơ tính của thép khi làm việc hay gia công tiếp theo: mềm, cứng, bền, dẻo, dai

3.2.3.1 Giản đồ chuyển biến đẳng nhiệt của austenit quá nguội của thép cùng tích (giản đồ chữ “C”)

Từ giản đồ pha Fe - C, austenit chỉ chuyển biến thành peclit ở 7270C (tức ΔT = 0) khi làm nguội rất chậm, điều này không xảy ra trong thực tế Xét một dạng làm nguội ít gặp trong thực tế

nh-ng lại tiện để xác định ảnh h-ởng của độ quá nguội đến chuyển biến - làm nguội đẳng nhiệt:

làm nguội nhanh austenit xuống d-ới Ac1, giữ nhiệt rồi đo thời gian bắt đầu và kết thúc chuyển biến từ austenit thành hỗn hợp ferit - xêmentit, H 3.2 (đ-ợc thực hiện bằng cách nhúng các mẫu nhỏ, mỏmg đã austenit háo vào các bể muối với nhiệt độ khác nhau)

Đ-ợc tiến hành cho thép cùng tích (sau khi 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 với nhau) ta đ-ợc giản đồ chuyển biến đẳng nhiệt của austenit quá nguội - giản

đồ hai đ-ờng cong hình chữ “C”

Các sản phẩm của sự phân hoá đẳng nhiệt của austenit quá nguội:

- ở trên 7270C là khu vực tồn tại của austenit ổn định,

- bên trái chữ “C” đầu tiên - là austenit quá nguội, không ổn định (vì khi austenit bị nguội tức thời xuống d-ới 7270C nó ch-a chuyển biến ngay mà còn tồn tại một thời gian nhất định tr-ớc khi chuyển biến, phân hoá)

- giữa hai chữ “C” - austenit chuyển biến (tồn tại cả ba pha γ, F, Xê),

- bên phải chữ “C” thứ hai - các sản phẩm phân hoá đẳng nhiệt của austenit quá nguội là hỗn hợp của F - Xê với mức độ nhỏ mịn khác nhau,

- d-ới đ-ờng Ms (~ 220 ữ 2400C) - mactenxit + austenit d- (nói tới phần sau)

Làm nguội đẳng nhiệt với các mức độ nguội khác nhau sẽ phân hoá thành các hỗn hợp F - Xê với các đặc điểm khác nhau:

+ Khi giữ austenit quá nguội ở sát A1 (trên d-ới 7000C, ΔT nhỏ, ~ 250C), sau thời gian dài (~ 100s) nó mới bắt đầu phân hoá và tiếp theo (sau ~ 2000s) nó mới kết thúc chuyển biến Hỗn

hợp F - Xê tấm tạo thành rất thô to với khoảng cách d giữa các tấm khoảng 10-3 mm (cỡ micrômet)

- gọi là peclit (tấm) với độ cứng thấp nhất (10 ữ 15 HRC)

+ Khi austenit quá nguội ở nhiệt độ thấp hơn (trên d-ới 6500C, ΔT lớn hơn, ~ 750C), nó sẽ bắt đầu và kết thúc phân hoá sau thời gian ngắn hơn rõ rệt ( sau gần 3 ữ 100s) Hỗn hợp F - Xê tạo thành sẽ nhỏ mịn hơn đến mức không thể phân biệt đ-ợc bằng kính hiển vi quang học (với d ≈

0,25 ữ 0,3μm) - gọi là xoocbit có độ cứng cao (25 ữ 35 HRC)

+ Khi giữ austenit quá nguội ở nhiệt độ thấp hơn nữa, ứng với đỉnh lồi chữ “C” (là lúc austenit quá nguội kém ổn định nhất, khoảng 500 ữ 6000C), nó sẽ chuyển biến rất nhanh (khoảng 0,5 ữ 0,8s và 8s) Hỗn hợp F - Xê tạo thành sẽ nhỏ mịn hơn nữa, càng không thể phân biệt đ-ợc

bằng kính hiển vi quang học (với d ≈ 0,10 ữ 0,15μm) - gọi là trôxtit với độ cứng cao hơn nữa (40

+ Tiếp tục giữ austenit quá nguội ở nhiệt độ thấp hơn nữa, ứng với đoạn dưới của chữ “C”, khoảng 450 ữ 2000C, thời gian chuyển biến sẽ lại kéo dài ra, cơ chế chuyển biến có thay đổi chút

