On the manufacturing technology of alloy cast steel grade 25X2ΓHMΦЛ for the liner plates of wet coke quenching car
PHẠM THỊ MINH PHƯỢNG Viện Luyện kim đen, Văn Bình, Thường Tín, Hà Nội
NGUYỄN THỊ HẰNG Viện Luyện kim đen, Văn Bình, Thường Tín, Hà Nội
Ngày nhận bài: 6/3/2022, Ngày duyệt đăng: 14/6/2022
TÓM TẮT
Bài báo trình bày công nghệ chế tạo thép đúc hợp kim mác 25X2ΓHMΦЛ làm tấm lót sàn xe dập cốc gồm: công nghệ nấu luyện, công nghệ đúc và công nghệ nhiệt luyện. Nguyên liệu đầu vào là thép phế và các loại fero hợp kim như FeCr, FeMo, FeMn, FeSi, FeV và Ni kim loại. Thép được nấu luyện trong lò cảm ứng trung tần 750 kg. Sau khi nấu luyện, thép có thành phần hóa học tương đương thép 25X2ΓHMΦЛ của Nga. Tấm lót được đúc trong khuôn làm bằng hỗn hợp đông cứng nhanh (cát + nước thủy tinh + CO2). Sản phẩm đúc không bị rỗ và nứt. Thép được ủ tại nhiệt độ T = 800 oC, thời gian giữ nhiệt 2 h, làm nguội cùng lò. Tôi thép ở nhiệt độ T = 920 oC, thời gian giữ nhiệt 1 h, làm nguội ngoài không khí. Ram thép tại nhiệt độ T = 270 oC, sau thời gian giữ nhiệt 2 h, làm nguội trong không khí, tốc độ nâng nhiệt Vn = 120 oC/h. Thép sau nhiệt luyện có giới hạn bền σb ≥ 1275 MPa, giới hạn chảy σs ≥ 1079 MPa, độ giãn dài d≥ 5 %, độ co thắt ψ ≥ 25 % và độ dai va đập ak ≥ 39,2J.cm-2.Tấm lót sàn xe dập cốc làm từ thép 25X2ΓHMΦЛ đã đưa vào sử dụng và đáp ứng được yêu cầu kỹ thuật của Công ty CP Năng lượng Hòa Phát.
Từ khóa: Thép 25X2ΓHMΦЛ, nhiệt luyện, thép đúc hợp kim
ABSTRACT
This paper presents the manufacturing technology of alloy cast steel grade 25X2ΓHMΦЛ for the liner plates of wet coke quenching car, including smelting, casting and heat treating. Input material are scrap steel and fero alloys such as such as FeCr, FeMo, FeMn, FeSi, FeV and Ni. Steel is smelted in medium frequency induction furnace of 750 kg. The steel has a chemical composition of 25X2ΓHMΦЛ. The liner plate is cast in liquid glass sand mould. Casting products are without pitting and cracks. The steel is annealed at temperature T = 800 °C, for holding time of 2 h, with furnace cooling. The steel is quenched at temperature T = 920 oC, after 1 h holding and air cooling, then tempered at temperature T= 270 oC, for 2 h, air cooling. The heating rate V = 120 oC/h. Mechanical properties of steel after heat treatment are strength σb ≥ 1275 MPa, yield strength σs≥1079MPa, elongation d≥ 5 %, contraction ψ ≥ 25 % and impact toughness ak ≥ 39,2J.cm-2. Liner plate made from cast steel 25X2ΓHMΦЛ was used for the liner plates of wet coke quenching car and satisfied the technical requirements of Hoa Phat Energy JSC.
The effect of heat treatment on the microstructure, mechanical proper- ties and corrosion behavior of cast super duplex stainless steel
ĐINHQUANG ĐÔNG VÀ PHẠM VĂN NGƯNG Công ty Cổ phần chế tạo Bơm Hải Dương, số 2 Ngô Quyền, Thành phố Hải Dương, tỉnh Hải Dương *Email: ngunghd1963@gmail.com
Ngày nhận bài: 24/7/2020, Ngày duyệt đăng: 8/10/2021
TÓM TẮT
Ảnh hưởng của nhiệt độ ủ đồng đều hóa trong khoảng 1050 tới 1100 °C và hóa già ở nhiệt độ 480 °C tới tổ chức tế vi, cơ tính và tính chịu ăn mòn lỗ của thép đúc không gỉ siêu song pha (SDSS) đã được nghiên cứu. Kết quả đạt được cho thấy hàm lượng của pha ferit tăng nhẹ và pha austenit giảm nhẹ. Pha ε-Cu đã được quan sát thấy dưới dạng rời rạc sau khi ủ và dạng liên kết sau khi ủ và hóa già ở 480 °C. Các hạt nhỏ mịn của pha ε phân tán trong nền ferit làm tăng độ cứng và giảm khả năng chịu ăn mòn của pha ferit. Đặc biệt, khả năng chịu ăn mòn lỗ đạt được cao hơn cho cả 2 trường hợp ủ và hóa già. Cơ tính của SDSS đã được đánh giá thông qua độ cứng (thô đại và tế vi) và độ dai va đập. Giá trị độ cứng và độ dai va đập của trường hợp ủ ở 1100 °C và hóa già ở 480 °C lần lượt là 295 HB và 77 J.
Từ khóa: Thép không gỉ siêu song pha, chịu ăn mòn, nhiệt luyện, đúc
ABSTRACT
The effect of solution annealing temperature ranging from 1050 to 1100 °C and aging at 480 °C on the microstructure, mechanical properties and pitting corrosion resistance of cast super duplex stainless steel (SDSS) were investigated. Obtained results showed that the content of ferrite phase slightly increased as decreasing of austenite phase. The ε-Cu phase was observed as incoherent type after solution annealing and coherent one after solution annealing and aging at 480 °C. The fine particles of the ε-phase dispersed in ferrite matrix increase the hardness and diminish corrosion resistance of ferrite phase. Especially, a higher pitting corrosion resistance was obtained for the sample subjected to annealing and aging. The mechanical properties of the SDSS casting were also investigated such as macro- and microhardness and impact strength. The value of hardness and impact strength of SDSS casting, annealed at 1100 °C and aged at 480 °C, were 295 HB and 77 J, respectively.
