Nâng cao độ bền của thép kết cấu hợp kim có chứa nguyên tố di truyền đồng

 Bài báo này trình bày một giải pháp nhằm giảm tác hại của Cu trong thép kết cấu hợp kim bằng cách đưa vào thép một lượng nhỏ niken (Ni) trong quá trình nấu luyện.

A solution for increasing strength of structural alloy Steel containing tramp element copper

NGUYỄN CAO SƠN, BÙI ANH HÒA

Trường Đại học Bách khoa Hà Nội

TÓM TẮT

Nguyên tổ di truyền đổng (Cu) có trong thép phế không bị ôxy hóa nên không thể khử bỏ khi nấu luyện. Sau nhiều lần sử dụng lại thép phế, hàm lượng Cu trong thép sẽ tăng dần lên và dẫn tới làm giảm cơ tinh cùa thép hoặc gây ra các vấn đề khác trong quá trình gia cồng biến dạng, bởi vì nhiệt độ chảy của Cu là tương đối thấp. Bài báo này trình bày một giải pháp nhằm giảm tác hại của Cu trong thép kết cấu hợp kim bằng cách đưa vào thép một lượng nhỏ niken (Ni) trong quá trình nấu luyện.

ABSTRACT

Tramp element copper (Cu) in scrap cannot be oxidized and removed during Steel refining. Thus, ọvertime the copper level of Steel produced from scrap is slowly increasìng and resulted in decreasing Steel mechanical properties or causing several troubles durìng deformation process because the melting temperature of Cu is relatively low. This paper presertts a solution of suppressing Cu issue in structural alloy Steel using nickel (Ni) addition into the Steel. 1. ĐẶT VẤN ĐỀ Thép phế là nguyên liệu chủ yếu trong quá trình luyện thép lò điện. Sau nhiều lần nấu luyện tái sinh thép phế, hàm lượng của đồng (Cu) trong thép thành phẩm thường tăng lên đáng kể do không có biện pháp khử bỏ nguyên tố này trong suốt quá trình nấu chảy hoặc tinh luyện. Chính vì vậy, Cu được gọi là nguyên tố "di truyền" nằm lại trong thép và gây ra một số ảnh hưởng xấu đến chất lượng của thép như làm giảm cơ tính, tạo các vết nứt trên bề mặt phôi thép, gây ra các sự cố trong quá trình cán nóng,... [1,2]. Đối với các loại thép chất lượng như thép cốt bê tông cán nóng cần cơ tính (giới hạn bển và giới hạn chảy) cao để chịu được tải trọng lớn trong các kết cấu xây dựng, vết nứt tế vỉ sẽ xuất hiện trong quá trình cán nóng ở khoảng nhiệt độ (1000 - 1300°C) khi có chứa 0,3% Cu [3]. Do đó, nghiên cứu nguyên nhân và các biện pháp làm giảm tác hại của nguyên tố “di truyền” Cu trong thép là một vấn đề rất cần thiết. Nghiên cứu của Sengo Kobayashi và các cộng sự [4] đã chĩ ra rằng việc cho thêm nguyên tố Nb đã làm giảm sự tiết các pha giàu Cu trong thép không gỉ ferit, một nguyên nhân làm giảm cơ tính của thép này. Junaidi Sayrif và các cộng sự [5] cũng đã kết luận rằng nguyên tố dỉ truyền Cu làm giảm nhiệt độ bắt đầu và kết thúc của chuyển biến máctenxit khi tôi, kết quả là rất khó khống chế tổ chức tế vi sau nhiệt luyện của thép có khoảng 1% Cu. Bài báo đề cập một biện pháp nâng cao cơ tính của thép kết cấu hợp kim có chứa Cu bằng cách hợp kim hóa một lượng nhỏ nguyên tố Ni trong quá trình nấu luyện. Các kết quả kiểm tra cơ tính, chụp ảnh tổ chức tế vi được phân tích và đánh giá một cách kỹ lưỡng nhằm làm sáng tỏ ảnh hưởng của Ni đến việc nâng cao cơ tính của thép kết cấu hợp kim có chứa nguyên tố di truyền Cu. 2. THỰC NGHIỆM Mẫu thép kết cấu hợp kim được nấu luyện trong lò điện cảm ứng trung tần với nguyên liệu là thép CT3 chứa ít Cu, ferô hợp kim (FeMn và FeCr), Cu và Ni kim loại, chất khử ôxy (FeSi và Al) chất tạo xỉ (vôi, huỳnh thạch). Sau khi nấu chảy thép, cho chất tạo xỉ để khử tạp chất, vớt xỉ, khử ôxy và hợp kim hóa, thép lỏng được rót vào khuôn kim loại để đúc thành các thỏi có kích thước Φ45x200 mm. Thành phần hóa học của các mẫu thép được phân tích trên máy quang phổ phát xạ MUV-75-80J và được cho trong bảng 1. Hàm lượng các nguyên tố có trong mẫu thép nghiên cứu được tham khảo từ các tiêu chuẩn đã công bố [6] và có cho thêm nguyên tố Cu. Mẫu M2 được hợp kim hóa thêm nguyên tố Ni.

