Luận án Ảnh hưởng của thông số công nghệ cơ - nhiệt đến tổ chức và cơ tính của thép trip CMnSi luyện từ sắt xốp

n austenit dư dưới 10%; - Tỷ phần austenit dư dưới 10%, giới hạn bền có thể thu được lớn nhất và thay đổi trong phạm vi rộng. Quy luật quan hệ giới hạn bền với tỷ phần pha không tuân theo quy luật tuyến tính rõ rệt, mà phụ thuộc vào tương quan tỷ phần pha và thuộc tính bền, dẻo của pha rắn. 2.1.5.4. Ảnh hưởng của độ hạt bainit, ausenit dư đến độ bền và độ dẻo thép TRIP Không chỉ tỷ phần pha, độ hạt pha rắn cũng ảnh hưởng đến độ bền và độ dẻo của thép TRIP. Theo nguyên lý hãm lệch, các hạt pha rắn càng nhỏ, độ phân tán càng lớn, diện tích bề mặt hạt rắn càng nhiều, cản trở lệch càng tăng, tức là tăng độ bền, đồng thời, phân bố biến dạng không đều trong tổ chức hạt giảm, do đó, biến dạng đồng đều tăng, tức là tăng tính dẻo. Cũng vậy, khi hạt pha nền nhỏ hơn, phân bố biến dạng cũng đồng đều hơn trong tổ chức hạt, do vậy, tính dẻo tăng. Chính vì vậy, để tăng độ bền và độ dẻo của thép TRIP, cần phải có các giải pháp công nghệ thích hợp để không chỉ làm nhỏ hạt pha nền ferit, mà còn cả đối với 41 pha rắn bainit và austenit dư. 2.2. Nhiệt động học hình thành tổ chức thép TRIP và các yếu tố ảnh hưởng 2.2.1. Cơ sở nhiệt động học hình thành tổ chức thép TRIP 2.2.1.1. Hình thành ferit và austenit khi nung trong vùng tới hạn Ở nhiệt độ phòng thép có tổ chức hai pha ferit + xementit. Khi nung thép đến vùng nhiệt độ nằm giữa Ac1 và Ac3 sẽ thu được tổ chức hai pha ferit và austenit (Hình 2.21). Khi thép được cán nguội trước, khi nung sẽ đồng thời có quá trình kết tinh lại ferit và hình thành austenit. Kết tinh lại ferit: Khi biến dạng nguội, do năng lượng biến dạng làm mạng tinh thể bị xô lệch, sản sinh các khuyết tật mạng, tích trữ năng lượng biến dạng tại vùng lệch, là điều kiện sinh mầm kết tinh lại khi nung. Động học quá trình kết tinh lại tuân theo quan hệ của JMAK [69]: 01 exp[ .exp( ). ] nQf k t RT      (2.19) 1 1 0 1 .[ .exp( )] .[ln( )] .(1 ) 1 n n n df Q n k f dt RT f         (2.20) Từ (2.19) và (2.20) cho thấy, tỷ lệ và tốc độ kết tinh lại ferit phụ thuộc vào bản chất vật liệu, nhiệt độ và thời gian giữ nhiệt. Tăng nhiệt độ và thời gian giữ nhiệt trên nhiệt độ kết tinh lại, tỷ lệ và tốc độ kết tinh lại ferit tăng. Do nhiệt độ nung trong vùng tới hạn cao hơn đáng kể so với nhiệt độ kết tinh lại (~ 0,30,4Tnc), nên quá trình kết tinh lại xảy ra và hoàn thành nhanh chỉ trong khoảng vài chục giây giữ nhiệt [54], [66], [105], [122] (Hình 2.22). Hình 2.22. Động học kết tinh lại ferit và hình thành austenit (thép CMnSi) [122]. Hình 2.21. Giản đồ pha hệ Fe-C-Mn-Si. 42 Kích thước hạt trung bình (d) khi kết tinh lại quan hệ với tốc độ sinh mầm (vsm) và tốc độ lớn lên (vln) của hạt [4]: 1/4 . sm ln v d k v        (2.21) Từ (2.21) nhận thấy, có thể khống chế độ hạt d nhờ khống chế vsm và vln. vsm và vln phụ thuộc vào: độ hạt ban đầu, mức độ biến dạng, nhiệt độ và thời gian nung. Hình thành austenit: Khi nung ở vùng nhiệt độ tới hạn, austenit được