Keywords: Super duplex stainless steel, corrosion resistance, heat treatment, casting.
1. ĐẶT VẤN ĐỀ
Thép không gỉ siêu song pha (tiếng Anh: Super Duplex Stainless Steel – SDSS) có tổ chức hai pha là ferit và austenit với tỷ lệ gần bằng nhau và khả năng chống ăn mòn lỗ trên 40. Vật liệu này kết hợp được khả năng chống ăn mòn tốt với tính chất cơ học cao so với thép không gỉ austenit hoặc thép không gỉ ferit [1-3]. Chúng đã được sử dụng rộng rãi trong ngành công nghiệp dầu khí tại các giàn khoan ngoài khơi trong các máy bơm [4], v.v.. Do có tỷ lệ cao giữa tính chất/giá thành, thép SDSS đã được thay thế cho các vật liệu hiệu suất cao khác như thép không gỉ siêu austenit và hợp kim gốc Ni, với khoảng 20 năm ứng dụng thành công trong ngành công nghiệp dầu khí [4, 5].
Việc sản xuất các chi tiết bằng phương pháp đúc cho máy bơm ly tâm có độ dày thành ống vượt quá 125 mm bằng thép không gỉ song pha và SDSS là một nhiệm vụ phức tạp do tốc độ nguội thấp trong quá trình đông đặc. Sự tiết ra các pha liên kim và cacbit là phổ biến và trong đó pha sigma (σ), xuất hiện với tỷ lệ cao nhất, đôi khi đạt gần 20 % [6-8]. Độ dai va đập của thép SDSS nằm giữa các giá trị của thép đúc austenit và ferit. Tuy nhiên, ngay cả một lượng nhỏ các pha thứ cấp, hình thành trong SDSS, sẽ làm giảm năng lượng phá hủy, trong đó ảnh hưởng của pha σ tỏ ra mạnh nhất [9-11]. Vì vậy, giải pháp ủ đồng đều hóa và làm nguội bằng nước (tôi) sẽ hòa tan các pha này và giữ được các nguyên tố hợp kim trong dung dịch rắn [8-10].
Mặt khác, ngoài các nguyên tố cơ bản tạo thành ferit và austenit, một số mác SDSS còn chứa thêm Cu. Trong austenit, độ hòa tan đồng tối đa ở 1094 °C lên tới ≈ 8,5 % và ≈ 4 % ở nhiệt độ phòng. Độ hòa tan của đồng trong ferit ở 1480 °C là ≈ 6,0 % và ở nhiệt độ phòng giảm xuống là ≈ 0,2 %, tạo thành pha ε-Cu mịn phân tán và làm tăng độ cứng của nó [12, 13]. Trong các nghiên cứu đã công bố, bằng tác động của hóa già và pha ε-Cu mịn phân tán trong ferit, khả năng chống ăn mòn của các chi tiết làm bằng DSS có thể tăng lên [14]. Kết quả công bố trong [15] cho rằng đối với các phôi đúc lớn, việc hóa già không có hiệu quả và các tác giả đã đề nghị bỏ nó vì chi phí sản xuất tăng lên không cần thiết.
Tùy thuộc vào hàm lượng đồng và nhiệt luyện, pha ε được hình thành trong thép không gỉ ferit- austenit. Sự hiện diện của pha ε trong ferit làm tăng độ cứng của SDSS [14]. Các tạp chất phân tán của pha này có thể ảnh hưởng đến độ ổn định của màng thụ động và do đó ferit dễ bị ăn mòn lỗ. Hiệu ứng này đã được quan sát thấy trong trường hợp thép không gỉ ferit và thép không gỉ song pha ferit-austenit [15]. Cho đến nay, nhiều công trình đã được thực hiện trên SDSS. Trong đó một số nghiên cứu đã chú ý đến ảnh hưởng của đồng đến khả năng chống ăn mòn của SDSS trong dung dịch nước biển tổng hợp [10].
Trong bài báo này, ảnh hưởng của nhiệt luyện đến tỷ phần pha, tổ chức tế vi và cơ tính của thép SDSS đúc cho các chi tiết máy như bơm, rôto, cánh gạt dẫn hướng, các chi tiết đường ống, v.v. sẽ được nghiên cứu. Đặc biệt, cũng sẽ phân tích ảnh hưởng của đồng đến khả năng chống ăn mòn của SDSS trong môi trường dung dịch nước biển tổng hợp.
2. THỰC NGHIỆM
Các thép nghiên cứu được nấu chảy từ nguyên liệu thô trong lò cảm ứng trung tần và đúc trực tiếp vào khuôn cát có dạng thỏi hình trụ. Thành phần hóa học của vật đúc cho trong bảng 1.
Bảng 1. Thành phần hóa học của SDSS (% khối lượng)
Nguyên tố
C
Cr
Ni
Mo
N
Mn
Si
Cu
P
S
Fe
%
≈0,03
24,6
5,67
3,14
0,36
1,50
0,53
1,35
0,02
0,03
Còn lại
Các thỏi đúc được gia công thành mẫu có kích thước 20 mm x 20 mm x 10 mm để phân tích tổ chức tế vi và kiểm tra độ cứng. Các mẫu thử va đập Charpy có kích thước 10 mm x 10 mm x 55 mm, với khía chữ V sâu 2 mm. Tất cả các mẫu được ủ ở các nhiệt độ khác nhau: (1050, 1080 và 1100 °C) trong 2 giờ, sau đó làm nguội trong nước. Các mẫu sau ủ được hóa già ở 480 °C trong 2 giờ. Nhiệt độ ủ được chọn theo giản đồ pha cân bằng (hình 1), nhờ sử dụng phần mềm Thermo-Calc.