ít - tổ chức gọi là bainit Có thể coi bainit là hỗn hợp F - Xê ở dạng tấm nh- trên song nhỏ mịn

hơn nữa với độ cứng cao hơn (50 ữ 55 HRC)

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 F và Xê tấm, trong đó theo thứ tự tấm càng nhỏ mịn hơn và độ cứng càng cao hơn

Đ-ợc giải thích: Khi tăng độ quá nguội của chuyển biến, số mầm kết tinh tăng lên do xêmentit (cacbit) nhỏ mịn đi Mặc dù l-ợng xêmentit không thay đổi (cùng 0,80%C với 12% Xê + 88%F), nh-ng kích th-ớc xêmentit nhỏ đi tức là số các phần tử rắn này sẽ làm tăng sự cản tr-ợt ferit, nâng cao độ cứng, độ bền

Tóm lại 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 đ-ợc peclit,

+ khi ở đoạn ứng với phần lồi đ-ợc trôxtit,

+ khi ở giữa hai mức trên đ-ợc xoocbit,

+ khi ở nhánh d-ới đ-ợc bainit

Sau khi làm nguội đẳng nhiệt tổ chức nhận đ-ợc là đồng nhất trên tiết diện

3.2.3.2 Sự phân hoá của austenit khi làm nguội liên tục

Thực tế th-ờng làm nguội liên tục, nên sự phân hoá austenit có đặc điểm sau:

1- Với các tốc độ nguội khác nhau, austenit bị quá nguội đến các nhiệt độ khác nhau (tới

điểm gặp các đường cong chữ “C”) và phân hoá thành các tổ chức tương ứng (hình 3.3):

+ Làm nguội chậm cùng lò - vectơ V 1, nó cắt đường cong chữ “C” ở sát A1: austenit quá

nguội phân hoá ở nhiệt độ cao đ-ợc peclit tấm với độ cứng thấp nhất

+ Làm nguội trong không khí tĩnh - vectơ V 2, nó cắt đường cong chữ “C” ở phần giữa của

nhánh trên: austenit quá nguội phân hoá thành xoocbit

+ Làm nguội trong không khí nén - vectơ V 3, nó cắt đường cong chữ “C” ở phần lồi: austenit

quá nguội phân hoá thành trôxtit

+ Làm nguội trong dầu - vectơ V 4, nó chỉ cắt phần lồi của đường cong chữ “C” thứ nhất: austenit quá nguội chỉ chuyển biến một phần thành trôxtit và phần còn lại sẽ chuyển biến

thành mactenxit, cuối cùng có tổ chức trôxtit + mactenxit

+ Làm nguội trong n-ớc lạnh - vectơ V 5, nó không cắt đường cong chữ “C” nào, tức là austenit không chuyển biến chút nào thành hỗn hợp F - Xê, phần lớn austenit quá nguội

3- Không đạt đ-ợc tổ chức hoàn toàn là bainit (thấy về mặt hình học trên giản đồ), mà chỉ

đạt đ-ợc nó khi làm nguội đẳng nhiệt

4- Những điều trên chỉ đúng với thép cacbon Với thép HK, vị trí của đường cong chữ “C” dịch sang phải với các mức độ khác nhau nên các đặc điểm trên có thể phù hợp hay không phù hợp hoàn toàn:

+ Tốc độ nguội cần thiết để đạt đ-ợc tổ chức trên sẽ giảm đi một cách t-ơng ứng, VD: khi làm nguội cùng lò (V1) cũng có thể đạt đ-ợc xoocbit, trôxtit; với một số thép HK cao khi làm nguội trong không khí (V2, V3) có thể đạt đ-ợc tổ chức mactenxit

+ Sự không đồng nhất về tổ chức trên tiết diện giảm đi thậm chí có thể đạt đ-ợc đồng nhất ngay với tiết diện lớn

3.2.3.3 Giản đồ đường cong hình chữ “C” của thép khác cùng tích

Các thép trước và sau cùng tích cũng có dạng giản đồ hình chữ “C” như thép cùng tích song phức tạp hơn - có thêm nhánh phụ ở phía trên, bên trái chữ “C” thứ nhất biểu thị sự tiết ra F hoặc

Xê (tuỳ thuộc vào thép tr-ớc hay sau cùng tích) tr-ớc khi phân hoá thành hỗn hợp F - Xê và

đ-ờng ngang A3 hay Acm (H 3.4) Có ba đặc điểm khác biệt sau:

