Nghiên cứu ảnh hưởng của hợp kim hóa Cr, V và quá trình xử lý nhiệt tới tổ chức và tính chất của thép 15%Mn (TT)

BỘ GIÁO DỤC VÀ ĐÀO TẠO
TRƯỜNG ĐẠI HỌC BÁCH KHOA HÀ NỘI

NGUYỄN DƯƠNG NAM

NGHIÊN CỨU ẢNH HƯỞNG CỦA HỢP KIM HÓA Cr, V
VÀ QUÁ TRÌNH XỬ LÝ NHIỆT TỚI TỔ CHỨC VÀ TÍNH
CHẤT CỦA THÉP 15%Mn

Chuyên ngành: Kỹ thuật Vật liệu
Mã số: 62520309

TÓM TẮT LUẬN ÁN TIẾN SĨ KỸ THUẬT VẬT LIỆU

Hà Nội - 2016


DANH MỤC CÁC CÔNG TRÌNH ĐÃ CÔNG BỐ CỦA LUẬN ÁN
1. Nguyen Duong Nam, Le Thi Chieu, Hoang Thi Ngoc
Quyen, Pham Mai Khanh (2013), Improvement of properties of
High Manganese steel by alloy elements addtion and heat
treatment. AFC12
2. Nguyễn Dương Nam, Phạm Mai Khánh, Lê Thị Chiều,
Hoàng Thị Ngọc Quyên (02/2014), Nghiên cứu ảnh hưởng của
hàm lượng Cr đến tổ chức và tính chất của thép Mn cao,Tạp chí
Khoa học công nghệ kim loại, ISSN 1859-4344, pp44-47.
3. Nguyen Ngoc Huan, Nguyen Duong Nam, Le Thi Chieu,
Hoang Thi Ngoc Quyen, Pham Mai Khanh (10/2014), Influence
Of Rare-Earth (RE) On Microstructure And Properties Of High
Manganese Steel, RCMME, ISBN: 978-604-911-942-2, pp104106.
4. Pham Mai Khanh, Nguyen Duong Nam, Le Thi Chieu,

Hoang Thi Ngoc Quyen (2015), Effects Of Chromium Content
And Impact Load On Microstrucrure And Properties Of High
Manganese Steel, Materials Science Forum. ISSN 0255-5476,
pp297-300.
5. Nguyen Duong Nam, Le Thi Chieu, Pham Mai Khanh,
Pham Huu Kien (02/2015), Effect of heat treatment on the
microstructure and mechanical properties of High Manganese
Steel 15Mn2Cr1V, International Journal of Engineering
Research And Management (IJERM), ISSN: 2349-2058,
Volume-02, Issue-02, pp15-17.
6. Nguyen Duong Nam, Le Thi Chieu, Ta Duc Anh, Doan Minh
Duc, Pham Mai Khanh (10/2015), Influence of Intermediating
Heating Stage of The Heat Treatment Process On
Microstructures and Properties of High Manganese Steel
Mn15Cr2V; AFC13; ISBN: 978-604-938-550-6,pp174-179.
7. Nguyen Duong Nam, Le Thi Chieu, Dao Hong Bach, Chu
Tien Hung, Pham Mai Khanh (10/2015), Influence of Vanadium
Content on the Microstructure and Mechanical Properties of
High-Manganese Steel Mn15Cr2; AFC13; ISBN: 978-604-938550-6, pp126-130.


Công trình được hoàn thành tại:
Trường Đại học Bách khoa Hà Nội

Người hướng dẫn khoa học:
1. PGS.TS. Đào Hồng Bách
2. PGS.TS. Lê Thị Chiều

Phản biện 1:
Phản biện 2:

Phản biện 3:

Luận án được bảo vệ trước Hội đồng đánh giá luận án tiến sĩ
cấp Trường họp tại Trường Đại học Bách khoa Hà Nội
Vào hồi …….. giờ, ngày ….. tháng ….. năm ………

Có thể tìm hiểu luận án tại thư viện:
1. Thư viện Tạ Quang Bửu - Trường ĐHBK Hà Nội
2. Thư viện Quốc gia Việt Nam


1

MỞ ĐẦU
Tính cấp thiết của luận án:
Thép austenite magan cao là thép hợp kim với hàm lượng Mn cao
(trên 10%). Sau khi xử lý nhiệt, trước khi chịu tải, thép có tổ chức
austenite với độ dai cao và độ cứng thấp. Trong quá trình làm việc,
dưới tải trọng va đập, lớp bề mặt của thép bị biến cứng làm tăng khả
năng chịu mài mòn cho chi tiết. Đây là đặc điểm rất đặc trưng, riêng
biệt của loại thép này. Trong quá trình làm việc những chi tiết chế
tạo từ thép austenite mangan cao sẽ bị chịu đồng thời hai tác động
lớn là va đập theo ứng suất pháp và chà xát theo ứng suất tiếp, ban
đầu chi tiết chịu tác động va đập, sau đó bị chà xát và dẫn đến chi tiết
mòn dần.
Họ thép austenite mangan cao đã và đang đóng vai trò quan trọng
trong công nghiệp. Nhiều ngành công nghiệp ứng dụng thép
austenite mangan với một lượng lớn như ngành sản xuất xi măng, vật
liệu xây dựng, ngành khai khoáng, khai thác đất đá, máy xúc, trong
các thiết bị đập nghiền khoáng vật... và rất nhiều ngành khác nữa.

Tuy nhiên, hiện nay các nhà sản xuất trong nước hiện đang còn nhiều
vấn đề vướng mắc là chất lượng sản phẩm còn thấp, mài mòn nhanh,
tuổi thọ làm việc thấp.
Trên thế giới đã có nhiều công trình nghiên cứu thép mangan cao
và cho đến nay nhiều tác giả vẫn không ngừng nghiên cứu để tìm
hiểu bản chất thực sự của quá trình biến cứng nhằm nâng cao chất
lượng và mở rộng phạm vi ứng dụng của chúng.
Trong một thời gian dài quá trình biến cứng của thép mangan cao
được giả thích là do sự chuyển pha từ austenite sang mactenxit dưới
tải trọng va đập. Khoảng mười năm gần đây nhiều nhà khoa học
nhận thấy rằng với hàm lượng mangan 13% và hàm lượng cacbon
trên 1%, austenite rất ổn định, chuyển biến mactenxit hiếm khi xảy
ra hoặc chỉ xảy ra ở nhiệt độ âm rất sâu. Nhiều nhà khoa học thiên về
quan điểm cho rằng vật liệu được hóa bền do xô lêch, song tinh cản
trượt được nhiều nhà khoa học quan tâm.
Trên thế giới cũng đã có nhiều thay đổi trong phương pháp tăng
bền cho thép Mn cao như: hợp kim hóa kết hợp với xử lý nhiệt,
phương pháp đúc hai lớp, phương pháp cấy thanh cacbit tăng khả
năng chống mài mòn.
Trong luận án này tác giả nghiên cứu phương pháp tăng bền bằng
cách hợp kim hóa kết hợp với quy trình xử lý nhiệt hợp lý để tạo ra
tổ chức austenite hạt nhỏ với các hạt cacbit nhỏ mịn phân bố bên