hình thành và quan trọng là nó được làm giàu cacbon để tăng độ bền cho các pha rắn và tích trữ cacbon để tiếp tục làm giàu hơn tới austenit dư sau đó. Ở trạng thái cân bằng, tỷ lệ và hàm lượng cacbon trong austenit chỉ phụ thuộc vào nhiệt độ nung. Tuy vậy, trong điều kiện thực, quá trình nung là không cân bằng, austenit hình thành và phát triển chậm chạp do tốc độ dịch chuyển phân giới hạt austenit phụ thuộc vào tốc độ khuếch tán của NTHK, nhất là tốc độ khuếch tán của Mn rất chậm [115], [160]. Động học hình thành austenit tuân theo quan hệ [15]: .[1 exp( . )]eq nf f k t    (2.22) 1( . . )exp( )eq n n df f k n t kt dt     (2.23) (2.23) Vì vậy, tỷ lệ và hàm lượng cacbon trong austenit khi nung còn phụ thuộc vào thời gian giữ nhiệt. Như vậy, để khống chế tỷ phần các pha của thép TRIP, phải khống chế đồng thời cả nhiệt độ-thời gian giữ nhiệt khi nung. 2.2.1.2. Chuyển biến bainit và hình thành austenit dư Khi làm nguội thép từ vùng nhiệt độ tới hạn đến vùng nhiệt độ bainit, austenit sẽ chuyển biến thành các sản phẩm khác nhau như ferit mới, peclit, bainit và austenit dư tùy thuộc vào tốc độ nguội. Nếu tốc độ nguội Vng lớn hơn tốc độ nguội tới hạn Vth, sẽ không có ferit mới và peclit hình thành (Hình 2.23). Hình 2.23. Giản đồ nguội đẳng nhiệt của austenit trong thép TRIP. 43 Chuyển biến bainit được thừa nhận là chuyển pha nửa khuếch tán với sự tham gia của cơ chế trượt (tương tự chuyển biến mactenxit) và cơ chế khuếch tán, trong đó, cơ chế trượt ưu tiên xảy ra trước [22]. Hình 2.24. Mô tả chuyển biến bainit [15]. Hình 2.25. Đường cân bằng năng lượng T0 giữa ferit và austenit [22]. Trong thép TRIP, sản phẩm chuyển biến bainit ban đầu là bainitic ferit (b,quá bão hòa) quá bão hòa C hình thành theo cơ chế trượt và austenit chưa chuyển biến do động học quá trình trượt phụ thuộc vào gradient nhiệt độ. Khi giữ nhiệt, C sẽ khuếch tán từ b,quá bão hòa tới bề mặt của austenit hình thành vùng giàu C. Nhưng do có mặt các nguyên tố Si, Al có sẵn trong thép, tiết xementit chưa xảy ra do cần thời gian để các nguyên tố này khuếch tán khỏi vùng hình thành xementit, do vậy, C tiếp tục khuếch tán và làm giàu tới austenit chưa chuyển biến (Hình 2.24). Quá trình khuếch tán C dừng lại khi nồng độ C trong austenit chạm tới đường cân bằng T0, tại đó năng lượng tự do của austenit và ferit bằng nhau (Hình 2.25). Điều này, dẫn đến hiện tượng phản ứng không hoàn toàn, một phần austenit được giữ lại ngay cả khi giữ nhiệt thời gian rất dài. Tuy vậy, cũng có thể xuất hiện tiết xementit trong austenit hoặc trong ferit của bainit, do điều kiện động học đủ để các nguyên tố Si, Al, khuếch tán cự ly gần ra khỏi vùng hình thành xementit. Như vậy, quá trình chuyển biến bainit có thể mô tả tóm tắt như sau [59]:  b, quá bão hòa b, bão hòa giàu cacbon b, bão hòa giàu cacbonγ γ α α γ α γ α θ        44 Động học chuyển biến bainit trong thép TRIP [97]: 0 0 * 21 2 * ( ). .(1 ).