Bài báo này giới  thiệu một  số kết quả về nghiên cứu quá trình hóa  bền biến dạng của thép austenit mangan cao dưới tác động của va đập và xử lý nhiệt âm…

Mechanism of work-hardening of austenitic high  manganes steel

 Lê Thị Chiều,  Phạm Mai Khánh*
Viện Khoa học  và Kỹ thuật Vật liệu – Đại học  Bách Khoa Hà Nội

*) Email: khanh.phammai@hust.edu.vn

Ngày nhận bài: 25/1/2016, Ngày duyệt đăng: 28/3/2016

 TÓM TẮT

Quá trình hóa  bền của  thép austenit  mangan cao  từ trước đến  nay  được đề cập nhờ cơ chế chuyển biến từ austenit sang  mactenxit dưới tác dụng  của tải trọng va đập. Tuy  nhiên, những  năm gần đây, bằng  các biện pháp kỹ thuật hiện đại (TEM, SEM…) đã chứng  minh  được rằng cơ chế hóa bền của loại  thép này không  chỉ là chuyển biến mactenxit mà còn có thể là bằng song  tinh, xô lệch mang, cacbit phân tán và sự xuất hiện của lớp nano austenit trên  bề mặt chi tiết. Bài báo này giới  thiệu một  số kết quả về nghiên cứu quá trình hóa  bền biến dạng của thép austenit mangan cao dưới tác động của va đập và xử lý nhiệt âm. Kết quả phân tích bằng phương pháp hiển vi điện tử xuyên cho thấy không  phát hiện thấy tổ chức  mactenxit sau  biến dạng.
Từ khóa:  song tinh, cácbit, nanô  ôstenit, chuyển biến máctenxít, biến dạng.

Abstract

The work-hardening of austenitic high manganese steel is well-known as  results  of martensitic transformation mechanism under  the  impact  loads.  However, in the  recent  years, with the  modern analytic  techniques (TEM, SEM..)  its shown that the work-hardening of this steel  is caused not only by martensitic transformation, but also by twinning dislocation, carbide dispersion and the appearance of the nano austenit on the surface layer. In this paper, the work-hardening of austenitic high manganese steel under  the impact  load and sub-zero treatment was  investi- gated. The results  of analysis by transmission electron microscopy (TEM) showed that no martensitic transfoma- tion occurred in steel affter impacted load.
Keywords: twinning,  carbide, nano  austenit, martensitic trasformation, deformation.

1. Mở đầu

Thép austenit mangan cao  với hàm lượng Mn lớn (hơn 10 % Mn), là nguyên tố mở rộng  khu vực γ nên thép thuộc  loại austenit (có  tổ chức  austen- it ổn định ở nhiệt độ thường). Với tổ chức  austenit, thép có độ dai cao,  độ cứng  thấp, song  khi làm việc dưới  áp  lực  cao  và bị  va  đập, austenit  (với mạng A1 rất nhạy cảm  với hóa  bền biến dạng) bị biến dạng dẻo và hóa  bền mạnh. Kết quả  là làm tăng  mạnh độ  cứng  và tính  chống mài  mòn  của lớp bề mặt,  còn  lõi  vẫn giữ nguyên tổ chức  ban đầu nên duy trì được độ dai. Hiện tượng này của thép  austenit  mangan cao  được gọi  là “hóa  bền biến dạng”.

