Chương II . HỢP KIM VÀ BIẾN ĐỔI TỔ CHỨC

Chương II . HỢP KIM VÀ BIẾN ĐỔI TỔ CHỨC
2.1. Sự hình thành tổ chức kim loại khi kết tinh
2.1.1. Sự kết tinh kim loại lỏng
a. Cấu tạo của kim loại lỏng và điều kiện kết tinh
* Cấu tạo của kim loại lỏng
- Phần lớn kim loại được chế tạo ra từ trạng thái lỏng rồi làm nguội trong khuôn thành trạng thái rắn.
- Khi làm nguội kim loại lỏng sẽ xảy ra quá trình kết tinh: mạng tinh thể và các hạt được tạo thành.
* Điều kiện năng lượng của quá trình kết tinh
+ Đặc điểm cấu trúc của kim loại lỏng
-Các nguyên tử có xu hướng tạo thành các nhóm nguyên tử xắp xếp có trật tự ( có trật tự gần mà không có
trật tự xa như ở trạng thái rắn)
- Các nhóm nguyên tử sắp xếp có trật tự được hình thành trong suốt một thời gian rất ngắn sau đó lại tản đi
để rồi lại xuất hiện ở chỗ khác có nghĩa là sự hình thành rồi lại tản đi của chúng xảy ra liên tiếp
-Có điển tử tự do và liên kết kim loại
=> Giúp nó kết tinh được dễ dàng hơn
+ Sự biến đổi năng lượng khi kết tinh.
Năng lượng dự trữ được đặc trưng bằng 1 đại lượng khác gọi là
năng lượng tự do F.
- Ở nhiệt độ T > Ts kim loại tồn tại ở trạng thái lỏng vì năng lượng tự
do trạng thái lỏng nhỏ hơn nhỏ hơn năng lượng tự do ở trạng thái rắn
Fl< Fr.
- Ở nhiệt dộ T < Ts kim loại tồn tại ở trạng thái rắn vì Fr< Fl .
- Ở nhiệt dộ t độ T0, Fr= Fl. Kim loại lỏng ở trạng thái cân bằng động
T0 được gọi là nhiệt độ kết tinh lý thuyết .
⇒ như vậy sự kết tinh thực tế chỉ xảy ra T+ Độ quá nguội
- Độ quá nguội ∆T là hiệu giữa nhiệt độ kết tinh lý thuyết Ts và nhiệt độ kết tinh thực tế TKT: ∆T =
Ts - TKT
- Đối với kim loại nguyên chất kỹ thuật, chúng có thể kết tinh ở những độ quá nguội khác nhau, tốc độ
làm nguội càng lớn thì kim loại kết tinh với độ quá nguội càng lớn.
- Như vậy chuyển biến pha cần độ quá nguội ∆T khi đó động lực chuyển pha sẽ là hiệu năng lượng

giữa hai pha ở nhiệt độ đã cho: ∆F = Fr - Fl < 0
b. Hai quá trình của sự kết tinh
*Sự sinh mầm kết tinh
- Mầm tinh thể được hiểu là những phần chất rắn nhỏ ban đầu
được hình thành trong kim loại lỏng.
- Sự tạo mầm: là quá trình xuất hiện những phân tử rắn có cấu
tạo tinh thể, có kích thước xác định ở trong kim loại lỏng. Đó là
các trung tâm để từ đó phát triển lên thành hạt tinh thể.
- Có hai loại mầm:
+ Mầm tự sinh - mầm đồng thể;
+ Mầm ký sinh - mầm dị thể.
+ Mầm tự sinh
- Mầm tự sinh là những nhóm nguyên tử có kiểu mạng và thành phần hoá
học gần như pha mới (pha sản phẩm) được hình thành trong nền pha cũ
(pha mẹ) và có thể phát triển trong quá trình chuyển pha.
- Khi T < TS những nhóm nguyên tử sắp xếp có trật tự, có kích thước lớn
hơn kích thước tới hạn r > rth Thì chúng trở nên ổn định, không tan nữa và
chúng lớn lên thành hạt.