(1 . . ).exp . (1 )b b b b b b m N m df k G G Gu k k f f f f dt rRT RT rf                    (2.24) Từ (2.24) cho thấy, động học chuyển biến bainit phụ thuộc nhiều yếu tố là tỷ phần và thành phần hóa học của ausenit khi nung, nhiệt độ-thời gian giữ nhiệt bainit. Do vậy, để khống chế được tỷ phần pha bainit và austenit dư cần không chế cả nhiệt độ-thời gian giữ nhiệt nung, nhiệt độ-thời gian nguội đẳng nhiệt. 2.2.2. Ảnh hưởng của C, Mn, Si đến động học hình thành tổ chức thép TRIP Cacbon. Tăng hàm lượng C, nhiệt độ A3 giảm mạnh, nhiệt độ A1 ít thay đổi, làm vùng hai pha (+) bị thu hẹp mạnh. Khi hàm lượng C ≥ 0,4%, vùng nhiệt độ tới hạn rất hẹp, gây bất lợi cho điều khiển nhiệt độ nung. Do vậy, hàm lượng C còn bị giới hạn bởi công nghệ. Tăng C còn làm giảm mạnh các nhiệt độ Bs và Ms, làm chậm chuyển biến peclit và bainit, làm vùng bainit bị hạ thấp và dịch chuyển sang phải trên giản đồ động học chuyển pha. Công thức thực nghiệm xác định nhiệt độ Ac1, Ac3, Bs, Ms [55]: 1 723 10,7. 16,9. 29,1. 16,9.cA Mn Ni Si Cr     (2.25) 3 910 – 203. –15. 44,7. 104. 31,5. cA C Ni Si V Mo    (2.26) 830 – 270. – 90. – 37. – 70. –83.sB C Mn Ni Cr Mo (2.27) 539 – 423. – 30,4. 7,5. 30. sM C Mn Si Al   (2.28) Mangan. Tăng Mn làm giảm nhiệt độ A1 và A3, thu hẹp vùng hai pha (+). Tăng Mn làm vùng chuyển biến bainit hạ thấp, chuyển biến bainit xảy ra chậm, nên cho phép thời gian giữ đẳng nhiệt bainit dài hơn. Điều này có ý nghĩa lớn trong công nghệ, khi cho phép điều chỉnh thời gian công nghệ trong phạm vi rộng. Silic. Tăng Si làm tăng nhiệt độ A1 và A3, mở rộng vùng hai pha (+), bù đắp lại sự thu hẹp do C và Mn gây ra. Si cũng làm giảm nhẹ nhiệt độ Bs và Ms, nhưng kém hơn C và Mn. Si làm chậm chuyển biến bainit, tạo điều kiện hình thành austenit dư, vì thế, trong công nghệ, cho phép điều chỉnh thời gian công nghệ dài mà vẫn thu được tổ chức pha đáp ứng yêu cầu của thép TRIP. 45 2.2.3. Ảnh hưởng của thông số cơ-nhiệt đến sự tạo thành tổ chức thép TRIP 2.2.3.1. Ảnh hưởng của biến dạng dẻo Biến dạng nóng (rèn-cán nóng): Biến dạng nóng ngoài tác dụng phá bỏ tổ chức đúc, phân tán đều tạp chất và tạo phôi kích thước theo yêu cầu, còn có tác dụng tạo tổ chức hạt nhỏ, đa cạnh, đều nhờ quá trình kết tinh lại động xảy ra kèm theo. Để phá bỏ tổ chức đúc, tỷ số biến dạng (y) phải trên 3, nhưng để hạt nhỏ và tạp chất phân tán đều, nên sử dụng y  6. Theo quy luật của biến dạng nóng, lượng biến dạng trong mỗi lần gia công càng lớn và nhiệt độ kết thúc biến dạng càng thấp, sẽ cho được độ hạt càng nhỏ. Cần khống chế lượng biến dạng trong khoảng (25- 85)% và nhiệt độ kết thúc biến dạng ở sát nhiệt độ Ac3, để có tổ chức một pha austenit nhỏ mịn, đều, từ đó, nhận được tổ chức hạt nhỏ hơn sau đó [7]. Cán nguội: Cán nguội có tác dụng tạo động lực cho quá trình kết tinh lại khi xử lý nhiệt tiếp sau. Lượng biến dạng càng lớn sẽ tạo điều kiện cho được tổ chức cuối cùng hạt nhỏ sau xử lý nhiệt. Tuy nhiên, lượng cán nguội cũng có giới hạn, do nếu lượng cán nguội quá lớn, sẽ pha vỡ cấu trúc vật liệu, hình thành nứt tế vi, sau đó là nứt thô đại làm sai hỏng vật liệu. 2.2.3.2. Ảnh hưởng của nung trong