Khi thép austenit mangan cao  chịu tải trọng  va đập,  mạng  tinh thể của  austenit  bị  xô lệch, xuất hiện khuyết tật xếp (sự vi phạm trật tự sắp xếp các lớp nguyên tử). Khuyết tật xếp có thể sinh ra khi có 1  lệch  song  tinh  chuyển động,  vì  vậy khuyết tật xếp và song  tinh luôn có quan  hệ với nhau. Khuyết tật xếp đặc  trưng  bởi  năng lượng  khuyết tật xếp (Stacking  Fault  Energy, SFE).   Giá  trị  của  năng lượng  khuyết tật xếp phụ  thuộc  vào nhiều yếu tố nhưng chủ yếu là yếu tố nội tại, tức là thành phần của  thép [1]

Năng lượng khuyết tật xếp được tính theo  biểu thức [2]

ct1-thepaustenit

Trong đó ΔGγ-ε là sự chênh lệch về năng lượng tự do Gibbs giữa pha austenit γ và pha mactenxit ε; ρ là mật độ nguyên tử trên mặt (111) và σγ-ε là năng  lượng bề mặt giữa γ và ε. Theo các tác giả [2, 3] và nhiều tác giả khác, năng lượng khuyết tật xếp đóng vai  trò  quyết định  trong  việc hình  thành  tổ chức song tinh, mactenxit dạng ε hoặc  dải trượt.

Tổ chức  mactenxit dạng ε  chỉ có  thể được tạo thành   khi   năng   lượng khuyết  tật  nhỏ   hơn   18 mJ/m2,  khi  đó việc chuyển  mạng  từ  lập phương tâm mặt sang lục giác  xếp chặt thuận lợi, trong khi song tinh được  tạo ra  khi  năng lượng khuyết  tật xếp có giá trị từ 18- 35 mJ/m2 [2], còn dải trượt hình thành với năng lượng khuyết tật xếp là 35 mJ/m2. Như vậy các nguyên tố hạ thấp SFE  làm giảm sự ổn định của  austenit và tạo điều kiện chuyển pha từ γ sang ε.

Thành phần thép có ảnh hưởng to lớn đến SFE. Cacbon tăng giá trị  của  SFE  ít   nhất là 12 mJ/m2 ứng  với 1%,  theo  quy luật tuyến tính. Khi  cacbon phân bố tại vùng gần khuyết tật, giá trị đó càng lớn hơn (74 mJ/m2). Vì  vậy thường chỉ quan  sát thấy chuyển  biến  mactenxit  trong  các thép có  hàm lượng cacbon nhỏ  hơn 0,6 %.

Ảnh hưởng của  mangan đến SFE  rất phức  tạp. Trong  khoảng từ 0 đến  12  %, mangan làm  giảm SFE  theo  mức:  cứ  1 % giảm 5 mJ/m2.  Có  giá  trị cực tiểu tại 13 % Mn và tăng chậm cho đến khi Mn khoảng 30 %. Các tác giả [2, 3] đã tính toán và vẽ đồ  thị  sự  phụ  thuộc  dạng  hàm  parabol  lõm  của năng lượng khuyết tật xếp vào hàm lượng mangan với các giá trị cực tiểu tại 13, 15 và 22 % Mn. Điều đó có thể góp  phần làm sáng tỏ việc trong một số thép magan cao  có  chuyển biến mactexit  nhưng chỉ ở bề mặt bị nghi ngờ  là thoát cacbon trong quá trình nhiệt luyện.

Giáo  sư Eva  Manzancova [4]  cùng cộng   sự, trong nghiên cứu của mình đã xây dựng  đồ thị phụ thuộc  giữa năng  lượng khuyết  tật xếp và cacbon cho thép có hàm lượng cacbon 0,6 và 0,85  %.

Tác giả A. Saeed-Akbari và cộng  sự [2] đã tính nhiệt  động học  của  chuyển  biến  mactenxit, tính toán  năng lượng khuyết tật, tính  toán  nhiệt động học  của  chuyển  biến mactexit  biến dạng và kết luận các thép có hàm lượng cacbon nhỏ  hơn 1 % mới  có  năng lượng khuyết tật xếp nhỏ  hơn  18 mJ/m2 và mới chuyển biến mactenxit ε.