Hình 1. Giản đồ pha của SDSS
Tổ chức tế vi của SDSS sau đúc và xử lý nhiệt, được quan sát trên kính hiển vi quang học Zeiss Axiovert 25. Tỷ phần của các pha trong SDSS được phân tích bằng phần mềm ImagePro Plus. Mẫu đã được tẩm thực bằng Mi21Fe (30 g kali fer- ricyanide + 30 g kali hydroxit + 60 ml nước cất). Tổ chức của ferit và thành phần hóa học của các vùng vi mô đã chọn được phát hiện bằng hiển vi điện tử quét Hitachi S-4800 FE-SEM với bộ vi phân tích thành phần nguyên tố EDS.
Khả năng ăn mòn lỗ được xác định trong dung dịch nước biển tổng hợp ở nhiệt độ phòng. Các đường cong phân cực anốt điện động của thép hợp kim được xây dựng bằng dụng cụ điện hóa AUTOLAB PGSTAT 302N (Hà Lan), bao gồm ba điện cực: điện cực làm việc SDSS (diện tích bề mặt 1 cm2), điện cực đếm platin và điện cực calomel bão hòa (SCE) là điện cực so sánh. Nước biển tổng hợp được pha chế theo tiêu chuẩn ASTM D 1141. Để bảo đảm độ phân giải tốt của đường cong phân cực, tốc độ quét được sử dụng là 5 mV/s và thời gian ngâm trong mạch hở là 1 giờ trước khi bắt đầu quét.
Độ cứng được đo bằng phương pháp Brinell theo tiêu chuẩn PN-EN ISO 6506-1: 2002 dưới tải trọng 1838 N với bi thép đường kính 2,5 mm. Độ cứng tế vi được đo bằng phương pháp Vickers trên máy đo Duramin-2 (Struers, Đan Mạch). Các phép đo được thực hiện với tải trọng 0,49 N (HV0.05) và thời gian tải là 8 s. Ba mươi phép đo độ cứng của ferit và austenit được thực hiện cho mỗi thử nghiệm. Khả năng chịu va đập ở nhiệt độ môi trường đã được đo bằng máy với búa có năng lượng ban đầu là 300 J.
3. KẾT QUẢ VÀ THẢO LUẬN
Hình 2 cho thấy tổ chức tế vi của SDSS sau đúc, được quan sát bằng kính hiển vi quang học.
Hình 2. Ảnh hiển vi quang học của SDSS sau đúc: (a) độ phóng đại thấp và (b) độ phóng đại cao
Trên ảnh hiển vi pha α tương đối tối, pha sáng γ (hình 2a) và pha σ tồn tại ở biên hạt (hình 2b). Mầm của pha σ thường thấy ở bề mặt phân cách ferit/austenit và chúng phát triển vào trong các hạt ferit, do đó hàm lượng Cr trong ferit cao hơn so với austenit. Pha này cũng có thể được hình thành bằng cách phân hủy cùng tích theo phản ứng δ -> σ + γ’ trong khoảng nhiệt độ (700 ÷ 900) °C.
Hình 3. Ảnh hiển vi quang học của SDSS ở nhiệt độ ủ 1050 oCHình 4. Ảnh hiển vi quang học của SDSS ở nhiệt độ ủ 1080 oCHình 5. Ảnh hiển vi quang học của SDSS ở nhiệt độ ủ 1100 oCHình 6. Ảnh hiển vi quang học của SDSS ở nhiệt độ ủ 1100 oC (độ phóng đại cao)Hình 7. Ảnh hiển vi quang học của SDSS ở nhiệt độ ủ 1050 oC và hóa già ở 480 oCHình 8. Ảnh hiển vi quang học của SDSS ở nhiệt độ ủ 1080 oC và hóa già ở 480 oCHình 9. Ảnh hiển vi quang học của SDSS ở nhiệt độ ủ 1100 oC và hóa già ở 480 oCHình 10. Ảnh hiển vi quang học của SDSS ở nhiệt độ ủ 1100 oC và hóa già ở 480 oC (độ phóng đại cao)
Tổ chức tế vi của SDSS phụ thuộc vào nhiệt độ ủ (hình 3-6) và hóa già ở 480 °C (hình 7-10). Sau khi ủ, SDSS đúc được đặc trưng bởi tổ chức song pha ferit – austenit. Nhiệt độ cao của quá trình ủ đã hòa tan pha σ được hình thành trong quá trình nguội sau đông đặc, trong khi tốc độ nguội cao ngăn cản nó tái hình thành. Mặt khác, tỷ phần của pha ferit tăng lên khi tăng nhiệt độ ủ (hình 11). Ở nhiệt độ ủ 1100 °C, tỷ phần của ferit và austenit lần lượt là 48 và 52 %.
Hình 11. Tỷ phần pha của ferit và austenit phụ thuộc vào nhiệt độ ủ
Kết quả kiểm tra cho thấy, ở thép SDSS đúc, nhiệt độ ủ trong khoảng (1080 ÷ 1100) °C tạo ra tổ chức ferit – austenit tương đương nhau. Việc làm nguội bằng nước đối với các vật mẫu nhỏ, như trong điều kiện phòng thí nghiệm, đã ngăn chặn sự hình thành của pha σ trong tổ chức của thép SDSS đúc. Trong điều kiện nung ủ công nghiệp, tốc độ nâng và làm nguội thấp hơn trong phòng thí nghiệm sẽ tăng tỷ phần thể tích của pha σ nên làm giảm tính chất của vật liệu. Trong mẫu thép SDSS đúc, độ dai va đập đạt 21 J, so với 90 J của mẫu được nung ở 1100 °C và làm nguội bằng nước (bảng 2).