vùng tới hạn Hai thông số cơ bản của nung trong vùng với hạn là nhiệt độ và thời gian nung, có tác dụng điều khiển tỷ phần ferit và austenit, độ hòa tan C trong hai pha và cũng tác dộng đến độ lớn hạt hai pha. Nhưng rất quan trọng là còn có tác dụng gián tiếp đến tỷ phần austenit dư thông qua tỷ phần austenit khi nung. Khi tăng nhiệt độ và thời gian nung, tỷ phần austenit tăng, do đó, khi nguội đẳng nhiệt ở vùng bainit, tỷ phần austenit chưa chuyển biến có xu hướng tăng, song do hàm lượng C của austenit giảm lại làm giảm tỷ phần austenit chưa chuyển biến [101]. Mặt khác, do hàm lượng C thấp trong austenit chưa chuyển biến, để vươn tới trạng thái cân bằng về nồng độ cần thời gian giữ nhiệt Hình 2.26. Quan hệ nhiệt độ nung với tỷ phần austenit dư [101]. 46 dài, song giữ nhiệt dài lại dễ đáp ứng điều kiện động học tiết cacbit, vì thế, tỷ phần austenit dư thu được cuối cùng thấp. Ngược lại, giảm nhiệt độ và thời gian nung, tỷ phần austenit giảm, song hàm lượng C lại tăng lên, chúng ảnh hưởng đối nghịch nhau đến tỷ phần austenit dư cuối. Theo C. M. Parish [115], tồn tại vùng nhiệt độ và thời gian nung trung gian, ở đó, tỷ phần austenit dư đạt được cao nhất (Hình 2.26). 2.2.3.3. Ảnh hưởng của tốc độ nguội khi tôi Để có tổ chức thép TRIP yêu cầu, khi làm nguội thép từ vùng tới hạn xuống vùng bainit, cần chọn môi trường tôi có tốc độ nguội lớn hơn tốc độ nguội tới hạn. Nếu tốc độ nguội chậm có thể dẫn đến hình thành peclit, giảm tỷ phần bainit và austenit dư, dẫn đến, làm giảm độ bền và độ dẻo của thép [97], [104]. 2.2.3.4. Ảnh hưởng của làm nguội đẳng nhiệt trong vùng bainit Hai thông số cơ bản của quá trình nguội đẳng nhiệt là nhiệt độ TB và thời gian giữ nhiệt B trong vùng bainit, có tác dụng điều khiển tỷ phần, độ hòa tan C trong hai pha bainit và austenit dư. Khi giữ nhiệt quá ngắn, austenit chưa chuyển biến có hàm lượng C chưa đủ giàu để ổn định nhiệt, do đó, khi nguội đến nhiệt độ phòng chúng chuyển một phần thành ferit quá bão hòa cacbon (mactenxit), làm tỷ phần austenit dư cuối cùng giảm. Nếu giữ nhiệt quá dài, austenit chưa chuyển biến đã bão hòa cacbon, sẽ dễ tiết ra xementit, làm tỷ phần và hàm lượng C trong austenit chưa chuyển biến giảm, do đó, tỷ phần austenit dư cuối cùng nhận được thấp (Hình 2.27) [58], [88]. Do đó, tồn tại thời gian giữ nhiệt tối ưu để thu được tỷ phần austenit dư lớn nhất (Hình 2.28). Tổng kết qua một số tài liệu, giá trị thời gian này nằm trong khoảng 220 phút [58], [88], [90], [91]. Khi nhiệt độ bainit quá cao, tổ chức bainit thô và có khuynh hướng hình thành cacbit, đồng thời, giới hạn hàm lượng C trong austenit dư thấp, austenit chưa chuyển Hình 2.27. Tổ chức thép TRIP khi nguội đến nhiệt độ phòng [49]. 