1- Vị trí các đ-ờng cong dịch sang phải một chút, càng xa cùng tích sự lệch càng nhiều, nghĩa là tính ổn định của austenit quá nguội kém hơn, điều đó giải thích bằng sự khó đạt đ-ợc austenit đồng nhất khi nung nóng

+ Với thép tr-ớc cùng tích là F + P (đôi khi F + xoocbit),

+ Với thép sau cùng tích là P + XêII (đôi khi xoocbit + XêII)

3- Khi làm nguội đẳng nhiệt với độ quá nguội đủ lớn hay làm nguội (liên tục) đủ nhanh, vectơ biểu diễn quá trình nguội của chúng không gặp nhánh phụ, austenit quá nguội phân hoá ngay ra hỗn hợp F - Xê d-ới dạng xoocbit, trôxtit, bainit (riêng bainit chỉ khi làm nguội đẳng nhiệt)

Đối với thép HK ngoài ảnh h-ởng của cacbon còn chịu ảnh h-ởng mạnh của các nguyên tố

HK, đường cong chữ “C” sẽ dịch rất mạnh sang phải, làm tăng tính ổn định của austenit quá nguội

H 3.4 Dạng tổng quát của giản

đồ đường cong hình chữ “C”của thép khác cùng tích

H3.5 Sự tiết ra F hay XêII khi làm nguội đẳng nhiệt với độ quá nguội nhỏ

(1) và chậm liên tục(2)

3.2.4 Chuyển biến của austenit khi làm nguội nhanh ‟ Chuyển biến mactenxit (khi tôi)

3.2.4.1 Khái niệm chuyển biến mactenxit

Nếu làm nguội nhanh austenit với tốc độ thích hợp sao cho vectơ biểu diễn quá trình nguội của nó không cắt đường cong chữ “C”, thì nó không kịp chuyển biến thành hỗn hợp F -

Xê, mà chỉ có chuyển biến thù hình (chuyển kiểu mạng tinh thể) của Fe γ sang Fe α (tức không

có sự tập trung của cacbon để tạo nên xêmentit Fe3C) xảy ra ở nhiệt độ thấp (từ 250 ữ 2200C trở xuống) Đó là thực chất của chuyển biến khi làm nguội nhanh austenit → mactenxit, khi tôi

Tốc độ nguội nhỏ nhất để gây ra chuyển biến này là tốc độ ứng với vectơ tiếp xúc với đ-ờng

“C” thứ nhất ở phần lồi, gọi là tốc độ tôi tới hạn Vth (H 3.6) Vậy khi làm nguội nhanh liên tục austenit (với tốc độ bằng hay v-ợt qua Vth) sẽ nhận đ-ợc mactenxit, đó là tổ chức đặc tr-ng của quá trình làm nguội nhanh liên tục (tôi)

3.2.4.2 Bản chất của mactenxit

Mactenxit là dung dịch rắn xen kẽ quá bão hoà cacbon trong Fe α với nồng độ cacbon nh- của austenit, có kiểu mạng chính ph-ơng tâm khối và có độ cứng cao

Giải thích các đặc tính trên của mactenxit nh- sau:

- Do làm nguội nhanh, cacbon trong Feγ không kịp tiết ra (để tạo thành Xê), khi đạt đến nhiệt độ t-ơng đối thấp chỉ xảy ra quá trình chuyển mạng của Feγ (tâm mặt) sang Feα (tâm khối): (austenit) Feγ (C) → Feα (C) (mactenxit)

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

- Với nồng độ cacbon thông th-ờng(VD 0,80%) trong Feγ sẽ quá bão hoà ở trong Feα vì độ hoà tan cacbon trong dạng thù hình này rất thấp (0,006 ữ 0.02%)

- Nguyên tử cacbon hoà tan trong Feα bằng cách xen vào các lỗ hổng của mạng này Qua nghiên cứu thấy rằng cacbon nằm ở trong lỗ hổng tám mặt tức là ở giữa các mặt bên hay giữa các cạnh của ô cơ sở (H 3.7) Do lỗ hổng này không đối xứng nên quả cầu cacbon khi lọt vào sẽ làm giãn các nguyên tử Fe ra xa không đều, kéo dài một cạnh ra mạnh hơn so với hai cạnh kia, làm cho mạng từ lập ph-ơng tâm khối (của Feα chuyển sang chính ph-ơng tâm khối Tỉ số c/a đ-ợc gọi là độ chính ph-ơng của mactenxit, có giá trị thay đổi trong khoảng từ 1,001 ữ 1,06

