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]
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 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 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.
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.
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
- Lê Công Dưỡng (chủ biên), Kim loại học, Đại học Bách khoa Hà Nội, 1986
- A. S. Argon, Strengthening Mechanisms in Crystal Plasticity, Oxford series on materials modeling ISBN 978- 0-19-851600-2, 2008
- Peter Hedstrom, Deformation induced martensitic transformation of metastable stainless steel AISI 301, Licentiate Thesis, Division of Engineering Materials, 2005:79, ISSN: 1402-1757, 2005
- 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
- WeilinYan, LiangFang, ZhanguangZheng, KunSun, YunhuaXu, Effect of surface nanocrystallization on abra- sive wear properties in Hadfield steel, Tribology International 42, pp.634-641, 2009
- 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
- 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