2. Thực nghiệm

Để nghiên cứu cơ chế hóa bền của thép austenit mangan cao đã sử dụng các mác thép có thành phần (% trọng  lượng) như sau:

Mẫu Fe C Mn Cr V
M4 82,00 1,13 15,31 1,91 -
M5 80,30 1,36 14,70 1,82 1,02

Thép được nấu trong  lò cảm  ứng  trung  tần rót vào khuôn  cát hình trụ có kích thước D = 30 mm. Thành  phần  sau   đúc  được  kiểm tra  bằng   máy quang phổ phát xạ nguyên tử ARL 3460  OES.

Các thỏi đúc được cắt thành các mẫu có chiều cao  20 mm và được nhiệt luyện theo  chế độ: nâng nhiệt đến  650  oC,  giữ nhiệt trong  2 h, làm nguội ngoài không khí rồi nâng tiếp lên 1100 oC, giữ nhiệt trong 2 h rồi làm nguội  nhanh trong nước.

Sau  đó mẫu được thử va đập với tải trọng  100 N trong 3000 lần và làm lạnh ở nhiệt độ âm -80 oC. Các mẫu được đo độ cứng  và quan  sát tổ chức  tế vi. Các thí  nghiệm trên được  thực  hiện tại  Viện Khoa  học  và kỹ thuật  vật liệu  – trường  Đại học Bách khoa Hà Nội và Phòng thí nghiệm trọng điểm Polyme  và Compozit, trường  Đại  học  Bách khoa thành phố  Hồ Chí Minh.

3. Kết quả và thảo luận

3.1. Tổ chức tế vi của  thép

Hình 1. ảnh hiển vi quang  học của các mẫu không  có V (1a, 1c) và có V (mẫu 1b, 1d)

Hình 1. ảnh hiển vi quang học của các mẫu không có V (1a, 1c) và có V (mẫu 1b, 1d)

Hình 1 là ảnh  hiển vi quang học  của  các mẫu không có V (hình 1a và 1c) và có V (hình 1b và 1d) sau khi xử lý nhiệt, va đập và xử lý ở nhiệt độ âm.

Thấy rằng,  sau khi xử lý nhiệt  theo  quy  trình trên,  va  đập  khoảng 3000  lần; xử lý ở  nhiệt  độ -80 oC các mẫu (được hợp kim hóa  V hay không hợp  kim   hóa    V)  đều   không   chứa    tổ   chức mactenxit,  mà chỉ thấy có  song tinh  xuất hiện  ở trên bề mặt của  mẫu.

Dễ dàng thấy rằng trên bề mặt chịu lực, mật độ song tinh dày đặc  hơn,  chắc  chắn được  hóa  bền nhiều hơn. Đối  với mẫu có V (hình 1b và 1d), kích thước hạt nhỏ  hơn, lớp song  tinh xuất hiện dày và nhiều hơn so với mẫu không  được hợp kim hóa  V, sai  khác  định  hướng song   tinh  cũng  nhiều hơn (hình 1a và 1c). Ban đầu do tổ chức  austenit dẻo, hạt  nhỏ,  lực truyền dễ hơn và chiều dày lớp biến cứng  tăng. Càng va đập, song  tinh xuất hiện càng nhiều. Song  tinh  có  định  hướng  khác nhau  trong các hạt, cản  trở trượt, thép được tăng bền sau  khi va đập.

Ảnh tổ chức  tế  vi cũng  cho  thấy ngay  cả  với những  mẫu được  hợp kim hóa  bởi  nguyên tố  tạo cacbit  mạnh, sau va đập không  thấy xuất hiện vết nứt trên bề mặt mẫu. Điều này chứng  tỏ,  tổ chức austenit tương đối đồng nhất với cacbit hết sức nhỏ mịn (hình 3), khả năng tập trung ứng suất tạo vết nứt là rất nhỏ.