2

trong. Tổ chức như vậy vừa tăng độ dai, vừa tăng khả năng chống
mài mòn cho thép, đồng thời cũng là tổ chức có khả năng cản trở
mạnh sự chuyển động của lệch, dẫn đến biến cứng nhanh chóng và
hiệu quả khi chi tiết chịu va đập. Tác giả cũng đã nghiên cứu quá

trình biến cứng vật liệu qua va đập để kiểm nghiệm phương pháp xử
lý tăng bền đã lựa chọn.
Với mong muốn nâng cao chất lượng, tuổi thọ làm việc của thép
austenite mangan cao đề tài của luận án được lựa chọn là: “Nghiên
cứu ảnh hưởng của hợp kim hóa Cr, V và quá trình xử lý nhiệt tới
tổ chức và tính chất của thép 15%Mn”.
Các kết quả nghiên cứu đã được áp dụng tại Công ty Cơ khí Đúc
Thắng Lợi.
Mục đích của đề tài luận án:
Nghiên cứu ảnh hưởng của Cr, V và quá trình xử lý nhiệt đến hình
thái tổ chức của và khả năng hóa bền của thép austenite mangan cao
làm thay đổi tổ chức, sự phân bố cacbit và giảm kích thước hạt pha
nền nhằm mục đích thay đổi cơ tính, tăng tuổi thọ làm việc cho hệ
thép austenite mangan cao với hàm lượng Mn là 15%. Thăm dò
nghiên cứu ảnh hưởng của đất hiếm đến tổ chức và cơ tính của thép
austenite mangan cao.
Ý nghĩa khoa học của đề tài luận án:
* Đã phân tích ảnh hưởng các nguyên tố tạo cacbit Cr, V đối với
tăng cơ tính cho thép austenite mangan cao.
* Trên cơ sở phân tích quá trình trình tiết và hòa tan cacbit, quá trình
làm nhỏ hạt austenite, xác định được quy trình nhiệt luyện hợp lý,
tăng khả năng chống mài mòn và tăng độ dai va đập cho thép....
*Trên cơ sở phân tích năng lượng khuyết tật xếp và bằng phương
pháp kính hiển vi điện tử truyền qua (TEM) đã xác định được cơ chế
biến cứng cơ học của thép austenite mangan cao Mn15Cr2V dưới tác
dụng của lực va đập, từ đó tìm ra phương pháp tăng khả năng biến
cứng cho thép. Việc làm nhỏ hạt austenite sẽ có tác dụng tạo nhiều
định hướng song tinh dưới tác dụng của tải trọng dẫn đến tăng khả
năng hóa bền của thép. Cacbit nhỏ mịn hòa tan phân bố trong nền
góp phần tăng tính chống mài mòn cho thép; ngăn cản quá trình

chuyển động của lệch.
Trong quá trình biến cứng khi chịu va đập, thép Mn15Cr2V không
xảy ra chuyển biến mactenxit.


3

* Đã xác định được các phần tử cacbit, austenite trong thép ở kích
thước nano và phân tích ảnh hưởng của lớp nano bề mặt trong việc
tăng cứng cho thép austenite mangan cao.
Phương pháp nghiên cứu:
- Tập hợp tài liệu về thép mangan cao trong và ngoài nước.
- Sử dụng các phương pháp nghiên cứu như phương pháp tổng hợp,
đánh giá phân tích, phương pháp chế tạo mẫu đúc, các phương pháp
xử lý kết quả thực nghiệm…
Những điểm mới của luận án:
1. Xác định ảnh hưởng của Cr, V và đất hiếm đến tổ chức và cơ tính
của thép austenite mangan cao 15%Mn.
2. Đã xác định được hình thái của cacbit Cr7C3 và VC dưới dạng các
hạt nano phân tán trên nền austenite và phân tích ảnh hưởng của
chúng đến khả năng làm nhỏ hạt austenite khi đúc và khi nhiệt luyện.
3. Đưa ra quy trình xử lý nhiệt hoàn toàn khác với quy trình nhiệt
luyện truyền thống đối với mác thép austenite mangan cao
Mn15Cr2V. Với quy trình đó cơ tính của thép được cải thiện rõ rệt.
4. Trên cơ sở phân tích năng lượng khuyết tật xếp và bằng phương
pháp kính hiển vi điện tử truyền qua (TEM) đã xác định được cơ chế
biến cứng cơ học của thép austenite mangan cao Mn15Cr2V dưới tác
dụng của lực va đập, từ đó tìm ra phương pháp tăng khả năng biến
cứng cho thép. Việc làm nhỏ hạt austenite sẽ có tác dụng tạo nhiều
định hướng song tinh dưới tác dụng của tải trọng dẫn đến tăng khả

năng hóa bền của thép. Cacbit nhỏ mịn hòa tan phân bố trong nền
góp phần tăng tính chống mài mòn cho thép; ngăn cản quá trình
chuyển động của lệch. Trong quá trình biến cứng khi chịu va đập,
thép Mn15Cr2V không xảy ra chuyển biến mactenxit.
5. Phân tích tìm kiếm được các hạt nano austenite trên bề mặt của
thép dưới tác dụng của lực va đập.
CHƯƠNG 1: TỔNG QUAN
1. 1 Đặc điểm của thép austenite mangan cao
Thép austenite mangan cao là loại thép có tính chống mài mòn đặc
biệt cao khi làm việc trong điều kiện va đập, dưới tác dụng của ứng
suất pháp.
1.2 Phân tích điều kiện làm việc và phá hủy của chi tiết chế tạo
từ thép austenite mangan cao
1.2.1 Phân tích điều kiện làm việc của chi tiết chế tạo từ thép
austenite mangan cao làm việc trong điều kiện cần độ dai va đập
và chống mài mòn cao


4

Thép austenite mangan cao được ứng dụng chính trong chế tạo các
chi tiết như búa đập, tấm lót, răng gầu xúc… Các chi tiết này đều
làm việc trong điều kiện va đập, chịu mài mòn và bị chà xát. Trong
nội dung của luận án, một số vấn đề về điều kiện làm việc có liên
quan đến vật liệu đã được đề cập.
Từ các phân tích trên có thể thấy, vật liệu làm búa đập phải có thể
chịu được tải trọng lớn khi va đập mạnh và có thể chịu được mài
mòn trong quá trình bị chà xát. Có nghĩa là vật liệu làm búa đập phải
vừa mềm dẻo ở bên trong (để không bị vỡ khi va đập mạnh) lại vừa
cứng vững bên ngoài (để ít bị bào mòn bởi hạt quặng). Trong điều

kiện làm việc của búa, thép austenite mangan cao do có mangan cao
có tổ chức thuần austenite nên rất dẻo và có thể chịu được va đập với
các loại quặng cứng. Khi va đập với lực tác động mạnh, bề mặt thép
bị biến cứng do có austenite chuyển biến thành mactenxit hoặc tạo ra
các song tinh cùng các xô lệch mạng.
1.2.2. Các dạng sai hỏng, nguyên nhân và cách khắc phục
1.3. Các dạng thép austenite mangan cao
1.4. Tình hình nghiên cứu thép austenite mangan cao
CHƯƠNG 2: CƠ SỞ LÝ THUYẾT
2.1. Cơ chế hóa bền thép austenite mangan cao
Thép austenite mangan cao với hàm lượng mangan lớn (trên
10%Mn). Mangan là nguyên tố mở rộng vùng γ nên thép thuộc loại
austenite (có tổ chức austenite ổn định ở nhiệt độ thường). Với tổ
chức austenite, thép có độ dai cao, độ cứng thấp, song khi làm việc
dưới áp lực cao và bị va đập, austenite (với mạng A1 rất nhay cảm
với hóa bền biến dạng) bị biến dạng dẻo mạnh và biến cứng 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 austenite mangan cao được gọi là “hóa bền
biến dạng”.
2.1.2. Nguyên lý hóa bền thép austenite mangan cao
Khi thép mangan cao chịu tải trọng va đập, mạng tinh thể của
austenit bị xô lệch, xuất hiện khuyết tật xếp (sự phá hủy cấu trúc theo
trật tự cũ, sự thay đổi cấu trúc). 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 [22,41].
Năng lượng khuyết tật xếp được tính theo biểu thức Theo OLSON
và COHEN trong tài liệu số [22,40]:

5

[2.1]
Theo các tác giả [22], [40], và nhiều tác giả khác, năng lượng
khuyết tật đóng vai trò quyết định trong việc chịu lực, biến dạng, tổ
chức sẽ là song tinh hay mactenxit dạng ε.
Tổ chức mactenxit dạng ε chỉ có thể được tạo thành khi năng lượng
khuyết tật nhỏ hơn 18mJ/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 có giá trị từ 12-35mJ/m2 [22] còn
băng trượt được tạo ra khi năng lượng khuyết tật là 35mJ/m2.
Các yếu tổ ảnh hưởng đến năng lượng khuyết tật xếp
- Thành phần hóa học
Thành phần thép có ảnh hưởng to lớn đến SFE. Cacbon tăng giá trị
của SFE ít nhất là 12mJ/m2 ứng với 1%, theo quy luật tuyến tính.
Khi cacbon phân bố tại vùng gần khuyết tật, giá trị đó càng lớn hơn
(74mJ/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 rát phức tạp. Trong khoảng từ 0
đến 12%, magan làm giảm SFE theo mức: cứ 1% giảm 5 mJ/m2.
Theo hình 2.3 các thép có hàm lượng cacsbon nhỏ hơn 1% mới có
năng lượng khuyết tật nhỏ hơn 18mJ/m2 và có khả năng chuyển biến
thành mactenxit ε

Hình 2.3: Ảnh hưởng của C và Mn đến
năng lượng khuyết tật xếp

Hình 2.4: Ảnh hưởng của C và Mn
đến nhiệt động học chuyển biến

2.1.2 Quá trình hóa bền biến dạng của thép austenite mangan
cao theo cơ chế song tinh và xô lệch
Từ những năm 2000 trở về đây, dưới sự trợ giúp của thiết bị phân
tích hiện đại, nhiều tài liệu trên thế giới đã phát hiện thấy rằng độ
cứng của thép ausenite mangan cao tăng lên trong quá trình làm việc
không phải do chuyển biến mactenxit, hay ít ra là trong phần lớn các


6

trường hợp không phải là chuyển biến mactenxit. Nhiều nghiên cứu
khẳng định sự tăng độ cứng trong quá trình làm việc của thép
austenite mangan cao là do xô lệch xếp chồng, do song tinh, do
khuyết tật và do biên giới của austenite tạo ra trong quá trình biến
dạng. Quan sát ảnh hiển vi điện tử truyền qua (hình 2.14) có thể dễ
dàng nhận thấy các giải song tinh xuất hiện trên bề mặt mẫu, điều
này chứng tỏ không có sự chuyển biến từ austenite sang mactenxit.
Bề mặt biến dạng dẻo của thép là kết quả của biến dạng song tinh
(twin) và khuyết tật sắp xếp (stack fault).

Hình 2.14: Ảnh hiển vi điện tử truyền qua của thép austenite mangan cao
a) song tinh b) Ảnh vi nhiễu xạ nền austenite [49].

Nghiên cứu của tác giả Yunhua SU và cộng sự tại Học viện kỹ
thuật cơ điện tử thuộc trường Đại học Kiến trúc và Công nghệ Xian
chỉ ra rằng độ chống mài mòn của thép austenite mangan cao tăng
lên đáng kể khi năng lượng tác động lớn, có liên hệ tới sự phát triển
của cấu trúc tế vi trong suốt quá trình tác động. Bề mặt biến dạng
dẻo của thép là kết quả của biến dạng song tinh (twin) và khuyết tật
xếp (stack fault). Sự tương tác giữa chúng và xô lệch mạng gây ra

cấu trúc hạt nano austenite bị lồng vào trong cấu trúc vô định hình.
Điều đó có lợi trong việc nâng cao cơ tính cùng khả năng chống mài
mòn của thép austenite mangan cao [57].

Hình 2.16: Ảnh hiển vi phân giải cao của thép austenite mangan cao sau
biến dạng [57].

2.1.3 Ảnh hưởng của cacbit
Các quan điểm trước đây cho rằng khi hợp kim hóa bằng các
nguyên tố tạo cacbit thì quá trình biến cứng của austenite sẽ trở nên
khó khăn và cacbit có thể gây giòn cho thép khi chịu va đập. Các tác


7

giả theo quan điểm mới cho rằng nếu trong tổ chức có cacbit thì, độ
cứng tăng, tính chống mài mòn tăng, tuổi thọ tăng [13,32,38,39].
Cacbit chỉ gây giòn khi tập trung ở biên giới hạt. Nếu bằng quá trình
nhiệt luyện, thay đổi sự phân bố cacbit đều trong hạt thì tính chống
mài mòn của thép tăng lên nhiều và tuổi thọ của chi tiết tăng lên.
2.1.4. Cơ chế hóa bền thép austenite mangan cao theo cơ chế
chuyển biến mactenxit
Mặc dù khi tính toán nhiệt động học về chuyển biến mactenxit các
nhà khoa học nhận thấy rằng chuyển biến mactenxit chỉ xảy ra khi
năng lượng khuyết tật nhỏ hơn 18mJ/m2 ứng với hàm lượng cacbon
khá nhỏ (nhỏ hơn 0.6%). Tuy nhiên trong một thời gian dài, chuyển
biến từ austenit sang mactenxit dưới tải trọng va đập đã được sử
dụng để giải thích về sự hóa bền của thép mangan cao. Một số tác
giả cho rằng việc có thể có tổ chức mactenxit là do trong quá trình
nung thép không có khí bảo vệ nên thành phần đã bị thoát C và Mn.