	C	Si	Mn	Cr	Ni	Cu	P	S
M1	0,36	0,11	0,53	0,85	0,08	0,39	0,002	0,03
M2	0,35	0,13	0,54	1,08	0,23	0,32	0,005	0,01

Các thỏi thép được rèn xuống Φ25 mm với sự thay đổi nhiệt độ như hình 1, trong đó biến dạng rèn được thực hiện khi nhiệt độ mẫu đạt khoảng (1100 - 1150°C), nhiệt độ kết thúc quá trình bỉến dạng đạt khoảng (900 - 920°C), tốc độ bỉến dạng trung bình là 1 mm/phút. Sau khi kết thúc rèn, các thỏi thép được để nguội trong không khí đến nhiệt độ phòng với tốc độ nguội trung bỉnh 5°C/phút.

Hình 1. Sự thay đổi nhiệt độ của mẫu thép trong quá trình rèn

Mẫu thử kéo được gia công cơ khí theo hình dạng và kích thước như trong hình 2. Quá trình thử kéo được thực hiện trên máy Mastet — holl theo tiêu chuẩn ISO 6892:1998

Hình 2. Hình dạng và kích thước của mẫu thép thử cơ tính

Một số mẫu thép sau gia công biến dạng được nhiệt luyện theo quy trình chuẩn của mác thép [6], đó tà tôi trong dầu và ram cao theo sơ đồ hình 3. Quy trình chuẩn bị mẫu để thử cơ tính và soỉ tổ chức tế vi bằng kính hiển vỉ quang học và hiển vi điện từ quét (SEM) hoặc vi phân tích bằng phổ phân tán năng lượng (EDX - Energy Dispersion Xray) được thực hiện theo quy trình trong hình 4.

Hình 3. Sơ đổ nhiệt luyện

Hình 4. Quy trình chuẩn bị mẫu phân tích và kiểm tra

3. KẾT QUẢ VÀ THẢO LUẬN Kết quả thử cơ tính của các mẫu thép được cho trong bảng 2. Sau khi nhiệt luyện, độ bền của các mẫu thép tăng lên và độ giãn dài giảm xuống là hoàn toàn phù hợp. Theo tiêu chuẩn [6], mẫu thép sau khỉ nhiệt luyện theo sơ đồ ở hình 3 phải có giới hạn kéo σb ≥ 912 MPa, giới hạn chảy σ0.2 ≥ 735 MPa và độ dãn dài σ ≥ 11%. Ca tính của mẫu thép M1 (không có Nỉ) với σb = 729 MPa và σ0.2 = 538 Mpa là không đạt yêu cầu, nhưng mẫu thép M2 (có chứa Ni) với σb = 937 MPa và σ0.2 = 808 MPa và σ = 11% đã đáp ứng được cơ tính quy định của mác thép này. Có thể nhận xét rằng, Ni đã góp phần nâng cao độ bền của thép có chứa nguyên tố di truyền Cu. Để làm rõ hơn vai trò của Ni, cần tiến hành kiểm tra và phân tích tổ chức tế vi của các mẫu thép trước và sau nhiệt luyện.