Hình 2. ảnh TEM của các mẫu sau  khi xử lý nhiệt, va đập

Hình 2. ảnh TEM của các mẫu sau  khi xử lý nhiệt, va đập

Hình 2 là ảnh  hiển vi điện tử truyền qua  (TEM). Mẫu (M4) là mẫu không  có  V (hình 2a)  và M5 là mẫu có  V (hình  2b).  Các mẫu đều  trải  qua  nhiệt luyện  và va  đập.  Trên ảnh  TEM thay  vì  tổ chức mactenxit là thấy các dải  song   tinh.  Trong  mẫu chứa  V, các dải song  tinh có  vẻ sắc nét hơn.  Có thể kết luận rằng  ở các mẫu chứa  V qua  va  đập 3000   lần không   xảy  ra  chuyển  biến mactenxit. Mẫu tăng độ cứng  do được biến cứng cơ học  bằng song   tinh  và các hạt  cacbit  phân  bố  trong  nền austenit (hình 3).

Hình 3 là ảnh  TEM và vi nhiễu xạ của  các mẫu sau khi xử lý nhiệt, va đập và xử lý ở nhiệt độ -80 0C.

Hình 3. ảnh TEM và vi nhiễu xạ của các mẫu sau  xử lý

Hình 3. ảnh TEM và vi nhiễu xạ của các mẫu sau  xử lý

Khi hạ  nhiệt độ  mẫu xuống  đến -80º C cũng không  thấy xuất hiện mactenxit trong tổ chức  ở cả hai mẫu không  có V (mẫu M4) và có V (mẫu M5). Điều này cũng phù hợp với kết quả của  một số tác giả đã nghiên cứu về thép mangan cao  [5].

Trên các  ảnh   nhìn  thấy  cacbit   Cr  (hình 3a) tương tự  hình tròn  và cacbit  V hình vuông  (hình 3b).  Ngoài  ra  trên  hình 3b  có  dấu hiệu của  lệch mạng của  các mẫu sau va đập  (các  đường  màu đen) và các điểm tương tác giữa lệch và pha cacbit hình vuông  nhỏ  mịn.

Quan  sát hình 3c và 3d có  thể thấy rằng:  nếu như các đường trượt không  gặp cacbit  chặn lại sẽ tạo các dải trượt song  song  với nhau  (hình 3c); còn như hình 3d thấy rằng khi gặp hạt cacbit  dải trượt bị biến dạng và tập trung tại điểm cacbit.

Có một điều bất thường là ở nhiệt độ -80 0C, giá trị độ cứng  giảm đi ở tất cả các mẫu. Trên ảnh  tổ chức mẫu có V (M5) có xuất hiện tổ chức lạ, có thể cho rằng ở đây đã bắt đầu có dấu hiệu của chuyển biến mactenxit dạng ε; tuy nhiên, đáng tiếc là với các  biện pháp  phân tích  hiện  có  trong  nước  vẫn chưa thể khẳng định điều đó.

Hình 4. Giá  trị độ cứng  tế vi của các mẫu sau va đập và xử lý ở các nhiệt độ âm, tính từ bề mặt mẫu

Hình 4. Giá  trị độ cứng  tế vi của các mẫu sau va đập và xử lý ở các nhiệt độ âm, tính từ bề mặt mẫu

3.2. Độ cứng tế vi

Hình  4 trình  bày độ cứng  của  mẫu sau va đập 3000 lần và xử lý ở nhiệt độ âm từ bề mặt vào lõi. Do tác động của  lực va đập giảm từ bề mặt vào lõi, giá trị độ cứng  cũng giảm theo  chiều sâu kể từ bề mặt.

Giá  trị  độ  cứng  của  lõi có  thể coi là độ  cứng sau nhiệt luyện. Mẫu hợp kim hóa  V (M5) độ cứng cao  hơn so  với  mẫu không  được  hợp  kim hóa  V (M4). Điều này được giải thích là do khi hợp  kim hóa  thêm V với quy trình xử lý nhiệt như thực nghiệm có  tồn  tại  của  cacbit  phân tán  bên  trong nền austenit.