Các quan hệ về hướng và mặt phẳng ứng xử
Hai hình thái khác nhau được quan sát thấy trong vi cấu trúc
mactenxit sắt: mactenxit tấm và mactenxit thanh mỏng, như thể hiện
trong hình 2.22. Một đặc điểm quan trọng của mactenxit tấm là sự
hiện diện của vết nứt tế vi. Những vết nứt này xảy ra khi các tinh thể
mactenxit liền kề chạm vào nhau (hình 2.23). Do cơ chế trượt, vận
tốc biến đổi của mactenxit có thể tiếp cận 106 mm/s, và do đó tấm
mactenxit phát triển có thể đạt được một xung lượng đáng kể. Tác
động giữa các tấm di chuyển tạo ra những nứt tế vi.
2.2. Ảnh hưởng của nguyên tố hợp kim đến thép austenite
mangan cao
2.2.1. Ảnh hưởng của hàm lượng cacbon và mangan
Cacbon là nguyên tố cùng với sắt tạo thành dung dịch rắn hoàn tan
có hạn, khi hòa tan trong thép cacbon làm mở rộng vùng austenite.
Cacbon làm tăng lượng xementit. Ngoài ra, cacbon có thể kết hợp
với một số nguyên tố hợp kim như Cr, W, Mn, Mo, Ti, V, Nb… tạo
thành cacbit hợp kim trong thép.
Mangan nguyên tố hòa tan lượng lớn vào Feγ dưới dạng nguyên tử
thay thế [2,5], gây nên xô lệch mạng, làm tăng bền cho thép. Ngoài
ra đóng góp một phần không nhỏ vào việc ổn định austenite bằng
cách làm chậm quá trình chuyển biến (nhưng không loại bỏ nó).
2.2.2 Ảnh hưởng của hàm lượng Cr


8

Với hàm lượng cacbon thông thường khoảng 1.15%C, Crom làm
tăng ứng suất chảy dẻo (hình 2.25). Cr bổ sung vào thép đem lại cải
thiện cơ tính đáng kể; với thép austenite mangan cao, Crom phổ biến
nhất là trong mác thép ASTM A128 loại C còn loại B cũng thường

có một ít Cr. Việc bổ sung thêm 2% crom ở mác C không làm giảm
bớt độ dẻo dai của thép. Tuy nhiên nếu lớn hơn ảnh hưởng của nó
tương tự như việc tăng hàm lượng cacbon, là làm giảm tính dẻo do
sự gia tăng lượng cacbit trong tổ chức tế vi.
2.2.3. Ảnh hưởng của hàm lượng V
V là nguyên tố tạo cacbit mạnh và nó làm cho thép mangan tăng
ứng suất chảy bao nhiêu thì làm giảm độ dẻo bấy nhiêu. V được sử
dụng trong thép mangan biến cứng phân tán trong phạm vi hàm
lượng từ 0.5 đến 2%. Cacbit V là nguyên tố rất ổn định do vậy khi
tôi cần thực hiện ở nhiệt độ cao hơn khoảng 1120 đến 1175oC và
trước đó cần phải hóa già ở nhiệt độ từ 500 đến 650oC. V có tác dụng
làm nhỏ hạt cho thép
2.2.6. Ảnh hưởng của đất hiếm
Đất hiếm là những nguyên tố, hiếm có trong lòng đất, bao gồm 17
nguyên tố: scanđi, ytri, lanthan… Các nguyên tố này rất khó tách ra
riêng biệt. Các nhà nghiên cứu đã chỉ ra rằng đưa đất hiếm vào thép
sẽ có tác dụng làm nhỏ mịn cấu trúc và tăng độ dai va đập cho vật
liệu này.
2.3. Đặc điểm điều kiện đúc thép austenite mangan cao
2.3.1. Ảnh hưởng của các thông số nhiệt lý tới tổ chức của hợp
kim đúc
2.3.2 Ảnh hưởng của công nghệ đúc rót
2.3.3. Nguồn gốc tạp chất trong thép
2.4. Nhiệt luyện thép austenite mangan cao
2.4.1. Mục đích nhiệt luyện
2.4.2. Sự hòa tan cacbit và đồng đều hóa austenite trong thép
austenite mangan cao
Sau khi tạo thành, hạt austenite sẽ phát triển bằng cách mở rộng
biên giới hạt. Trong quá trình này, vẫn còn 1 số cacbit chưa hòa tan
do tốc độ phát triển của austenite là nhanh hơn. Để những cacbit này

hòa tan hết vào austenite thì cần phải tăng nhiệt độ hoặc kéo dài thời
gian giữ nhiệt đã cho. Việc hòa tan cacbit vào austenite là rất quan
trọng trong các loại thép austenite mangan cao.


9

Như vậy, đối với các mác thép austenite mangan cao với các thành
phần khác nhau, việc khống chế và điều khiển quá trình tạo mầm và
phát triển mầm austenite cũng như phân bố lại các hạt cacbit trong
nền austenite là rất quan trọng. Điều này hoàn toàn có thể thực hiện
được thông qua việc nghiên cứu xây dựng các quy trình nhiệt luyện
hợp lý đối với từng mác thép austenite mangan cao khác nhau.
2.4.3. Sự hòa tan cacbit và đồng đều hóa austenite trong thép
austenit mangan cao.
2.4.4. Phân tích quy trình xử lý nhiệt
Quy trình nhiệt luyện truyền thống được xây dựng dựa trên
yêu cầu cơ tính của các chi tiết và chủ yếu cho thép mangan chỉ
có, mangan và cacbon, không có hoặc ít các nguyên tố hợp kim
đặc biệt là nguyên tố tạo cacbit mạnh.
Thép có tổ chức austenite sau khi tôi sẽ được tăng bền trong quá
trình làm việc. Như phần đầu đã phân tích khi cacbit được tạo ra nếu
phân bố dọc theo biên giới hạt sẽ gây giòn, giảm cơ tính của thép.
Nhưng nếu cacbit tồn tại dưới dạng hạt nhỏ mịn và phân bố đều
trong hạt austenite thì sẽ làm tăng mạnh tính chống mài mòn.
2.4.5. Phân tích quy trình xử lý nhiệt
CHƯƠNG 3 NỘI DUNG VÀ PHƯƠNG PHÁP NGHIÊN CỨU
3.1. Nội dung nghiên cứu
1. Nghiên cứu cơ chế tăng bền cho thép austenite mangan cao khi
làm việc dưới tác dụng của tải trọng va đập để từ đó đưa ra được

phương pháp tăng bền cho thép này là hợp kim hóa và xử lý nhiệt.
2. Về hợp kim hóa, luận án tập trung nghiên cứu ảnh hưởng của Cr,
V (một số mẫu có thực hiện biến tính bằng đất hiếm) đến tổ chức và
cơ tính của thép austenite mangan cao. Như đã phân tích trong
chương 3, phần hợp kim hóa các mẫu có hàm lượng Cr là 0%; 2%;
2.5% và V là 0%; 1% và 2%.
3. Về xử lý nhiệt, luận án tập trung nghiên cứu và đưa ra quy trình
xử lý nhiệt phù hợp cho mác thép 15%Mn + 2%Cr + 1%V nghiên
cứu các quy trình nhiệt luyện khác nhau, nghiên cứu sự thay đổi tổ
chức, sự phân bố và giảm kích thước hạt pha nền, sự thay đổi cơ tính
thép austenite mangan cao với hàm lượng Mn là 15% nhằm lựa chọn
quy trình hợp lý nhất.
4. Nghiên cứu cơ chế chuyển biến của thép austenite mangan cao
dưới tác dụng của tải trọng va đập: luận án tiến hành va đập mẫu
(được mô tả ở phần 3.4.3) và xử lý ở nhiệt độ -800C để tìm hiểu bản
chất quá trình tăng bền đối với thép austenite mangan cao.


10

3.2. Chế tạo mẫu nghiên cứu
Các mẫu được chia thành 3 nhóm hợp kim theo mục đích nghiên
cứu như sau:
Các hợp kim nhóm 1: Gồm các mẫu ký hiệu từ 1 đến 3 là các mẫu
thép mangan cao với hàm lượng mangan là khoảng 15% hàm lượng
crôm được thay đổi là 0%; 2% và 2.5%.
Các hợp kim nhóm 2: Gồm các mẫu ký hiệu từ 4 đến 6 là các mẫu
thép mangan cao với hàm lượng mangan là khoảng 15%, hàm lượng
crôm là khoảng 2%, hàm lượng V được thay đổi là 0%; 1% và 2%.
Các hợp kim nhóm 3: Là mẫu thép mangan cao với hàm lượng

mangan là 15%; hàm lượng Cr là 2%; hàm lượng V là 1%; mẫu được
hợp kim hóa thêm 1% fero đất hiếm.
3.3. Nhiệt luyện các mẫu nghiên cứu
Mẫu sau đúc được thực hiện xử lý nhiệt ở các quy trình sau (như
hình 3.3):

3.4. Phương pháp nghiên cứu
3.4.1. Xác định thành phần hóa học
Thành phần hóa học của các mẫu nghiên cứu được phân tích bằng
phương pháp quang phổ phát xạ trên máy ARL-3460 của hãng
Fisons Thụy Sỹ tại Viện tên lửa – Viện Khoa học và công nghệ Quân
sự.
3.4.2. Nghiên cứu tổ chức
Cấu trúc tế vi được quan sát và chụp trên kính hiển vi quang học
(HVQH) Leica 4000 và kính hiển vi quang học Axiovert 25A (Hình
3.5 và 3.6) có độ phóng đại tối đa là 1000 lần với phần mềm phân
tích IPwin32.
3.4.3. Nghiên cứu va đập mẫu


11

Sau khi nhiệt luyện để đồng đều tổ chức Austenite, tiến hành cho
mẫu va đập dưới tải trọng xác định để nghiên cứu quá trình chuyển
biến. Quá trình va đập dùng quả tải có trọng lượng 100N thả từ độ
cao 60cm đối với mẫu không biến tính và 65cm đối với mẫu biến
tính. Số lần đập mẫu là: 1000 và 3000 lần.
3.4.4. Nghiên cứu đánh giá quá trình mài mòn
Độ mài mòn của mẫu được kiểm tra trên máy Tribotech
3.4.5. Nghiên cứu quá trình phá hủy mẫu do va đập

3.4.6. Xác định độ cứng
Độ cứng của mẫu được xác định theo phương pháp HB trên máy
ATKF 1000 của hãng Mitutoyo
3.4.7. Xác định tổng hàm lượng cacbit
Tổng hàm lượng cácbit được phân tích trên phần mềm image ProPlus, là phần mềm cài trên thiết bị hiển vi quang học Axiovert 25.
3.4.8 Phân tích rơnghen
Xác định thông số mạng hợp kim.
Xác định các thông số mạng của các pha tạo ra.
3.4.9 Phương pháp chụp ảnh hiển vi điện tử quét
Xác định tổ chức hợp kim ở mức độ phóng đại cao.
Quan sát được các tổ chức và các pha tạo thành không quan sát
được dưới hiển vi quang học thông thường.
3.4.10 Phương pháp EDS và mapping
Phương pháp EDS.
Mục đích:
Xác định tổ chức hạt.
Xác định phân bố nguyên tố hợp kim trong hạt và tại biên hạt theo
điểm. Mức độ tạp chất trong hạt và biên hạt theo điểm
Phương pháp mapping:
Mục đích:
Xác định phân bố nguyên tố hợp kim trong hạt và tại biên hạt bằng
quét phân bố bề mặt.
3.4.11 Phương pháp hiển vi điện tử truyền qua
Phân tích cấu trúc tế vi của thép: tổ chức sau va đập và xử lý ở
nhiệt độ âm, phân tích hạt cacbit sử dụng phương pháp hiển vi điện
tử truyền qua.
CHƯƠNG 4 ẢNH HƯỞNG CỦA NGUYÊN TỐ Cr VÀ V
4.1 Ảnh hưởng của hàm lượng Cr (0%; 2% và 2.5%) đến tổ
chức và cơ tính của thép austenite Mn cao với hàm lượng Mn là
khoảng 15%.

12

Các mẫu nghiên cứu có thành phần trên bảng 4.1. Hàm lượng Cr có
các giá trị 0%; 2% và 2.5%. Sau khi đúc tất cả các mẫu đều được
nhiệt luyện theo quy trình được trình bày trên hình 4.2 (được ký hiệu
là quy trình số 3a theo chương 2).
4.1.1 Ảnh hưởng của Cr đến tổ chức tế vi sau nhiệt luyện của
thép
Ảnh tổ chức của ba mẫu có thành phần Cr khác nhau được trình
bày trên hình 4.3. Hình 4.3 cho thấy tổ chức sau nhiệt luyện đều có
nền là austenite, mẫu không hợp kim hóa Cr (hình 4.3.a) có kích
thước hạt austenite thô, khoảng trên 100 đến 120µm.
Khi có mặt Cr, kích thước hạt trong thép nhỏ mịn hơn. Kích thước
hạt lúc này giảm còn khoảng 40 - 50µm (hình 4.3.b và c).
Việc tạo ra ra austenite hạt nhỏ khi có mặt Cr là kết quả của khâu
nung trung gian ở 650oC. Các hạt cacbit nhỏ mịn được tiết ra phân
tán trong tổ chức có vai trò như những cái chốt, ngăn cản sự lớn lên
và sát nhập của austenite trong quá trình nung tôi.

Hình 4.6: Ảnh TEM mẫu 2%Cr

Kết quả phân tích EDS đã chỉ ra rằng trong thành phần của hạt màu
đen phân bố trong hạt austenite có đủ các nguyên tố hợp kim: Mn,
Cr và C, với thành phần Mn (15,7); Cr (3,3%) và C(6,3%), Khi phân
tích nhiễu xạ Xray tổ chức thép sau khi tôi ở 1050oC nhận thấy bên
cạnh nền austenite còn có mặt các hạt cacbit Cr như Cr7C3 phân tán
bên trong nền austenite (hình 4.5).
Tiếp tục phân tích sâu hơn bằng kính hiển vi điện tử truyền qua

(TEM). Trên ảnh TEM ở hình 4.6 cacbit Cr có hình tròn, vô cùng
nhỏ mịn, có kích thước khoảng 50nm có thể được nhận diện.
4.1.2 Ảnh hưởng của hàm lượng Cr đến độ cứng và tính chống
mài mòn của mẫu