Đồng được sử dụng trong thép SDSS để cải thiện tính đúc và giảm xu hướng tạo độ xốp, nhằm mục đích tăng tính năng ma sát sau hóa già. Vùng nhiệt độ hóa già để hình thành pha ε-Cu tăng độ cứng là (480 ÷ 510) °C [13, 15].
Kiểm tra trên hiển vi điện tử quét cho thấy nung ủ trong nhiều giờ trước khi tôi đã không đảm bảo sự hòa tan hoàn toàn của pha ε-Cu được hình thành trong quá trình nguội của vật đúc và hình 12a cho thấy chúng khá rời rạc. Sự hiện diện của đồng không bị hòa tan trong quá trình ủ ở một mức độ nào đó đã làm giảm hiệu quả của quá trình hóa già tiếp theo. Kết quả của hóa già ở 480 °C xem trên hình 12b, trong đó pha ε-Cu hình cầu, phân bố đồng đều trong nền ferit và có dạng hạt cà phê đặc trưng chứng tỏ chúng đã liên kết với nền. Mặt khác, cũng đã quan sát được khá nhiều hạt hình cầu phân bố đồng đều trên nền ferit, thành phần của chúng đã được xác nhận bởi phổ EDS (hình 12c).
Hình 12. Ảnh hiển vi điện tử quét của thép SDSS (a) sau ủ ở 1100 oC, (b) sau hóa già ở 480 oC và (c) phổ EDS của những hạt cầu
Hóa già ở 480 °C làm tăng độ cứng và giảm độ dai va đập so với trường hợp chỉ có ủ (bảng 2 và 3). Sự gia tăng độ cứng tổng thể được xác định chủ yếu bởi sự gia tăng rõ rệt độ cứng (tế vi) của ferit, liên quan đến sự tiết pha biến cứng của nó, pha ε-Cu phân tán được mịn hóa ở 480 °C. Ủ đã tạo ra sự gia tăng nhanh chóng độ dai va đập của thép SDSS so với thép SDSS sau đúc (bảng 2). Quá trình hóa già làm giảm đáng kể độ dai va đập của thép SDSS so với ủ đồng đều hóa (bảng 3).
Bảng 2. Độ cứng và độ dai va đập phụ thuộc vào nhiệt độ ủ
Nhiệt độ
Sau đúc
1050 °C
1080 °C
1100 °C
HB
280
260
267
272
HV0,05δ
302
288
283
285
HV0,05γ
251
245
251
253
KV, J
21
89
90
90
Bảng 3. Độ cứng và độ dai va đập phụ thuộc vào nhiệt độ ủ và hóa già ở 480 °C
Nhiệt độ
Sau đúc
1050 °C
1080 °C
1100 °C
HB
280
291
295
295
HV0,05δ
302
309
318
323
HV0,05γ
251
270
275
274
KV, J
21
77
78
77
Hình 13. Đường cong phân cực điện động của thép SDSS sau ủ ở 1100 oC không hóa già và hóa già ở 480 oC trong dung dịch muối tổng hợp
Các đường cong phân cực điện động của mẫu ủ ở 1100 °C và mẫu ủ ở cùng nhiệt độ và sau đó hóa già ở 480 °C được cho trên hình 13. Hình 13 cho thấy hình dạng giống nhau của các đường cong phân cực anot của thép SDSS (sau ủ và hóa già) trong dung dịch nước biển tổng hợp [10]. Thấy rằng hợp kim bị ăn mòn ở trạng thái thụ động là do sự hiện diện của các ion clorua. Dung dịch mẫu được ủ ở 1100 °C và hóa già ở 480 °C cho giá trị Ep lỗ dương hơn (1070 mV) so với dung dịch mẫu được ủ và không hóa già (870 mV). Điều này có nghĩa là quá trình ủ và hóa già làm cho mẫu có khả năng chống ăn mòn lỗ cao hơn so với mẫu chỉ được ủ. Hơn nữa, các ảnh hiển vi quang học của thép SDSS sau khi kiểm tra ăn mòn cho trong hình 14, cũng xác nhận thấy có rất nhiều vết rỗ trên bề mặt của các mẫu không hóa già. Trên bề mặt đó các vết rỗ lớn và chúng nằm ở biên hạt và bên trong hạt ferit (hình 14a và 14b). Sau khi hóa già, các vết rỗ trên bề mặt mẫu giảm đáng kể và nhỏ hơn so với trường hợp không hóa già (hình 14c và 14d).
Hình 14. Ảnh hiển vi quang học của thép SDSS sau khi ăn mòn bằng dung dịch muối tổng hợp (không tẩm thực): (a, b) ủ ở 1100 oC không hóa già và (c, d) ủ ở 1100 oC và hóa già ở 480 oC.
4. KẾT LUẬN
Nhiệt luyện đã ảnh hưởng đến tổ chức tế vi, cơ tính cũng như khả năng chống ăn mòn của thép đúc SDSS. Sau khi ủ đồng đều hóa, đã đạt được sự hòa tan của pha σ và tổ chức ferit-austenit hoàn chỉnh. Đặc biệt, đã quan sát thấy pha ε-Cu ở dạng rời rạc sau khi ủ và dạng liên kết sau khi ủ kèm hóa già ở 480 °C. Các hạt nhỏ mịn của pha ε-Cu phân tán trong nền ferit làm tăng độ cứng của chúng. Hơn nữa, các mẫu được ủ và hóa già cho thấy khả năng chống ăn mòn lỗ cao hơn so với mẫu không hóa già.
Độ cứng tăng lên khi mẫu được hóa già nhưng độ dai va đập giảm so với trường hợp không hóa già. Giá trị độ cứng và độ dai va đập của thép đúc SDSS, được ủ ở 1100 °C và hóa già ở 480 °C, lần lượt là 295 HB và 77 J.