Cũng  như với Cr nhưng ở mức độ cao  hơn, các hạt cacbit  V hoặc cacbit  phức  của  V đã làm tăng mật độ  lệch, mật độ song  tinh và làm đổi  hướng song  tinh  trong  quá  trình  va  đập.  Chiều dày lớp chuyển  biến  của  mẫu  có  nguyên tố  hợp kim V cũng  lớn hơn so với mẫu không  hợp kim hóa  bằng V. Mẫu M5 với 600  μm (tính từ bề mặt) giá trị độ cứng đạt là 295 Hv, còn với mẫu M4 giá trị độ cứng ổn định tại khoảng cách 400 μm từ bề mặt, chỉ đạt được 265 Hv.

Giá  trị độ cứng  của  cả hai mẫu M4 và M5 đều cao  hơn so với  khi  xử lý mẫu khi  -80  oC.  Tại  bề mặt mẫu M5 đạt giá trị 395 Hv và chỉ còn 370HV khi  xử  lý ở  -80  oC;  tương ứng  với  mẫu  M4  là 301Hv  và 266Hv  (ở -80 oC). Ngoài ra, chiều dày hiệu  quả  cũng  giảm  đi  tương ứng.  Điều  này cho thấy có  dấu hiệu của  sự  chuyển biến pha  khi xử lý ở nhiệt độ âm.

4. Kết luận và kiến nghị

Thép  austenit  mangan cao  hợp  kim hóa  bằng Cr và V, sau  nhiệt luyện và va đập được biến cứng bằng  các cơ chế:

- Các hạt cacbit nhỏ mịn, rất cứng,  có khả năng tăng bền  cho  thép  bằng  tương tác với  các lệch mạng và dải song  tinh.

- Các dải/vùng  song  tinh  với  các định  hướng khác nhau  và trượt của lệch mạng . Các vùng song tinh cản  trở chuyển động lệch như một  khuyết tật mạng dạng 2D.

Trong tổ chức  của  thép sau va đập không  phát hiện thấy tổ chức  mactenxit. Điều đó phù hợp với phát hiện của  nhiều tác giả trong các thép Mn cao khác nhau.

5. Tài liệu trích dẫn

  1.  Lê Công Dưỡng (chủ biên), Kim loại học,  Đại học Bách khoa  Hà Nội, 1986
  2. A. S. Argon, Strengthening Mechanisms in Crystal Plasticity, Oxford series on materials modeling ISBN 978- 0-19-851600-2, 2008
  3. Peter Hedstrom, Deformation induced martensitic transformation of  metastable stainless steel  AISI  301, Licentiate Thesis, Division of Engineering Materials,  2005:79, ISSN:  1402-1757, 2005
  4. R.W. Smith*, A. DeMonte, W.B.F. Mackay, Development of high-manganese steels for heavy duty  cast-to- shape applications, Journal of Materials Processing Technology 153-154,  pp 589-595, 2004
  5. WeilinYan, LiangFang, ZhanguangZheng, KunSun, YunhuaXu, Effect of surface nanocrystallization on abra- sive  wear properties in Hadfield  steel, Tribology International 42, pp.634-641, 2009
  6. D. Canadinc, H. Sehitoglu, H.J. Maier, D. Niklasch, Y.I. Chumlyakov, Orientation evolution in Hadfield steel single  crystals under  combined slip and  twinning,  International Journal  of solids and  structures, Volume 44, Issue 1, 1 January 2007,  34-50
  7. X. Y. Feng,  F. C.  Zang*,  Z.  N.  Yang, M.   Zang,  Wear  behavior of nanocrystallised Hadfield  steel,  Wear, Volume 305,  Issue 1-2, 30 July 2013,  299-304

Bình luận

Email của bạn sẽ không được hiển thị công khai. Các trường bắt buộc được đánh dấu *

You may use these HTML tags and attributes: <a href="" title=""> <abbr title=""> <acronym title=""> <b> <blockquote cite=""> <cite> <code> <del datetime=""> <em> <i> <q cite=""> <strike> <strong>