Hình 5. Tổ chức tế vi của mẫu M1 và M2 a) Trước nhiệt luyện          b) Sau nhiệt luyện

Bảng 2. Kết quả kiểm tra cơ tính

Mẫu	Chế độ	Cơ tính
		σb (MPa)	σ0.2 (MPa)	σ (%)
M1	Không NL	681	420	18
	Sau NL	729	538	16
M2	Không NL	916	594	18
	Sau NL	937	808	11

Quan sát ảnh tổ chức tế vi của các mẫu thép trước và sau nhỉệt luyện trong hình 5 cho thấy kích thước hạt trung bình của mẫu M1 và M2 trước nhiệt luyện tương ứng là 30 µm và 25 µm. Tổ chức tế vi đạt được sau nhiệt luyện của mẫu M1 là pha mactenxit hình kim (những tỉnh thể này thường định hướng với nhau góc 60° hoặc 120°) và của mẫu M2 là pha xoocbit. Điều này giải thích rõ hơn về sự tăng độ bền của mẫu thép M1 và M2 sau khi nhiệt luyện. Trong thực tế, để đạt được cơ tính yêu cầu ngoài việc điều chình chính xác thành phần hóa học và hàm lượng tạp chất, cần phải khống chế được tổ chức tế vi của thép thông qua khâu biên dạng cơ học và nhiệt luyện [7,8]. Trong nghiên cứu này, các mẫu thép M1 và M2 được nâu luyện, đúc thỏi, gia công biến dạng nóng và nhỉệt luyện trong cùng một điều kiện. Sự khác nhau về tổ chức tế VI của mẫu M1 và M2 sau nhiệt luyện có thể được giải thích là do sự có mặt của nguyên tố Ni. Tuy nhiên, nhận định này cẩn được tìm hiểu kỹ hơn trong các nghiên cứu tiếp theo.

Hình 6. Ảnh SEM và phổ EDX của mẫu M1 và M2

Theo kết quả nghiên cứu [3-5], nếu hàm lượng Cu vượt quá giới hạn hòa tan trong austenit thì sẽ có hiện tượng tiết ra các pha giàu Cu có nhiệt độ nóng chảy thấp và tập trung ở gần biên giới hạt khi nung nóng thép. Do đó, việc tìm hiểu về các pha này ở gần biên giới hạt trong các mẫu thép sau nhiệt luyện được thực hiện bằng SEM-EDX. So sánh kết quả phân tích SEM-EDX cùa các mẫu thép sau nhiệt luyện trong hinh 6 thấy rằng, mẫu M1 có các hạt với hàm lượng Cu khoảng 3,36% phân bố ở sát biên giới hạt, còn mẫu M2 có các hạt với hàm lượng Cu thấp hơn (khoảng 0,54%) phân bố ở xa biên giới hạt hơn. Norio Imaỉ và các cộng sự [3] cũng đã có những phát hiện tương tự và khẳng định rằng, do tốc độ khuếch tán của Cu trong austenit nhanh hơn của Ni khoảng 2 lần nên hàm lượng Cu trong các hợp chất liên kim phân bố ở dạng “ốc đảo" nằm sát biên giới hạt sẽ cao hơn hàm lượng của Ni. Kết quả là nhiệt độ chảy của các hợp chất liên kim này sẽ thấp hơn khi hàm lượng Cu tăng lên, dẫn đến cơ tính của thép giảm xuống như trường hợp của mẫu M1. Trong mẫu M2, số lượng các “ốc đảo" và hàm lượng Cu ở các điểm này tương đối thấp có thể được giải thích là do biến dạng và nhiệt luyện đã có tác dụng hạn chế sự tiết ra các hợp chất liên kim có chứa Cu và Nỉ. Vì vậy, độ bền và giới hạn chảy của mẫu thép M2 mới có thể cao hơn tiêu chuẩn quy định. Điều này cho thấy kết quả giảm được tác hại của Cu khỉ đưa nguyên tố hợp kim Ni vào trong thép. Nguyên tố Niôbi (Nb) cũng cố thể được sử dụng với một hàm lượng nhỏ để làm giảm xu hướng nứt của thép do nguyên tử Nb khuếch tán trong ferit chậm hơn nguyên tử Cu rất nhiểu nên đã làm chậm sự tạo thành vùng giàu Cu trong thép [4]. Tuy nhiên, sự tiết ra các hợp chất liên kim chứa Ni- Cu và sự Ổn định của chúng như đã phân tích ở đây cần được tiếp tục nghiên cứu sâu hơn.