- Bán kính tới hạn được tính theo công thức:
rth =

2δ
Δf V

Trong đó:
δ - Sức căng bề mặt giữa rắn và lỏng;
∆fv - Độ chênh nămg lượng tự do tính cho một đơn vị thể tích.
+ Mầm ký sinh

- Là mầm không tự sinh ra trong lòng pha nền mà dựa vào các
vị trí có “khuyết tật”. Đó là những phần tử rắn có sẵn trong lòng
kim loại lỏng. Các nhân nguyên tử sắp xếp có trật tự sẽ gắn vào đó
mà phát triển lên thành hạt.
Khuyết tật
- Khi kích thước mầm r ≤ rth thì sự phát triển tiếp theo của mầm
là tự phát, vì đó là sự giảm năng lượng tự do.
Khi nhiệt độ kết tinh thực tế càng thấp thì rth càng nhỏ, do đó sự kết
tinh càng dễ dàng.
Sự lớn lên của mầm không đều theo các phương. Phương nào có mật độ
nguyên tử lớn thì tốc độ phát triển mầm theo phương đó cao theo phương
tản nhiệt nhanh, mầm phát triển cũng nhanh hơn.
c. Sự hình thành hạt tinh thể và các phương pháp tạo hạt nhỏ thỏi đúc
* Tiến trình kết tinh
Khi các mầm tạo nên trước đang lớn lên thì các mầm khác trong kim
loại lỏng vẫn tiếp tục hình thành.
Sự hết tinh cứ thế tiếp tục phát triển như vậy cho đến khi nào không còn kim loại lỏng nữa.
Quá trình kết tinh các mầm định hướng ngẫu nhiên nên phương mạng của các hạt không đồng hướng và
lệch nhau một góc nào đó.
⇒ Xuất hiện sự xô lệch mạng tinh thể ở vùng biên giới hạt.
* Hình dạng hạt
- Hình dạng hạt phụ thuộc vào tốc độ phát triển của mầm theo các phương khác
nhau:
+ Theo các phương đều nhau ⇒ hạt có dạng cạnh đều hoặc cầu;
+ Theo 1 phương (rất mạnh) ⇒ hạt có dạng dài hình trụ;
+ Theo một mặt (rất mạnh) ⇒ hạt có dạng tấm, phiến.
* Kích thước hạt
- Kích thước hạt là 1 trong những chỉ tiêu để đánh giá
chất lượng kim loại quan hệ chặt chẽ tới cơ tính.
- Các cách xác định độ lớn của hạt:

+ Đo diện tích trung bình của hạt (Phức tạp-ít
dùng);
+ Đo đường kính lớn nhất của hạt;
c
a
b
+ So sánh với bảng mẫu về cấp hạt. Thường có 8 cấp hạt chính: 1-4 cấp hạt
to và 5-8 cấp hạt nhỏ.
Nguyên lý tạo hạt nhỏ khi đúc
Hai yếu tố quyết định kích thước hạt khi kết tinh là:
- Tốc độ tạo mầm;
- Tốc độ phát triển mầm.
+ Tốc độ tạo mầm càng lớn ⇒ số mầm tạo ra càng nhiều ⇒ hạt càng nhỏ.
+ Tốc độ phát triển mầm càng nhanh ⇒ hạt càng lớn.
v
Bằng thực nghiệm cho thấy:
A = a.
n


Trong ú : A Kớch thc ht;
a H s;
v Tc phỏt trin mm;
n Tc to mm.
Nguyờn lý to ht nh, khi ỳc l tng tc to mm n v gim tc phỏt trin mm v.
Cỏc phng phỏp lm ht nh khi ỳc
- Gm 2 phng phỏp chớnh l: tng quỏ ngui, v bin tớnh.
+ Tng quỏ ngui
Khi tng quỏ ngui, tc to mm n, v tc phỏt trin mm v u tng, nhng n tng nhanh hn v,
nờn lm ht nh i.