47 biến có độ ổn định thấp, vì vậy, chúng sẽ bị phân hủy khi làm nguội đến nhiệt độ phòng, làm giảm tỷ phần austenit dư cuối. Nếu nhiệt độ bainit quá thấp, tổ chức bainit với nhiều hơn các màng austenit dư nhỏ mịn và quá ổn định. Mặt khác, tỷ phần austenit chưa chuyển biến thấp, trong khi, khuếch tán của C diễn ra chậm chạp, cần thời gian dài để austenit đủ giàu C để ổn định nhiệt. Do đó, tỷ phần austenit dư cuối cùng cũng thấp. Vì vậy, tồn tại nhiệt độ tối ưu trong khoảng 350-4500C nhận được tỷ phần austenit dư lớn nhất [34], [56], [86], [98], [104], [116] (Hình 2.29). Hình 2.28. Quan hệ tỷ phần austenit dư với nhiệt độ bainit [98]. Hình 2.29. Quan hệ tỷ phần austenit dư với thời gian đẳng nhiệt bainit [86]. 2.3. Quan hệ thành phần C, Mn và Si với tổ chức và cơ tính thép TRIP Cacbon. C có tác dụng chủ yếu là điều khiển tỷ phần và phân bổ độ hòa tan trong mỗi pha. Quan hệ giữa hàm lượng cacbon trong austenit ( IAC ) với hàm lượng cacbon ban đầu (C0), tỷ phần ferit (f) và hàm lượng cacbon trong ferit (C) được xác định theo công thức 2.29. 0 1 IA C f CC f        (2.29) Từ (2.29) thấy rằng, với một hàm lượng C0 trong thép, có thể điều khiển hàm lượng IAC để điều khiển độ rắn của pha thứ hai hoặc điều khiển tỷ phần pha rắn bằng điều khiển tỷ phần ferit thông qua điều khiển nhiệt độ-thời gian nung. Quan hệ tỷ phần austenit dư (fd) với tỷ phần pha ferit (f), austenit (f IA ) khi nung và hàm lượng C trong ban đầu trong thép (C0), trong ferit (C), bainit (Cb) và austenit dư (Cd) như công thức 2.30. 48 0 . . IA b d d b C f C f C f C C            (2.30) a, b, Hình 2.30. Sự phụ thuộc của hàm lượng C nhiệt độ và thời gian nguội đẳng nhiệt: a- vào nhiệt độ [115]; b- vào thời gian nguội đẳng nhiệt [41]. Hình 2.31. Quan hệ tỷ phần austenit dư với hàm lượng C trong thép TRIP xC- 1,2Mn-1,2Si [109]. Hình 2.32. Ảnh hưởng C đến tỷ phần austenit dư và cơ tính của thép TRIP xC- 1,2Mn-1,2Si [109]. Hàm lượng C trong austenit dư phụ thuộc vào nhiệt độ và thời gian xử lý đẳng nhiệt bainit (Hình 2.30). Như vậy, tỷ phần austenit dư phụ thuộc vào hàm lượng cacbon ban đầu C0, nhiệt độ-thời gian nung và nhiệt độ-thời gian bainit. Tăng hàm lượng C ban đầu, tỷ phần austenit dư lớn nhất có thể thu được tăng trong thép TRIP (Hình 2.31). Do hàm lượng C trong thép TRIP ảnh hưởng đến tỷ phần và thuộc tính bền, dẻo các pha, nên cơ tính thép TRIP phụ thuộc mạnh vào hàm lượng C. Quy luật chung là tăng hàm lượng C thì độ bền tăng và độ dẻo giảm (Hình 2.32). Nhưng từ Hình 2.32 cho thấy, giới hạn bền tăng mạnh theo hàm lượng 49 C, còn độ giãn dài tương đối giảm với tốc độ chậm hơn. Ngay cả khi hàm lượng C là 0,4%, độ giãn dài vẫn có thể đạt đến 30%. Hàm lượng C trong thép TRIP giới hạn từ (0,1-0,4)%. Do khi hàm lượng C dưới 0,1%, tỷ phần ausenit dư không đủ lớn để phát huy hiệu ứng TRIP, độ bền của thép thấp, còn khi hàm lượng C trên 0,4%, tỷ lệ pha ferit thấp, làm mất vai trò của pha nền, có thể làm giảm tính dẻo của thép. Mangan. Tác dụng quan trọng nhất của Mn là tăng độ ổn định của austenit dư, làm austenit dư tồn tại ở nhiệt độ phòng, đồng thời có tác dụng tăng độ rắn và độ bền của các pha (ferit, bainit, austenit dư) do tác dụng hóa bền dung dịch rắn. Hàm lượng Mn trong thép TRIP giới hạn từ (1-2,5)%. Do khi hàm lượng Mn < 1%, austenit dư kém ổn định, làm tỷ phần austenit dư cuối