13

Từ kết quả độ cứng thấy rõ: khi lượng Cr tăng độ cứng của mẫu
tăng lên: Mẫu 0% Cr có độ cứng 160HB, mẫu 2% Cr có độ cứng
182HB và mẫu 2,5% Cr độ ứng là 185HB.
Kết quả khi cùng một chế độ thử mài mòn như đã trình bày trong
phần thực nghiệm: mẫu khi được hợp kim hóa thêm Cr, khối lượng
hao mòn có giảm đi so với mẫu không được hợp kim hóa. Mẫu
không hợp kim hóa hao mòn 14.2% còn mẫu hợp kim hóa lượng hao
mòn là 10.9%.
4.1.3 Ảnh hưởng của hàm lượng Cr đến độ dai va đập
Bảng 4.4 trình bày kết quả đo độ dai va đập của mẫu 0% Cr và 2%
Cr. Kết quả thử nghiệm độ dai va đập cho thấy: Khi được hợp kim
hóa Cr và với quy trình xử lý nhiệt (quy trình số 3a – như hình 4.1)
giá trị độ dai va đập thu được là 84J/cm2 cao hơn hẳn so với giá trị
độ dai va đập của mẫu không được hợp kim hóa Cr.
4.2 Ảnh hưởng của hàm lượng V đến tổ chức và cơ tính của thép
Trong luận án này, tác giả tập trung nghiên cứu ảnh hưởng của V
với các thành phần V được thay đổi với các giá trị 0%V; 1%V và
2%V trên nền thép có 15%Mn và 2%Cr. Mẫu sau đúc được xử lý
theo quy trình 3b
4.2.1 Ảnh hưởng của V đến tổ chức tế vi
4.2.1.1 Ảnh hưởng đến tổ chức sau đúc
Tổ chức các mẫu đều bao gồm nền austenite với cacbit phân bố ở

biên giới.
Ở hình 4.11a không có V, (0%V), kích thước hạt trung bình theo
bảng chuẩn ASTM là cấp hạt số 4.
Ở hình 4.11b hàm lượng V là 1%V sau đúc kích thước hạt trung
bình theo bảng tiêu chuẩn ASTM ở cấp hạt số 5.
Tuy nhiên, khi tăng hàm lượng V lên 2%, kích thước hạt của mẫu
2%V sau đúc được xác định cấp hạt theo bảng ASTM ở cấp hạt 4,
cacbit nhiều và phân bố trên các đường biên giới hạt.
4.2.1.2 Ảnh hưởng của V đến tổ chức tế vi mẫu sau nhiệt luyện dưới
kính hiển vi quang học


14

Kích thước hạt của austenite mẫu 0%V kích thước trung bình của
hạt là : 3,910µm2. Với độ phóng đại của kính hiển vi quang học, mẫu
1%V (hình 4.12b), sau nhiệt luyện theo chế độ 3b chỉ nhìn thấy
austenite đồng nhất, không nhìn thấy cacbit dư chưa tan hết. Kích
thước hạt austenite là: 1,950µm2. Kích thước trung bình của hạt
austenite strong mẫu 2% vanadi là 3,910µm2.
4.2.1.3 Phân tích SEM, EDS, mapping và TEM

Hình 4.18: Ảnh TEM các hạt phân tán của mẫu 1%V

Trong thép mangan được hợp kim hóa 2%Cr + 1%V pha đó chỉ có
thể là pha cacbit (hình 4.18). Các pha cacbit có kích thước rất nhỏ
nằm trên biên giới hạt austenite cũng rất nhỏ, đó chính là các hạt
cacbit “chốt” kìm hãm sự phát triển của austenite trong suốt quá
trình nung và giữ nhiệt .
4.2.2 Ảnh hưởng của V đến độ cứng và khả năng chịu mài mòn

Hình 4.19: Giá trị độ cứng của mẫu sau đúc và sau nhiệt luyện khi thay đổi hàm
lượng V

Khi thép không được hợp kim hóa bằng V (0%V), giá trị độ cứng
của mẫu sau nhiệt luyện là 180HB.
Được hợp kim hóa bằng vanadi 1%V ,kết quả thu được thay đổi
theo trạng thái xử lý như sau: Giá trị độ cứng của mẫu sau đúc là
175HB, độ cứng của mẫu sau khi nhiệt luyện là 223HB.
Khi hợp kim hóa với hàm lượng 2%V, giá trị độ cứng của mẫu sau
đúc lớn hơn giá trị độ cứng của mẫu sau nhiệt luyện. Mẫu 6 không
biến tính sau đúc có độ cứng là 216HB giá trị độ cứng của mẫu sau
nhiệt luyện là 186HB.


15

Từ kết quả ở bảng 4.7 cho thấy: Mẫu chỉ được hợp kim hóa bằng
Cr hao mòn 0.9g còn mẫu được hợp kim hóa thêm V lượng hao mòn
là 0,35g.
4.2.3 Ảnh hưởng của V đến độ dai va đập
Mẫu không có V (mẫu số 4) độ dai va đập chỉ đạt được 75 J/cm2.
Mẫu 1%V (mẫu số 5) có kết quả độ dai va đập cao nhất (115 J/cm2).
Mẫu được hợp kim hóa 2%V (mẫu số 6) có giá trị độ dai va đập thấp
nhất (26 J/cm2).
4.3 Ảnh hưởng của đất hiếm đến tổ chức và cơ tính của thép
austenite mangan cao
4.3.1 Phân tích tổ chức tế vi
Tổ chức tế vi của mẫu thép sau đúc khi không biến tính và có biến
tính bằng đất hiếm. Mẫu có hàm lượng V là 1%, không biến tính có

kích thước hạt sau đúc tương đương cấp 5 theo ASTM, kích thước
hạt trung bình là 3.910μm2.
Hình 4.21 là ảnh tổ chức các mẫu sau khi nhiệt luyện. Có thể thấy
rằng cả các mẫu biến tính và không biến tính, các hạt cacbit đều đã
hòa tan hoàn toàn vào trong nền austenite và kích thước hạt austenite
đều đạt cấp 6 theo ASTM. Tuy nhiên mẫu biến tính có tổ chức đồng
đều hơn so với mẫu không biến tính.
Khi sử dụng TEM mới phát hiện ra rằng trong hạt austenite có tồn
tại các hạt cacbit.
4.3.2 Ảnh hưởng của biến tính đến kết quả độ cứng, độ dai va
đập và mài mòn
Phân tích giá trị độ cứng cho thấy mẫu có biến tính cho giá trị độ
cứng cao hơn so với mẫu không thực hiện biến tính (240HB so với
223HB).
Kết quả độ dai va đập cho thấy khi thực hiện biến tính bằng đất
hiếm với quy trình xử lý nhiệt như ở trên giá trị độ dai va đập thu
được là 132 J/cm2 cao hơn so với 115 J/cm2 của mẫu không được
biến tính. Điều này cho thấy, vai trò của chất biến tính trong việc làm
nhỏ hạt và nâng cao cơ tính của thép.
Mẫu khi được biến tính bằng đất hiếm khối lượng hao mòn có giảm
đi so với mẫu không được biến tính. Mẫu không được biến tính hao
mòn 7.5% còn mẫu hợp kim hóa lượng hao mòn là 3%.
CHƯƠNG 5 ẢNH HƯỞNG CỦA QUY TRÌNH XỬ LÝ NHIỆT
ĐỐI VỚI THÉP Mn15Cr2V
5.1 Trạng thái đúc của thép
5.1.2 Tổ chức tế vi


16

Tổ chức của thép gồm hai thành phần chính: nền austenite và
cacbit. Theo bảng tiêu chuẩn ASTM, kích thước hạt của austenite
sau đúc trên hình 5.1 được xác định cấp hạt ở cấp hạt 5 kích thước
trung bình của hạt là: 3,910µm2.
Trong tổ chức sau đúc của có mặt rất nhiều hạt cacbit, phân bố
xung quanh biên giới hạt vói kích thước khá lớn.
5.1.3 Phân bố và tỷ phần cacbit

Hình 5.3a chỉ sự phân bố cacbit của mẫu sau đúc và hình 5.3b là
đánh giá tỷ phần cacbit. Trong mẫu đúc, tỷ phần cacbit là 6.12%.
5.2 Sự tiết cacbit khi nung mẫu đúc dưới nhiệt độ austenite hóa

Kết hợp các phương pháp nghiên cứu: tổ chức tế vi trên kính hiển
vi quang học (hình 5.4), phân tích: Ảnh SEM BSED (hình 5.5), phân
tích đường nồng độ các nguyên tố khi quét qua hạt, EDS Line (hình
5.6) và Phân tích EDS điểm (hình 5.7) có thể đi đến kết luận rằng tại
nhiệt độ xử lý ở 650oC từ austenite sau đúc, các hạt cacbit của Cr, V
hoặc dạng cacbit phức được tiết ra. Kích thước các hạt này rất nhỏ,
khoảng cách giữa chúng cũng rất nhỏ.