Trong sn xut ỳc iu ny th hin rt rừ rng: quỏ ngui ph thuc vo tc ngui: Tc ngui
cng nhanh, quỏ ngui cng ln.
+ Lm khuụn bng kim loi;
+ Dựng nc lm ngui liờn tc cho khuụn kin loi.
+ Phng phỏp bin tớnh
- Kt hp vi tp cht trong khi kim loi lng to thnh cỏc hp cht khú chy, khụng tan l lng trong
lũng khi kim loi lng, to mm cú sn To mm ký sinh Tng tc to mm;
(VD cho khong 20g n 50g Al cho 1 tm thộp lng) vi lng nhụm ny ch kt hp vi ụxy, v
nit ho tan trong thộp lng to thnh AL2O3 hoc AlN phõn tỏn u).
- Ho tan tp cht vo kim loi lng hn ch tc phỏt trin mm v.
(VD khi ỳc hp kim Al - Si, ngi ta cho vo mt lng Natri lm gim s phỏt trin ca cỏc tinh th
Silic).
õy l phng phỏp hiu qu nht nhn c ht nh, do ú lm bin i tớnh cht (c tớnh), nờn gi
l phng phỏp bin tớnh.
- Hỡnh dng v ln ca ht ph thuc vo ngui, tc , phng tn nhit
2.1.2. Cu to tinh th ca thi ỳc
Các sản phẩm đúc thờng có hình dạng phức tạp, do vậy ở đây chọn thỏi đúclà loại có dạng đơn giản nhất
để khảo sát, lấy đó làm cơ sở để xác định cho các trờng hợp khác.
a. Ba vùng tinh thể của thỏi đúc
Các thỏi (thép) đúc thờng có dạng tròn hay vuông, chúng đợc đúc trong khuôn kim loại, đôi khi khuôn
còn đợc làm nguội bằng nớc. Đối với một thỏi thép đúc điển hình (hình 1.27), từ ngoài vào trong có ba vùng tinh thể
lần lợt nh sau.
Vỏ ngoài cùng là lớp hạt nhỏ đẳng trục 1. Thoạt tiên kim loại lỏng tiếp xúc với thành khuôn nguội nên
đợc kết tinh với T lớn, cộng thêm tác dụng tạo mầm của bề mặt khuôn nên hạt tạo thành khá nhỏ mịn. Do thành
khuôn có độ nhấp nhô (nhờ chất sơn khuôn) nên các mầm phát triển theo các phơng ngẫu nhiên, do đó trụ c hạt
phát triển đều theo mọi phí a.
Vùng tiếp theo là lớp hạt tơng đối lớn hình trụ 2 kéo dài vuông góc với thành khuôn. Sau khi vỏ ngoài đ
kết tinh xong thành khuôn mới bắt đầu nóng lên, nên kim loại lỏng kết tinh với To ngày càng nhỏ, hạt tạo thành
có khuynh hớng ngày càng lớn hơn. Hạt phát triển mạnh theo chiều ngợc với chiều tản nhiệt, do vậy có phơng
vuông góc với thành khuôn là phơng thoát nhiệt. Kết quả là nhận đợc vùng hạt tơng đối lớn kéo dài (hình trụ )

theo phơng vuông góc với thành khuôn.