cùng thấp, cơ tính tổng hợp của thép kém [68]. Tăng hàm lượng Mn, độ ổn định của austenit khi nung tăng, chuyển biến austenit thành bainit xảy ra chậm hơn, cho phép C có thời gian khuếch tán để làm giàu tới austenit dư, từ đó, làm tăng tỷ phần austenit dư và độ ổn định của nó. Theo xu thế chung, tăng hàm lượng Mn, tỷ phần austenit dư, giới hạn bền và tích số RmxA tăng (Hình 2.33). Nhưng hàm lượng Mn không nên quá 2,5%, do khi hàm lượng Mn quá cao, thép bị giòn, xuất hiện tổ chức dạng dải (phân tầng), làm tăng tính dị hướng của thép, giảm tính năng biến dạng tạo hình. Mn còn có tác dụng làm nhỏ hạt ferit và austenit khi nung do tác dụng làm chậm phát triển các pha này [23]. Silic. Si là nguyên tố đặc biệt quan trọng trong thép TRIP, có tác dụng ngăn cản hình thành xementit khi chuyển biến bainit [82], tạo điều kiện để C khuếch tán và làm giàu tới austenit dư, làm phản ứng bainit xảy ra không hoàn toàn, duy trì pha austenit dư đến nhiệt độ phòng. Si cũng đóng vai trò làm tăng độ bền cho các tổ chức pha nhờ tác dụng hóa bền dung dịch rắn. Hình 2.33. Ảnh hưởng Mn đến tỷ phần austneit dư và cơ tính thép TRIP CMnSi [67]. 50 Hàm lượng Si trong thép TRIP giới hạn từ (12,2)%. Do khi hàm lượng Si < 1%, hiệu quả ngăn cản tiết cacbit kém, austenit trở lên kém ổn định, độ bền và độ dẻo của thép thấp [102]. Tăng hàm lượng Si, làm tăng tỷ phần austenit dư và độ ổn định của nó, giới hạn bền và tích số RmxA tăng (Hình 2.34), tăng biến cứng nguội, hệ số hóa bền Rm/Rp tăng [67], [75], [87], [95]. Tuy nhiên, hàm lượng Si cần nhỏ hơn 2,2%, do ảnh hưởng bất lợi của Si đối với thép như: làm giảm tính hàn; ảnh hưởng xấu đến chất lượng bề mặt của thép khi cán nóng do hình thành lớp màng ôxít phức hợp FeO/Fe2SiO4 rất cứng gây khó khăn cho việc làm sạch bề mặt [50]. Si cũng có tác dụng làm nhỏ hạt austenit khi nung, tạo điều kiện để có tổ chức pha thứ hai nhỏ, đều, nên tăng được độ bền và độ dẻo [13], [44], [123]. Tác dụng tổng hợp của C-Mn-Si đến tổ chức và cơ tính thép TRIP: a- tỷ phần austenit dư b- cơ tính Hình 2.35. Quan hệ tỷ phần austenit dư và cơ tính với hàm lượng Si và Mn trong thép TRIP CMnSi [116]. Hình 2.35 chỉ ra quan hệ cặp đôi nguyên tố Mn và Si đến tỷ phần austenit dư và cơ tính của thép TRIP 0,2%C, có thể thấy: Hình 2.34. Ảnh hưởng Si đến tỷ phần austneit dư và cơ tính thép TRIP CMnSi [67]. 51 - Tăng hàm lượng Si làm tăng tỷ phần austenit dư với mọi thành phần Mn. Hàm lượng Mn khoảng 1,5% và Si từ (1,5-2)% cho tỷ phần austenit tối ưu, từ đó, cho độ giãn dài và tích số RmxA tối ưu. - Tăng hàm lượng Mn và Si, giới hạn bền tăng. Hàm lượng Mn và Si khoảng 2%, thép có thể đạt giới hạn bền khoảng 1000 MPa, nhưng độ giãn dài cũng thấp. Hình 2.36. Quan hệ giới hạn bền với hàm lượng C-Mn-Si trong thép TRIP. Hình 2.37. Quan hệ độ giãn dài tương đối với hàm lượng C-Mn-Si trong thép TRIP. Các Hình 2.36 đến Hình 2.37 trình bày quan hệ cặp đôi nguyên tố C-Mn, C- Si và Mn-Si đến cơ tính của thép TRIP CMnSi, chúng được thiết lập từ dữ liệu thống kê trình bày ở Phụ lục 1. Có thể thấy: - Vùng giới hạn bền tối ưu có thành phần là {(0,2-0,24)%C, (2,0-2,2)%Mn và (1,8-2,2)%Si}. Giới hạn bền trên 900 MPa, độ giãn dài tương đối từ (20-30)%. - Vùng độ giãn dài tối ưu có hai vùng thành phần là {(0,12-0,14)%C, (1,4- 1,8)%Mn và (1,8-2,2)%Si} và {(0,2-0,24)%C, (1,2-1,7)%Mn và (1,4-1,6)%Si}. Độ giãn dài tương đối trên 30%, nhưng giới hạn bền không quá 900 MPa. 2.4. Kết luận chương 2 1. Độ bền và độ dẻo của thép TRIP tuân theo luật trộn pha. Thép có đặc thù độ bền cao, độ dẻo tốt vận dụng các lý thuyết: 52 - Hóa bền chuyển biến pha với hai chuyển biến đặc trưng: (1)- “austenit  bainit + austenit dư” khi xử lý nhiệt để tạo pha rắn bainit, austenit dư phân bố nền ferit để tăng bền, tăng dẻo; (2)- “austenit dư  mactenxit” khi biến dạng dẻo để hóa bền do tạo thành pha rắn mactenxit bền hơn và tăng dẻo nhờ hiệu ứng “dẻo do chuyển biến pha”. - Hóa bền do hạt nhỏ: Tạo hạt ferit nhỏ, cùng các hạt pha rắn bainit, austenit dư nhỏ mịn nằm xen kẽ trong nền ferit để hóa bền và tăng tính dẻo. 2. Để tạo được tổ chức theo yêu cầu của thép TRIP cần khống chế: Chế độ bến dạng trước; chế độ cơ-nhiệt (mức độ cán nguội, nhiệt độ-thời gian giữ nhiệt khi nung trong vùng tới hạn, nhiệt độ-thời gian nguội đẳng nhiệt bainit). Do điều kiện nghiên cứu, để hạn chế phạm vi, Luận án xác định: - Từ một mác thép CMnSi đã luyện từ sắt xốp đạt yêu cầu, nghiên cứu các công nghệ tạo phôi thép TRIP với chế độ gia công biến dạng trước và thông số biến dạng (mức độ cán nguội) trong gia công cơ-nhiệt được chọn cố định nhờ phân tích quy luật lý thuyết và thực nghiệm, đảm bảo thép có độ hạt ferit siêu mịn; chọn một môi trường tôi có tốc độ nguội lớn hơn tốc độ nguội tới hạn để xử lý nhiệt. - Chỉ biến đổi 4 biến công nghệ: nhiệt độ-thời gian nung trong vùng hai pha (giữa Ac1 và Ac3); nhiệt độ-thời gian nguội đẳng nhiệt bainit. 53 Chương 3. PHƯƠNG PHÁP THỰC NGHIỆM Mục đích thực nghiệm: Xác định các bộ thông số cơ-nhiệt nghiên cứu cho được đúng tổ chức thép TRIP, làm cơ sở để xác định các quan hệ TSCN cơ-nhiệt với tổ chức và cơ tính và xác định các bộ TSCN cơ-nhiệt tối ưu. Yêu cầu thực nghiệm: - Bộ số liệu chuẩn, tin cậy đủ để có thể xử lý bằng QHTN, đưa ra các quy luật quan hệ; - Thiết bị hiện đại, chính xác, công cụ sử dụng đảm bảo độ tin cậy. - Đưa ra được hàm mục tiêu, xác định miền tối ưu TSCN để có đạt được độ bền và tính dẻo kết hợp hài hòa theo yêu cầu của người sử dụng; Nội dung cần làm: - Chọn thành phần thép, đặt hàng nấu luyện để có phôi thép đủ dùng cho mục đích nghiên cứu; - Xác định các thông số nhiệt động học phục vụ cho thiết kế các công nghệ gia công phôi, gia công cơ-nhiệt; - Thực nghiệm xác định miền TSCN cơ-nhiệt, thiết kế thực nghiệm, xác định các biến mục tiêu (tổ chức, cơ tính). 3.1. Sơ đồ công nghệ thực nghiệm Sơ đồ công nghệ thực nghiệm trình bày trên Hình 3.1. Các thiết bị, phần mềm và phương pháp chính sử dụng trong Luận án trình bày trong Bảng 3.1. Hình 3.1. Sơ đồ công nghệ thực nghiệm. 