17

Trong quá trình nung tôi tiếp theo, các hạt cacbit có vai trò như
những chốt ngăn chặn quá trình lớn hạt khi nung lên đến nhiệt độ
austenite hóa là trên 1000oC.
5.3 Giới thiệu các quy trình nhiệt luyện
5.3.1. Giản đồ trạng thái
5.3.2 Kết quả nghiên cứu khi xử lý mẫu theo quy trình 1
Ảnh tổ chức tế vi cho thấy là với thép Mn15Cr2V, do trong thành

phần có chứa các nguyên tố tạo cacbit như Cr, V nên khi nhiệt luyện
theo quy trình 1 các nguyên tố tạo cacbit mạnh như Cr, Ti,
Mo,…làm chậm quá trình chuyển biến austenite và tạo cacbit.
Vì vậy mặc dù sau khi tôi, lượng cacbit trong mẫu đã giảm nhưng
tổ chức không khác nhiều so với sau khi đúc, vẫn còn một số carbit
chưa hòa tan và đặc biệt có một số phân bố dọc theo biên giới hạt
austenite.
5.3.3 Kết quả nghiên cứu khi xử lý mẫu theo quy trình 2
Ảnh tổ chức tế vi cho thấy: Ở biên giới hạt, cacbit không còn thô
và tập trung liên tục nhưng vẫn còn một số hạt phân tán nằm trên
biên giới.

Ở biên giới hạt các hạt nghi ngờ là cacbit ở trên ảnh quang học khi
phân tích EDS thấy xuất hiện các nguyên tố V, Cr. Đây là những
nguyên tố tạo cacbit mạnh.
5.3.4 Nhiệt luyện theo quy trình 3
Khác hẳn với quy trình 1 và 2 quy trình 3 được thực hiện theo các
bước: mẫu sau đúc, được nung ở nhiệt độ thấp hơn austenite hóa gọi
là nung trung gian, sau đó mới nung đến nhiệt độ austenite hóa.
5.3.4.1 Lựa chọn nhiệt độ xử lý nhiệt trung gian
Để chọn chế độ nung trung gian trước khi thực hiện khâu nung tôi
ở 1100oC luận án đã tiến hành nung trung gian ở các nhiệt độ khác
nhau. Các nhiệt độ thử nghiệm để lựa chọn là: mẫu 5a được nung ở
600oC, mẫu 5b nung 650oC, mẫu 5c nung 700oC, tiếp theo các mẫu
được tiến hành nung ở nhiệt độ austenite hóa là 1100oC.
Các kết quả về tổ chức tế vi và cơ tính cho thấy ở chế độ nung
trung gian 650oC sau đó nung tiếp đến 1100oC cho kết quả là tốt


18

nhất. Như vậy, có thể thấy rằng nhiệt độ nung trung gian thích hợp
đối với mác thép này là ở 650oC rồi sau đó xử lý ở nhiệt độ austenite
hóa tiếp theo.
5.3.4.2 Lựa chọn nhiệt độ austenite hóa
Để lựa chọn chế dộ austenitee hóa hợp
lý, luận án tiến hành nung ở austenite hóa
ở hai nhiệt độ nung: 1050oC và 1100oC,
cùng một nhiệt độ nung trung gian là
650oC.
 Quy trình 3a: Nung trung gian
650oC, giữ nhiệt trong 2 giờ, nung tôi
ở 1050oC, giữ nhiệt trong 2 giờ.
Tổ chức mẫu sau khi nhiệt luyện ở
quy trình 3a nhận thấy cacbit vẫn còn trong tổ chức nhưng ít hơn rất
nhiều so với quy trình 1. Kích thước hạt austenite sau nhiệt luyện
theo quy trình 3a đạt trung bình là: 1,950µm2. Xác định theo bảng
ASTM ở cấp hạt 6.
So với trạng thái đúc (lượng cacbit là 6,12%), sau nhiệt luyện theo
quy trình 3a, lượng cacbit giảm xuống còn khoảng 4%.
Với các kết quả thu được ở quy trình 3a có thể kết luận rằng ở nhiệt
độ austenite hóa là 1050oC là không phù hợp cho mẫu có thành phần:
15%Mn+2%Cr+1%V.
5.3.4.3 Quy trình nhiệt luyện 3b: (nung trung gian 650oC, nung tôi ở
1100oC)
Do đã xác định nhiệt độ nung trung gian là 650oC, các thí nghiệm
được tiến hành với thời gian nung trung gian 01h, 02h và 03h.
Các kết quả phân tích về mặt tổ chức cho thấy quy trình xử lý nhiệt
nung ở 650oC trong 02h và nung tiếp đến 1100oC trong 02h sẽ có
được kết quả tốt hơn cả.

Kết quả phân tích sự phân bố và tỷ lệ cacbit:

Phân tích ảnh tổ chức tế vi nhận thấy: Khi thực hiện nhiệt luyện
theo quy trình 3 không còn cacbit tập trung ở biên giới hạt mà chỉ
thấy những cacbit phân tán trên nền austenite, chứng tỏ rằng với quy


19

trình nhiệt luyện 3b các cacbit V đã tan hầu hết vào trong nền và chỉ
còn một số ít phân tán. Phân tích phần trăm cacbit đối với mẫu số 2
sau khi xử lý theo quy trình 3b nhận thấy: Tỷ lệ cacbit còn lại sau khi
xử lý ở 650oC trong 02h và nung tiếp đến nhiệt độ austenite hóa là
1100oC trong 02h tỷ lệ cacbit thu được còn 0.35% so với 4% của quy
trình 3a.
Từ kết quả phân tích mapping (hình 5.29) nhận thấy: Cơ bản các
nguyên tố phân bố đồng đều trên toàn bộ tiết diện của mẫu

Với phóng đại khoảng 150.000 lần, kết quả EDS phát hiện trong tổ
chức có mặt các hạt có kích thước rất nhỏ mịn màu đen. Phân tích
thành phần các điểm đó thấy hàm lượng V và Cr cao hơn hẳn so với
nền. Xét sự tương quan giữa tổng các nguyên tố hợp kim và cacbon
có thể xác định những điểm màu đen đó chính là cacbit.