- Nguyên tử cacbon chui vào lỗ hổng của Feα làm cho mạng tinh thể của sắt bị xô lệch, trở nên khó biến dạng dẻo, có độ cứng cao nhất (cao hơn cả bainit, trôxtit , chúng chỉ là hỗn hợp F -

Xê, trong đó F dẻo nên vẫn có thể biến dạng đ-ợc)

3.2.4.3 Cơ tính của mactenxit

Mactenxit là tổ chức quan trọng nhất đ-ợc tạo thành khi tôi thép, quyết định cơ tính của thép tôi, nổi bật là cứng và giòn

1 Độ cứng: là do cacbon hoà tan xen kẽ làm xô lệch mạng tinh thể cảu sắt, nên nó chỉ phụ

thuộc nồng độ cacbon quá bão hoà trong nó - nồng độ cacbon càng cao, xô lệch mạng càng mạnh, c/a càng lớn - độ cứng sẽ càng cao

Qua thực nghiệm thấy rằng:

- mactenxit chứa ít cacbon, ≤ 0,25%C, độ cứng không cao chỉ khoảng ≤ 40 HRC,

- mactenxit chứa cacbon trung bình 0,40 ữ 0,50%, độ cứng t-ơng đối cao, khoảng ≥ 50 HRC

- mactenxit chứa cacbon cao, ≥ 0,60%C, độ cứng cao, khoảng ≥ 60 HRC

Ta cần phân biệt độ cứng của pha mactenxit và độ cứng của thép tôi vì chúng không phải lúc nào cũng đồng nhất với nhau Độ cứng của thép tôi bao giờ cũng là độ cứng tổng hợp của mactenxit + austenit d-, đôi khi cả cacbit (XêII) nữa

Độ cứng cao dẫn đến nâng cao tính chống mài mòn là -u điểm của pha mactenxit, song nó chỉ phát huy ở những thép có ≥ 0,40%C

2 Tính giòn: là nh-ợc điểm của mactenxit vì khi tính giòn cao sẽ hạn chế hoặc thậm chí

không sử dụng đ-ợc Nguyên nhân là do xô lệch mạng nh- gây ra độ cứng, ngoài ra còn do ứng suất d- (ứng suất bên trong) trong nó Th-ờng khi độ cứng cao thì tính giòn cũng cao, nó còn phụ thuộc vào các yếu tố sau:

+ Kim mactenxit càng nhỏ, tính giòn càng thấp, muốn đạt đ-ợc điều này hạt austenit khi nung nóng phải nhỏ,

+ ứng suất bên trong càng nhỏ tính giòn càng thấp

3.2.5 Chuyển biến khi nung nóng thép đã tôi (khi ram)

Thép sau khi tôi đạt tổ chức mactenxit và một l-ợng nhất định austenit d-, có độ cứng cao song lại có tính giòn lớn, tồn tại ứng suất bên trong, tổ chức không ổn định ch-a phù hợp với điều kiện làm việc, cần phải có thêm sau đó một nguyên công chính - nung nóng lại , gọi là ram

3.2.5.1 Tính không ổn định của mactenxit và austenit

Từ nhiệt độ th-ờng đến 7270C tổ chức ổn định của thép là hỗn hợp F - Xê tức peclit Do vậy hai pha mactenxit và austenit d- đều là các pha không ổn định, có khuynh h-ớng chuyển biến thành hỗn hợp đó

Mactenxit không ổn định là do quá bão hoà cacbon, l-ợng cacbon thừa sẽ tiết ra ở dạng Xê

và phần còn lại mất hết cacbon trở thành ferit:

- Cả hai pha này đều không chuyển biến ngay thành hỗn hợp F - Xê mà phải qua tổ chức trung gian là mactenxit ram theo sơ đồ:

Theo sự tăng nhiệt độ nung nóng, thép cùng tích (0,80%C) đã tôi với tổ chức mactenxit + austenit d- lần l-ợt qua các giai đoạn với các chuyển biến nh- sau:

1.Giai đoạn I (< 2000C)