LỜI CẢM ƠN
Các tác giả xin chân thành cảm ơn tiến sỹ Đỗ Văn Quảng, nguyên cán bộ giảng dạy trường Đại học Bách khoa Hà Nội đã giúp thực hiện chụp ảnh hiển vi điện tử quét và phổ EDS cho các mẫu trong nghiên cứu này.
TÀI LIỆU TRÍCH DẪN
O. Nilsson, Super duplex stainless steels, Mater. Sci. Technol, 8, 1992, p. 685.
Pettersson, S. Wessman, M. Thuvander, P. Hedström, J. Odqvist, R. F. A. Pettersson, S. Hertzman; Nanostructure evolution and mechanical property changes during aging of a super duplex stainless steel at 300 °C, Mater. Sci. Eng. A, 647, 2015, p. 241.
D. Ramkumar, A. Singh, S. Raghuvanshi, A. Bajpai, T. Solanki, M. Arivarasu, N. Arivazhagan, S. Narayanan, Metallurgical and mechanical characterization of dissimilar welds of austenitic stainless steel and super-duplex stainless steel – a comparative study, J. Manu. Pro, 19, 2015, p. 212.
Kangas, G. Chai, Super and hyper duplex stainless steels: structures, properties and applications, in Porc. 17th APCCC 2016.
Muthupandi, P. B. Srinivasan, S. K. Seshadri, S. Sundaresan, Effect of weld metal chemistry and heat input on the structure and properties of duplex stainless steel welds, Mater. Sci. Eng. A, 358, 2003, p. 9
Zhang, H. Jing, L. Xu, Y. Han, L. Zhao, Investigation on microstructure evolution and properties of duplex stainless steel joint multi-pass welded by using different methods, Materials & Design, 109, 2016, p. 670.
Labanowski, Stress corrosion cracking susceptibility of dissimilar stainless steel welded joints, J. Achie. Mater. Manu. Eng., 20, 2007, p. 255.
Li, Y. Wang, X. Wang, Effects of ferrite content on the mechanical properties of thermal aged duplex stain- less steels, Mater. Sci. Eng. A, 625, 2015, p. 186
H. Chen, K.L. Weng, J.R.Yang, The effect of high-temperature exposure on the microstructural stability and toughness property in a 2205 duplex stainless steel, Mater. Sci. Eng. A, 338, 2002, p. 259.
Martins, L. C. Casteletti, Microstructural characterization and corrosion behavior of a super duplex stain- less steel casting, Mater. Charact., 60, 2009, p. 150.
Lopez, M. Cid, M. Puiggali, Influence of o-phase on mechanical properties and corrosion resistance of duplex stainless steels, Corros. Sci., 41, 1999, p. 1615.
H. Kang, H. W. Lee, Study of the correlation between pitting corrosion and the component ratio of the dual phase in duplex stainless steel welds, Corros. Sci., 74, 2013, p. 396.
Dyja, Z. Stradomski, Quench ageing behavior of duplex cast steel with nano-scale ε-Cu particles, J. Achie. Mater. Manu. Eng., 20, 2007, p. 435.
Smuk, H. Hanninen, J. Liimatainen, Mechanical and corrosion properties of P/M-HIP super duplex stain- less steel after different industrial heat treatments as used for large components, Mater. Sci. Technol., 20, 2004, p. 641
Bana, A. Mazurkiewicz, The effect of copper on passivity and corrosion behaviour of ferritic and ferrit- ic–austenitic stainless steels, Mater. Sci. Eng. A, 277, 2000, p. 183.
Microstructure and hardness of white cast iron Fe-12.8Cr-3.2C after heat treatment
NGUYỄN THỊ HOÀNG OANH, NGUYỄN HOÀNG VIỆT * Viện Khoa học và kỹ thuật vật liệu, Trường Đại học Bách khoa Hà Nội *Email: viet.nguyenhoang@hust.edu.vn
Ngày nhận bài: 14/3/2020, Ngày duyệt đăng: 28/4/2020
TÓM TẮT
Phần mềm mô phỏng JMatPro được sử dụng để xác định chuyển pha nguội liên tục cho hợp kim 3,2 %C-12,8 %Cr. Tốc độ nguội cao hơn 100 oC/phút ngăn được sự hình thành pha peclit. Đường cong tỷ phần pha rắn thay đổi theo nhiệt độ cho thấy pha austenit và cacbit M7C3 ổn định ở 1000 oC. Tổ chức tế vi của hợp kim ở trạng thái đúc ban đầu bao gồm các nhánh cây austenit cùng với hỗn hợp cùng tinh của austenit và cacbit M7C3. Nhiệt luyện gang đúc dẫn đến chuyển pha nền từ austenit sang pha mactensit và các hạt cacbit thứ cấp tiết ra từ nền làm tăng độ cứng của mẫu từ 45 lên 62 HRC. Cacbit cùng tinh M7C3 là một pha ổn định ở trạng thái đúc và không hòa tan vào nền trong quá trình nhiệt luyện.
Từ khóa: nhiệt luyện, gang trắng crôm cao, tổ chức tế vi
ABSTRACT
Simulation JMatPro software is used to determine the continuous cooling transformation for 3.2 %C – 12.8 %Cr alloy. The cooling rate, higher than 100 oC/min can prevent pearlite phase formation. The curve “solid fraction – temperature” shows that austenite and M7C3 carbide phases are stable at austenitization temperature of 1000 oC. The initial as-cast microstructure of alloy consists of austenitic dendrites as matrix and a eutectic mixture (g+ M7C3). Heat treatment of as-cast iron leads to a transformation of the matrix to martensite and secondary carbide particles precipitated from matrix enhancing the hardness of sample from 45 to 62 HRC. Eutectic carbide of M7C3 is a stable phase in as-cast iron which is undissolved in the matrix during heat treatment proccess.