Kết quả phân tích ảnh TEM cho thấy có các hạt cacbit hình vuông
rất rõ, gần với cabit VC, kích thước khoảng 40nm phân tán trên nền
austenite.
5.4. So sánh cơ tính các quy trình nhiệt luyện
5.4.1. So sánh độ cứng
5.4.2. So sánh độ dai va đập

Hình 5.32 : Biểu đồ giá trị độ cứng của mẫu tại các quy trình xử lý khác nhau


20

Giá trị độ dai va đập của mẫu nhiệt luyện theo quy trình 3b cao hơn
hẳn so với quy trình 1 và quy trình 2 và quy trình 3a. Điều này có thể
giải thích là với quy trình nhiệt luyện 3b cacbit đã được hòa tan hầu
hết vào trong hạt austenite, lượng còn lại là cacbit vanadi có độ cứng
cao, kích thước khoảng 40nm (hình 5.32) dẫn đến độ dai va đập tăng
lên một cách rõ rệt. Ngoài ra độ hạt austenite khi nhiệt luyện theo
quy trình này nhỏ hơn so với các quy trình khác, là nguyên nhân
khiến cho giá trị độ dai va đập đạt được giá trị cao vượt trội.
CHƯƠNG 6 HÓA BỀN THÉP AUSTENITE MANGAN CAO
6.1 Ảnh hưởng của hàm lượng Cr

Từ kết quả độ cứng thấy rõ: sau một 1000 lần va đập với tải trọng
như đã trình bày ở mục 3.4.3 tất cả các mẫu đều tăng độ cứng khi
lượng Cr tăng độ cứng của mẫu tăng lên.
Tổ chức tế vi của mẫu sau va đập 1000 lần tải trọng như đã trình
bày ở mục 3.4.3 của các mẫu. Khi các mẫu hợp kim hóa Cr sau nhiệt
luyện. Trên ảnh. Không phát hiện thấy tổ chức mactenxit, chỉ phát
hiện thấy song tinh định hướng khác nhau theo định hướng hạt.

Hình 6.5: Ảnh TEM mẫu 2 sau khi va đập a) Ảnh trường sáng; (b) Ảnh
trường tối; (c)Ảnh vi nhiễu xạ

Từ ảnh trường sáng và ảnh trường tối (TEM) trên hình 6.5 có thể
nhận thấy các giải song tinh trong mẫu sau khi bị va đập trong tinh

thể của mẫu 2. Độ rộng của các giải song tinh có kích cỡ nano. Ảnh
vi nhiễu xạ (hình 6.5c) cho thấy cấu trúc tinh thể của thép austenite
mangan cao sau va đập là các hệ mạng FCC với các mặt tinh thể
định hướng song song, khẳng định rõ thêm sự xuất hiện của tổ chức
song tinh từ pha austenite trong thép austenite mangan.


21

6.2 Ảnh hưởng của V đến khả năng biến cứng sau va đập và xử
lý ở nhiệt độ âm
6.2.1. Ảnh hưởng của vannadi đến khả năng biến cứng sau va
đập
Giá trị độ cứng của lõi có thể coi là độ cứng sau nhiệt luyện. Mẫu
có hợp kim hóa (M5) đều cao hơn so với mẫu không được hợp kim
hóa (M4). Điều này được giải thích là do khi tiến hành hợp kim hóa
thêm V với quy trình xử lý nhiệt 3b có xuất hiện cacbit phân tán bên
trong nền austenite. Giá trị độ cứng của cả hai mẫu M4 và M5 hơn so
với khi xứ lý mẫu khi -80oC. Tại bề mặt mẫu M5 đạt giá trị 395HV
khi xử lý 370HV khi xử lý ở -80oC; tương với mẫu M4 là 301HV
266HV (ở -80oC).
6.2.2 Kết quả phân tích chức tế vi các mẫu
Sau khi xử lý nhiệt theo quy trình 3b, tiến hành va đập khoảng
3000 lần với lực tác dụng là như đã trình bày ở mục 3.4.3 xử lý ở
nhiệt độ -80oC các mẫu (được hợp kim hóa V hay không hợp kim
hóa V) đều không phát hiện thấy tổ chức mactenxit mà chỉ nhận thấy
có xuất hiện song tinh ở trên bề mặt của mẫu.

Hình 6.8: Ảnh TEM của các mẫu sau khi xử lý nhiệt, va đập

Hình 6.8 là ảnh chụp trên kính hiển vi điện tử truyền qua (TEM).
Mẫu (M4) là mẫu không có V (6.8a) và M5 là mẫu là và có V (6.8b).
Các mẫu trải qua nhiệt luyện và va đập. Trên ảnh TEM không thấy
có sự xuất hiện tổ chức mactenxit mà có thể nhận thấy rất rõ các giải
song tinh. Trong mẫu chứa V, các giải song tinh có vẻ sắc nét hơn.


22

Khi hạ nhiệt độ mẫu xuống đến -80oC cũng không nhận thấy xuất
hiện mactenxit trong tổ chức ở cả hai mẫu không có V (mẫu M4) và
có V (mẫu M5). Trên các ảnh nhìn thấy cacbit Cr (hình 6.9a) tương
tự hình tròn và cacbit V hình vuông (hình 6.9b). Ngoài ra trên hình
6.9b) 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.
6.3 Ảnh hưởng của đất hiếm đến khả năng biến cứng trong thép
mangan cao khi chịu va đập và xử lý ở nhiệt độ âm
6.3.1. Ảnh hưởng của đất hiếm đến kết quả độ cứng
Từ kết quả độ cứng có thể nhận thấy là với cùng một nhiệt độ xử
lý, mẫu biến tính (M7) có giá trị độ cứng cao hơn so với mẫu không
biến tính (M5): Ở nhiệt độ thường giá trị độ cứng bề mặt của M7 đạt
tới 420H trong khi đó mẫu M5 là 395HV; Ở -80oC giá trị độ cứng ở
bề mặt tương ứng là 396HV với mẫu M7 và 370HV với mẫu M5.
Kết quả độ cứng này cho thấy vai trò của các chất biến tính trong quá
trình làm tăng bền cho thép.
6.3.2 Ảnh hưởng của đất hiếm đến tổ chức tế vi sau va đập

Hình 6.13: Ảnh TEM của mẫu được biến tính (M7) và không biến tính
(M5) sau va đập

Các kết quả phân tích ảnh hiển vi điện tử truyền qua (TEM) của
mẫu sau va đập không thấy xuất hiện dạng tổ chức mactenxit đối với
cả hai mẫu, vẫn chỉ thấy xuất hiện dạng cấu trúc song tinh có độ rộng
chỉ ở cấp độ nano. Tuy nhiên quan sát kỹ hơn vùng xếp lớp, trên ảnh
hiển vi điện tử truyền qua với độ phân giải cao nhận thấy rằng khác
với mẫu không biến tính M5 (hình 6.13a) mẫu biến tính M7 (hình
6.13b) được biến cứng ở mức độ cao thấy xuất hiện tổ chức dạng lạ:
Trên các vệt song tinh có nhiều chấm trắng. Theo tác giả [58] thì đó
là các hạt nano austenite đã được tạo ra bởi sự biến dạng dẻo (chấm
trắng hình 6.13b). Như vậy qua quá trình biến tạo ra các hạt nano
austenite. Tổ chức nano austenite xuất hiện trong mẫu có V và biến