- < 80 0C ch-a có chuyển biến gì,

- Từ 80 ữ 200 0C chỉ có mactenxit chuyển biến: cacbon trong nó tập trung lại, tiết ra ở dạng các phần tử cacbit ε với công thức Fex C (x thay đổi trong phạm vi từ 2,0 ữ 2,4) ở dạng tấm mỏng

và phân tán, l-ợng cacbon còn lại giảm từ 0,8% xuống khoảng 0,25 ữ 0,4% với tỉ số c/a giảm đi Hỗn hợp mactenxit ít cacbon và cacbit ε đó gọi là mactenxit ram , chuyển biến có sơ đồ:

(mactenxit tôi) Feα (C)0,8 → [Feα (C)0,25 ữ 0,4 + Fe2 ữ 2,4 C] (mactenxit ram)

Vậy cuối giai đoạn này thép có tổ chức mactenxit ram và austeniti d-

2.Giai đoạn II (200 ữ 2600C)

Cacbon vẫn tiếp tục tiết ra khỏi mactenxit làm cacbon trong dung dịch rắn chỉ còn khoảng 0,15 ữ 0,20%, đồng thời có chuyển biến mới - austenit d- thành mactenxit ram:

(austenit d-) Feγ (C)0,8 → [Feα (C)0,15 ữ 0,20 + Fe2 ữ 2,4 C] (mactenxit ram)

Cuối giai đoạn này thép tôi có tổ chức mactenxit gồm cacbit ε và mactenxit nghèo cacbon (0,15 ữ 0,20%C)

Mactenxit ram là tổ chức cứng không kém (nếu có chỉ là chút ít) mactenxit tôi, song lại

ít giòn hơn do giảm đ-ợc ứng suất bên trong (do cacbon tiết ra bớt khỏi dung dịch rắn, giảm

chút ít xô lệch mạng)

3.Giai đoạn III (260 ữ 4000C)

Cả hai pha mactenxit nghèo cacbon và cacbit ε đều chuyển biến:

- Tất cả cacbon bão hoà tiết ra khỏi mactenxit d-ói dạng cacbit, độ chính ph-ơng không

còn, c/a = 1, mactenxit nghèo cacbon trở thành ferit

- Cacbit ε (Fe 2 ữ 2,4 C) ở dạng tấm mỏng biến thành xêmentit Fe 3 C ở dạng hạt

Sơ đồ chuyển biến của giai đoạn:

Feα (C)0,15 ữ 0,20 → Feα + Fe3 Chạt

Fe2 ữ 2,4 C → Fe3 Chạt

là hỗn hợp của F - Xê ở dạng hạt rất nhỏ mịn và phân tán, đ-ợc gọi là trôxtit ram Do cacbon tiết

ra hết khỏi dung dịch rắn (mactenxit) nên đến giai đoạn này:

- Độ cứng giảm đi rõ rệt song vẫn còn t-ơng đối cao (45 HRC với thép cùng tích)

- Mất hoàn toàn ứng suất bên trong, tăng mạnh tính đàn hồi

4 Giai đoạn IV (> 4000C)

Thép tôi lúc này không có chuyển biến pha gì mới, chỉ có quá trình kết tụ (sát nhập, lớn lên) của

các phần tử Xê ở dạng hạt

- Từ 500 ữ 6500C đ-ợc hỗn hợp F - Xê hạt nhỏ mịn và khá phân tán gọi là xoocbit ram với

đặc tính có giới hạn chảy cao và độ dai va đập tốt nhất

- Gần A1 (7270C) đ-ợc hỗn hợp F - Xê hạt có thể phân biệt đ-ợc d-ới kính hiển vi quang

học, gọi là peclit hạt

Do Xê kết tụ nên khi nung nóng đến giai đoạn này độ cứng của thép tôi giảm đi mạnh, thép càng dễ gia công cắt gọt Còn khi nung quá Ac1 sẽ xuất hiện austentit ổn định mà tuỳ thuộc vào tốc độ làm nguội tiếp theo sẽ phân hoá thành các tổ chức khác nhau nh- đã khảo sát phần trên, không còn trong phạm vi của nguyên công ram nữa

Tóm lại, ram là quá trình phân huỷ mactenxit, làm giảm độ cứng cao, ứng suất bên trong đạt đ-ợc của thép khi tôi, tuy nhiên tuỳ thuộc nhiệt độ tiến hành có thể đạt đ-ợc các yêu cầu cơ tính khác nhau phù hợp với các điều kiện tải trọng tác dụng rất đa dạng trong chế tạo cơ khí.

3.3 ủ và th-ờng hoá

3.3.1 ủ thép

3.3.1.1 Định nghĩa và mục đích