Key words: heat treatment, high-chromium white cast iron, microstructure
1. GIỚI THIỆU
Gang trắng crôm cao với hàm lượng crôm khoảng (12÷30)% có khả năng chịu mài mòn cao được sử dụng rộng rãi trong nhiều ngành công nghiệp như chế biến khoáng sản, sản xuất xi măng và sản suất thép [1-3]. Tổ chức ban đầu của gang ở trạng thái đúc bao gồm nền austenit dạng nhánh cây và một hỗn hợp cùng tinh (γ + M7C3). Mạng lưới cacbit sơ cấp M7C3 dạng thô được hình thành trong quá trình đông đặc làm cho khả năng chịu va đập của gang kém. Mạng cacbit cùng tinh rất ổn định vì vậy không dễ dàng loại bỏ bằng nhiệt luyện [4]. Sau quá trình đông đặc, nền austenit sẽ chuyển pha thành peclit nếu tốc độ làm nguội không đủ nhanh. Peclit làm giảm khả năng chịu mài mòn nên gang trắng cùng tinh ở trạng thái đúc có độ cứng và độ dai va đập tương đối thấp. Để tăng cơ tính của gang sau khi đúc, cần có thêm bước nhiệt luyện. Mục đích của nhiệt luyện là tiết pha cacbit thứ cấp và chuyển pha nền từ austenit thành pha mactensit. Một lượng đáng kể cacbit crôm M7C3 phân tán trong nền mactensit trong gang trắng crôm cao sau quá trình nhiệt luyện sẽ làm tăng độ cứng và khả năng chịu mài mòn so với hợp kim ở trạng thái đúc [5]. Một số nghiên cứu cho rằng cacbit thứ cấp thực chất đóng vai trò quan trọng đến cơ tính của gang trắng Cr cao sau nhiệt luyện. Để lựa chọn nhiệt độ austenit hóa, có 2 phương pháp nhiệt luyện cơ bản là nhiệt luyện ổn định và nhiệt luyện không ổn định [6]. Nhiệt luyện ổn định ở nhiệt độ austenit hóa cao nhằm loại bỏ peclit hình thành trong quá trình làm nguội sau khi đông đặc và còn một lượng lớn austenit dư nếu làm nguội đủ nhanh, vì tất cả các cacbit thứ cấp sẽ dần dần hòa tan, dẫn đến tăng hàm lượng cacbon và crôm trong nền austenit. Pha austenit dư trong gang làm độ dai va đập nội tại cao và chuyển pha mactensit tạo biến dạng dẻo [7]. Phương pháp nhiệt luyện không ổn định áp dụng ở nhiệt độ austenit hóa tương đối thấp mục đích làm tiết pha các-bít thứ cấp. Khi đó hàm lượng nguyên tố hợp kim trong austenit giảm, và nếu làm nguội đủ nhanh để ngăn chặn sự hình thành peclit, sự chuyển pha mactensit có thể xảy ra ở nhiệt độ thấp. Để có được khả năng chịu mài mòn tốt, phương pháp nhiệt luyện không ổn định thường được sử dụng hơn. Ngoài ra, công đoạn ram ở nhiệt độ dưới nhiệt độ austenit hóa có thể làm giảm hàm lượng austenit và nhận được pha nền mactensit do tiết pha cacbit thứ cấp [8]. So sánh với phương pháp nhiệt luyện không ổn định, áp dụng quá trình ram có thể tránh được sự biến dạng và nứt của các thành phần đúc và tiết pha cacbit thứ cấp mịn hơn do nhiệt độ xử lý tương đối thấp [9].
Mục đích của nghiên cứu này là chế tạo gang crôm cao và sử dụng phương pháp nhiệt luyện thích hợp để quan sát sự thay đổi tổ chức tế vi và tính chất của gang trắng Cr cao (Grade IIA-ASTM 532M, 2003; được kí hiệu là “gang Cr12”).
2. THỰC NGHIỆM
Quá trình nấu luyện gang Cr12 được tiến hành trên lò cảm ứng trung tần GW500-0.5 của Trung Quốc với dung lượng: 1000 kg, công suất: 550 kW, tần số: 500 Hz, điện áp vào: 380 V, 3 pha. Khuôn để đúc mẫu là khuôn cát tươi (hỗn hợp sét + cát thạch anh + nước). Mẫu sau khi đông đặc có dạng hình trụ tròn Φ3 cm, cao 4 cm và được làm sạch cát bám dính bằng hệ thống rung. Thành phần hóa học của hợp kim được chế tạo theo tiêu chuẩn (Grade IIA – ASTM A532 M) như ở bảng 1.
Bảng 1. Thành phần nguyên tố hóa học của mẫu sau đúc
Nguyên tố
C
Si
Mn
P
S
Cr
Mo
Ni
Cu
Al
Fe
%khối lượng
3,20
0,638
0,727
0,0356
0,0485
12,8
0,0671
0,229
0,122
0,05
Còn lại
Đường cong làm nguội liên tục (CCT) của hợp kim sử dụng mô phỏng JMatPro được trình bày trong hình 1. Mẫu đúc được xử lý nhiệt theo 2 bước: nung austenit hóa với tốc độ 100 oC/giờ đến 700 oC – giữ nhiệt 2 giờ; và tiếp tục nung đến 1000 oC – giữ nhiệt 2 giờ; và cuối cùng tôi cưỡng bức bằng quạt gió trong 7 phút. Quá trình ram được thực hiện ở 250 oC trong 2,5 giờ, cuối cùng làm nguội tự nhiên trong không khí. Mẫu chụp ảnh hiển vi quang học được mài bằng giấy SiC lần lượt với các cỡ hạt khác nhau: 200, 400, 600, 800, 1000, 1200, 1500. Sau đó được đánh bóng trên thiết bị LaboPol-25 Strures bằng bột mài Cr2O3. Dung dịch tẩm thực là HNO3 (5 %) và cồn (95 %) quét trên bề mặt mẫu trong thời gian 5 giây. Kính hiển vi quang học Leica MS4000M được sử dụng để quan sát tổ chức tế vi của các mẫu gang Cr12 ở nhiệt độ phòng và nhiệt độ cao với các độ phóng đại khác nhau, từ 50 đến 1000 lần. Chuẩn bị mẫu để chụp ảnh tổ chức tế vi ở nhiệt độ cao được tiến hành như sau: mẫu được cắt dây tạo ra khối hình trụ với đường kính 4 mm, cắt lát với chiều dày là 2 mm. Quá trình mài, đánh bóng và tẩm thực tương tự như đã nêu. Máy nhiễu xạ kế D8- Bruker-Advance (bức xạ Cu-Kα, λ = 1,5406 A°) để xác định các pha trong mẫu gang sau khi đúc và nhiệt luyện. Máy đo độ cứng RoCkwell sử dụng để đo độ cứng cho mẫu. Mô hình hóa nhiệt động học cho quan hệ cân bằng pha nhằm xác định tỷ phần austenit ở nhiệt độ làm nguội cho gang trắng crôm cao được mô phỏng bằng phần mềm JmatPro [10]. Phần mềm mô phỏng tính chất vật liệu dựa trên nền Java, phiên bản 7.0.0, Công ty Phần mềm Sente, Trung tâm công nghệ Surrey, Số 40 đường occam, Guildford, Surrey GU2 7YG, Vương quốc Anh.