KẾT LUẬN

Nghiên cứu biện pháp giảm tác hại của nguyên tô đi truyền Cu trong thép kết cấu hợp kim bằng hợp kim hóa Ni đã được thực hiện. Kết quả đã cho thấy việc đưa thêm 0,23% Ni vào thép hợp kim kết cấu có chứa nguyên tố di truyền Cu với hàm lượng khoảng 0,3% đã làm tăng độ bền cửa thép trước và sau khi nhiệt luyện. Sự có mặt của nguyôn tố Ni trong thép đã góp phần hình thành những pha liên kim trên cơ sở Cu-Ni với hàm lượng Cu nhỏ hơn, dẫn tới làm giảm ảnh hưởng xấu của Cu tới cơ tính của thép. Tuy nhiên, hành vi của các hợp chất liên kim này trong quá trình nhiệt luyện cũng như hình thái phân bố của chúng cần được nghiên cứu tỷ mỉ  và chỉ tiết hơn. Mặt khác, giá thành của Ni và sản phẩm thép cũng phải được xem xét để có thể sử dụng hiệu quả biện pháp này nhằm giảm tác hại của nguyên tố đi truyền Cu vào trong thực tế sản xuất các loại thép chất lượng từ thép phế. CẢM ƠN Nghiên cứu này được hỗ trợ một phẩn kinh phí từ đề tài T2009-127. TÀI LIỆU TRÍCH DẪN Jessica Catvo, Jose Maria Cabrera, Ahmad Rezaeian and Stephan Yue; Evaluation of the Hot Ductility oft C-Mn Steel Produced from Scrap Recycling; ISIJ International, Vol. 47, No. 10, 2007, pp. 1518-1526 Myer Kutz; Handbook of Materiasl Selection; JOHN WILEY & SON, 2002 Norio imai, Nozomi Komatsubara and Kazutoshi Kunishige; Effect of Cu and Ni on Hot Workability of Hot- rolled MUd Steel; ISIJ International, Vol. 37, No. 3, 1997, pp. 224-231 Sengo KobayasN, Takafumi Takeda, Kiyomichi Nakai, Junichi Hamada, Norihiro Kanno and Tatsuaki Sakamoto; Effect of Nb Addition on Cu Precipitation in Ferritic Stainless Steel; ISIJ International, Vol. 51, No. 4, 2011, pp. 657-662 Junaidi Syarif, Koichi Nakashima, Toshihiro Tsuchiyama and Setsuo Takaki; Effect of Solute Copper on Yield Strength in Dislocation-strengthed Steels; ISIJ International, Vol. 47, No. 2, 2007, pp. 340-345 Trần Văn Địch, Ngô Trí Phúc; Sổ tay Thép thế giới; Nhà Xuất bản Khoa học và Kỹ thuật, 2006 M.K Banerjee, P.S. Banerjee and S. Datta; Effect of Thermo-mechanical Processing on the Microstructw and Properties of a Low Carbon Copper Bearing Steel; ISIJ International, Vol. 41, No. 3, 2001, pp. 257-261 J.H. Davidson; Microstructure of Steels and Cast Irons; Springer- Verlag New York, 2004