54 Bảng 3.1. Thiết bị, phần mềm và phương pháp chính sử dụng trong Luận án. TT Thiết bị, phần mềm, phương pháp sử dụng Mục đích Đơn vị 1 Máy quang phổ phát xạ FOUNDRY MASTER Phân tích thành phần hóa học Viện Tên lửa/Viện KH- CNQS. 2 Máy đo giãn nở nhiệt DIL NETZSCH 204PC Xác định các nhiệt độ các nhiệt độ tới hạn Ac1, Ac3 Viện khoa học và kỹ thuật vật liệu/trường Đại học BKHN. 3 Phần mềm nhiệt động học Thermocalc và Jmatpro Dự báo các nhiệt độ tới hạn Ae1, Ae3, Ac1, Ac3 và Bs, Ms Viện khoa học và kỹ thuật vật liệu/trường Đại học BKHN; Bộ môn công nghệ vật liệu/Học viện KTQS. 4 Kính hiển vi quang học Axio A2M và kỹ thuật tẩm thực màu Chụp ảnh tổ chức tế vi và hiển thị pha theo màu Bộ môn công nghệ vật liệu/Học viện KTQS. 5 Phần phân tích ảnh Axiovision và ImageJ Xác định tỷ phần pha và cỡ hạt Bộ môn công nghệ vật liệu/Học viện KTQS. 6 Thiết bị đo nhiễu xạ D8- ADVANCE-Bruker Nhận diện và đo tỷ phần pha austenit dư, mactenxit. Khoa hóa học/trường Đại học khoa học tự nhiên. 7 Máy kéo nén WP300 Xác định các đặc trưng cơ tính bằng thử kéo Viện Tên lửa/Viện KH- CNQS. 8 Máy búa rèn 250 kg Rèn phôi thép Xương rèn - Phương Canh - Hà Nội 9 Máy cán và lò nung phôi cán Cán nóng, nguội phôi thép Trung tâm thực nghiệm sản xuất Mỏ và Luyện kim Tam Hiệp. 10 Lò điện trở CΛOH và Lò giếng LG900 Nung, ủ, xử lý nhiệt Viện Tên lửa/Viện KH- CNQS. 11 Máy đo nhiệt-áp DEWE-4000 Xác định tốc độ nguội Viện Tên lửa/Viện KH- CNQS. 12 Hỏa quang kế cầm tay Chino IR-AH Đô nhiệt độ thép khi cán Viện Tên lửa/Viện KH- CNQS. 13 Phương pháp quy hoạch thực nghiệm Lập ma trận thí nghiệm và xây dựng hàm hồi quy. 14 Phần mềm toán học Mathcad Tìm nghiệm tối ưu hàm hồi quy 15 Phần mềm thống kê Statistica Phân tích thống kê, vẽ hình 2D, 3D để phân tích và xác định các miền tối ưu. 55 3.2. Phương pháp chuẩn bị phôi và xác định các thông số nhiệt động 3.2.1. Mác thép nghiên cứu Từ mục đích nghiên cứu công nghệ tạo phôi thép bền, dẻo - nhóm thép TRIP CMnSi ứng dụng làm phôi dập sản phẩm quốc phòng và từ phân tích quy luật tác động của thành phần C, Mn, Si đến tổ chức và cơ tính thép TRIP, chọn mác thép có thành phần C từ (0,2-0,24)%, Mn từ (1,2-1,7)% và Si từ (1,4-1,6)% để nghiên cứu do có thể cho được độ dẻo trên 30% và độ bền đến 900 MPa đáp ứng tiêu chí các thép dùng chế tạo các ống vỏ động cơ tên lửa (Bảng 3.2). Hàm lượng tạp chất phải thấp, cụ thể, hàm lượng P ≤ 0,025%, S ≤ 0,015% theo tiêu chuẩn thép AHSS-TRIP, hàm lượng khí [O], [H], [N] phải thấp, được đảm bảo bằng tinh luyện. Bảng 3.2. Cơ tính thép dùng chế tạo các ống vỏ động cơ tên lửa. Mác thép Tiêu chuẩn Trạng thái Tính chất cơ học (min) Rp, MPa Rm, MPa A5, % 30ХГСА ГОСТ 11269-76 Thường hóa 490 740 20 10ГHA TY14-1-2376-78 Thường hóa 375 490 25 Bảng 3.3. Thành phần mẻ liệu (tính cho 50 kg thép thành phẩm). TT Tên nguyên liệu Đơn vị tính Số lượng 1 Sắt xốp kg 16,5 2 Sắt phế kg 38 3 Mn kim loại (Mn99,9%) kg 0,62 4 FeroSilic75 (FeSi75) kg 1,4 5 Than điện cực (C) kg 0,11 6 Dây nhôm (Al) kg 0,1 7 Chất tạo xỉ (5CaO/CaF2/SiO2) kg 1,5 8 Chất gom xỉ (Kagalite-K2) kg 1,5 Để đảm b