Hình 1. Đường cong làm nguội liên tục sử dụng mô phỏng JMatPro cho hợp kim 3,2 %C
3. KẾT QUẢ VÀ THẢO LUẬN
Hình 2. Mô phỏng JMatPro tỷ phần pha theo nhiệt độ của hợp kim Fe-12.8Cr-3.2C.
Hình 2 là mô phỏng nhiệt động học cho hợp kim Fe-12,8Cr-3,2C. Tính toán được thực hiện để dự đoán thành phần pha ở trạng thái cân bằng, bằng phần mềm JMatPro. Hợp kim bắt đầu kết tinh từ 1273 °C do austenit được tiết pha từ kim loại lỏng trong khoảng nhiệt độ (1231÷762) °C, phần còn lại của kim loại lỏng kết tinh theo phản ứng cùng tinh L → austenit + M7C3. Cacbit cùng tinh M7C3 là chiếm khoảng 36,1 % khối lượng.
Hình 3. (a) Đường cong thay đổi thể tích và hệ số giãn nở nhiệt của hợp kim theo nhiệt độ và (b) đường cong thay đổi tỷ trọng của hợp kim theo nhiệt độ
Sự chuyển pha của austenit (mạng lập phương tâm mặt) thành ferit (mạng lập phương tâm khối) dưới 762 oC làm giảm thể tích cùng hệ số giãn nở nhiệt (Hình 3.a) và tăng tỷ trọng (hình 3.b) của hợp kim. Đó là do độ hòa tan của cacbon trong mạng tinh thể lập phương tâm khối nhỏ hơn rất nhiều so với mạng tinh thể lập phương tâm mặt, cũng như các vị trí lỗ hổng dạng thay thế và xen kẽ của chúng cũng khác nhau rõ rệt [11]. Chuyển pha này ảnh hưởng đáng kể đến động học của các quá trình khuếch tán có điều khiển trong hợp kim, ví dụ, các quá trình đồng nhất hóa, biến đổi cacbit v.v. Khi nhiệt độ dưới 240 oC, pha austenit dư cùng với một lượng nhỏ cacbit M23C6 xuất hiện.
Hình 4. Ảnh hiển vi quang học của mẫu gang Cr với độ phóng đại x200 (a), x500 (b) trạng thái đúc và x200 (c), x500 (d) trạng thái nhiệt luyện. Ghi chú: M-mactensit, sc: cacbit sơ cấp
Hình 4 là ảnh hiển vi quang học của các mẫu gang trạng thái đúc và nhiệt luyện ở độ phóng đại 200 và 500 lần. Ở mẫu gang đúc với độ phóng đại 200 lần (hình 4a) thấy mạng lưới cacbit M7C3 có tương phản pha màu trắng phân bố trong nền austenit pha màu xám. Ở độ phóng đại cao hơn (500 lần) (hình 4b), cacbit cùng tinh có dạng hình hoa cúc được đánh dấu hình mũi tên. Mirjana Filipovic và đồng nghiệp [12] đã đưa ra ảnh tổ chức tế vi của mẫu đúc bao gồm cacbit dạng thanh và hoa cúc. Sau tôi, gang crôm có sự chuyển pha không khuếch tán của pha austenit thành mactensit và đồng thời có sự tiết pha cacbit thứ cấp từ nền làm tăng độ cứng của gang crôm. Độ cứng của mẫu đúc và nhiệt luyện được đo dọc theo một đường thẳng đi qua tâm mẫu tại 5 điểm. Độ cứng trung bình của mẫu đúc khoảng 45 HRC, thấp hơn khoảng 17 HRC so với mẫu tôi (62 HRC). Sau khi nhiệt luyện ngoài pha cacbit cùng tinh M7C3, còn xuất hiện các hạt cacbit thứ cấp nhỏ mịn nằm phân tán trên nền mactensit (Hình 4b), như đã chỉ ra trong các công trình [3, 13]. Sự xuất hiện của các hạt cacbit nhỏ mịn có thể làm tăng khả năng chống chịu mài mòn của nền mactensit.
Hình 5. Giản đồ nhiễu xạ tia X của gang Cr. Mẫu gang ở trạng thái: a) đúc, b) tôi và c) tôi và ram. Ghi chú: Feγ: austenit; M: mactensit
Hình 5 là giản đồ nhiễu xạ tia X của các mẫu gang đúc, tôi và ram. Ở trạng thái đúc có các pha cacbit (Cr7C3 và (Fe,Cr)7C3), austenit (Feγ). Sau khi tôi và ram cường độ các píc nhiễu xạ của pha austenit giảm đi đáng kể và píc nhiễu xạ của pha mactensit mạnh lên tương ứng.
4. KẾT LUẬN
Tổ chức vi mô của gang trắng côm cao cho thấy cacbít cùng tinh tạo thành mạng lưới liên tục trên nền austenit. Tính toán của phần mềm JMatPro cho thấy cacbit cùng tinh là dạng M7C3. Có thể thấy rõ sự thay đổi tổ chức vi mô của gang từ trạng thái đúc sang trạng thái tôi từ ảnh hiển vi quang học. Sau khi nhiệt luyện ngoài pha cacbit cùng tinh M7C3, còn xuất hiện các hạt cacbit nhỏ mịn nằm phân tán trên nền mactensit. Sự xuất hiện của các hạt cacbit nhỏ mịn có thể làm tăng khả năng chống mài mòn của nền mactensit. Độ cứng của gang tăng từ 45 đến 62 HRC sau khi tôi. Việc sử dụng phần mềm mô phỏng JMatPro dùng để xác định tốc độ nguội cũng như chuyển pha trạng thái rắn mang lại thông tin hữu ích cho công nghiệp sản xuất gang và thép.
LỜI CẢM ƠN
Các tác giả cảm ơn Công ty TNHH Thắng Lợi, Nam Định đã hỗ trợ nghiên cứu này.
TÀI LIỆU TRÍCH DẪN
A. E. Karantzalis, A. Lekatou, and H. Mavros; Microstructural Modifications of As-Cast High-Chromium White Iron by Heat Treatment, Journal of Materials Engineering and Performance, 18(2), 2009, pp. 174-181
E. Karantzalis, A. Lekatou, and H. Mavros; Microstructure and properties of high chromium cast irons: effect of heat treatments and alloying additions, International Journal of Cast Metals Research, 22(6), 2009, pp. 448-456
Nguyen Thi Hoang Oanh and Nguyen Hoang Viet; Precipitation of M23C6 Secondary Carbide Particles in Fe- Cr-Mn-C Alloy during Heat Treatment ProCess. Metals, 10(2), 2020, p.157,
S. D. Carpenter and D. Carpenter; X-ray diffraction study of M7C3 carbide within a high chromium white iron, Materials Letters, 57(28), 2003, pp. 4456-4459
Xiaoshuai Jia, Yu Huang, Xunwei Zuo, Yu Liu, Nailu Chen, and Yonghua Rong; High hardness-toughness and wear resistance of white cast iron treated by a multicycle quenching-partitioning-tempering proCess, Heat Treatment and Surface Engineering, 1(1-2), 2019, pp.57-62
C. P. Tabrett, I. R. Sare, and M. R. Ghomashchi; Microstructure-property relationships in high chromium white iron alloys, International Materials Reviews, 41(2), 1996, pp. 59-82
Hakan Gasan and Fatih Erturk; Effects of a Destabilization Heat Treatment on the Microstructure and Abrasive Wear Behavior of High-Chromium White Cast Iron Investigated Using Different Characterization Techniques, Metallurgical and Materials Transactions A, 44(11), 2013, pp.4993-5005
Jun Wang, Cong Li, Haohuai Liu, Hongshan Yang, Baoluo Shen, Shenji Gao, and Sijiu Huang; The precipi- tation and transformation of secondary carbides in a high chromium cast iron, Materials Characterization, 56(1), 2006, pp.73-78
Xiaoshuai Jia, Qingguo Hao, Xunwei Zuo, Nailu Chen, and Yonghua Rong; High hardness and toughness of white cast iron: The proposal of a novel proCess, Materials Science and Engineering: A, 618, 2014, pp.96-103
N. Saunders, U. K. Z. Guo, X. Li, A. P. Miodownik, and J. Ph Schillé; Using JMatPro to model materials properties and behavior, JOM, 55(12), 2003, pp.60-65
J. Asensio, J. A. Pero-Sanz, and J. I. Verdeja; Microstructure selection criteria for cast irons with more than 10 wt.% chromium for wear applications, Materials Characterization, 49(2), 2002, pp.83-93
Mirjana Filipovic, Endre Romhanji, and Zeljko Kamberovic; Chemical Composition and Morphology of M7C3 Eutectic Carbide in High Chromium White Cast Iron Alloyed with Vanadium, ISIJ International, 52(12), 2012, pp.2200-2204
G. L. F. Powell and J. V. Bee; Secondary carbide precipitation in an 18 wt%Cr-1 wt% Mo white iron, Journal of Materials Science, 31(3), 1996, pp.707-711
Nghiên cứu này tập trung vào việc khảo sát sự hình thành của các pha liên kim sau khi nung ở 1020 oC rồi được làm nguội đẳng nhiệt ở 800 oC trong các khoảng thời gian khác nhau.
Mục đích của nghiên cứu này là xác định ảnh hưởng của các chế độ nhiệt luyện khác nhau đến cơ tính của thép 40XA, đồng thời có thử nghiệm chế độ nhiệt luyện với tôi hai lần để nâng cao độ dai va đập, khắc phục hiện tượng giòn ram trong thép 40XA dùng cho sản xuất.
Mục đích của công trình này là nghiên cứu ảnh hưởng của chế độ nhiệt luyện tới tổ chức và cơ tính của hợp kim đồng BCuAl10Fe4Ni4Mn, nhằm xác định một chế độ xử lý nhiệt cụ thể để cải thiện khả năng chịu mài mòn và tăng tuổi thọ làm việc cho chi tiết được chế tạo bằng hợp kim BCuAl10Fe4Ni4Mn…
Truy cập trực tiếp website www.doi.org và nhập chỉ số DOI của bài báo vào ô tìm kiếm.
Nếu chỉ số đã được công nhận kết quả tìm kiếm sẽ được chuyển về website xuất bản trực tiếp của bài báo.