Hình 1.27. Ba vùng tinh thể của thỏi đúc
Vùng ở giữa là vùng các hạt lớn đẳng trục 3. Cuối cùng khi kim loại lỏng ở giữ a kết tinh thì thành khuôn
đ nóng lên nhiều, điều này dẫn đến hai hiệu ứng:
- kim loại lỏng kết tinh với To nhỏ hơn nên hạt trở nên lớn,
- phơng tản nhiệt qua thành khuôn không rõ ràng nên hạt lại phát triển đều theo mọi phơng (đẳng trục). Trong
ba vùng trên, vùng ngoài cùng luôn luôn là lớp vỏ mỏng, còn hai vùng sau có mối tơng quan với nhau phụ
thuộc vào điều kiện làm nguội khuôn.
+ Khi khuôn đợc làm nguội mnh liệt thì vùng 2 sẽ lấn át vùng 3, thậm chí
có khi làm mất hẳn vùng 3, khi đó thỏi nh là chỉ có vùng tinh thể hình trụ vuông
góc với thành khuôn nh bó đũa (tổ chức này đợc gọi là xuyên tinh). Tổ chức nh
vậy tuy có mật độ cao song khó biến dạng dẻo, không phù hợp với thỏi cán.
+ Khi khuôn đợc làm nguội chậm thì vùng 3 lại lấn át vùng 2, thỏi trở nên dễ cán hơn.
b. Các khuyết tật của vật đúc
Các khuyết tật khi đúc làm xấu rất nhiều chất lợng vật đúc. Có các dạng
khuyết tật sau.
Rỗ co và lõm co
Chúng đều có nguyên nhân là do thể tí ch kim loại khi kết tinh bị co lại nhng hình thức thể hiện thì khác
nhau.
Các lỗ hổng nhỏ nằm giữ a nhánh cây hay ở biên hạt tạo nên do sự co của kim loại lỏng khi kết tinh đợc phân
bố rải rác trên khắp vật đúc đợc gọi là rỗ co.
Rỗ co làm giảm mật độ kim loại, làm xấu cơ tí nh vật đúc, song nếu là thỏi đợc qua gia công áp lực (biến dạng
dẻo) ở nhiệt độ cao thì chúng đợc hàn kí n lại nhờ
bị bẹp lại và quá trình khuếch tán (do rỗ nằm sâu trong thỏi cha bị ôxy hóa) làm
liền kí n, vì vậy trờng hợp này ảnh hởng không đáng kể đến cơ tí nh.
Phần lỗ hổng ở trên cùng và ở phần dày nhất thỏi đợc gọi là lõm co. Đây là phần kết tinh sau cùng, bản thân
kim loại lỏng ở đây đ bù co cho các phần kết tinh trớc ở phí a dới và đến lợt nó kết tinh thì không còn đâu
kim loại lỏng để bổ xung cho mình nữa, tạo ra lỗ hổng tập trung. Phần khuyết của lõm co phải đợc cắt bỏ triệt để vì thế

tỷ lệ thể tí ch sử dụng của thỏi chỉ còn khoảng 85 đến 95%. Trong thực tế khi thiết kế vật đúc ngời ta phải để phần
lõm co này ở ngoài sản phẩm dới dạng đậu ngót.
Đối với mỗi kim loại, hợp kim, lợng (tỷ lệ) co khi kết tinh là một giá trị cố định (nh là hằng số vật lý) nên khi
thể tí ch lõm co tăng lên thì tổng thể tí ch rỗ co giảm đi và ngợc lại chứ không thể làm mất đợc dạng khuyết tật
này vì nó là bản chất của kim loại.
Cách tốt nhất để làm dạng khuyết tật này nằm ngoài sản phẩm đúc là đúc liên tụ c. Do phần kim loại kết tinh
xong đến đâu đợc kéo ra khỏi khuôn đến đấy, khi kết tinh kim loại bị co đến đâu cũng đợc bổ xung kịp thời đến
đấy, nên sản phẩm đúc ra có cấu trúc xí t chặt hơn. Phơng pháp đúc này đem lại hiệu quả kinh tế - kỹ thuật cao khi đúc
ống, thỏi thép nhỏ đem cán.
Rỗ khí


Trong điều kiện nấu chảy thông thờng, kim loại lỏng có khả năng hòa tan một lợng khí đáng kể, sau khi kết
tinh độ hòa tan của khí trong kim loại rắn giảm đi đột ngột, khí thoát ra không kịp, bị mắc kẹt lại tạo nên các
túi rỗng nhỏ (thờng thấy đợc bằng mắt thờng) đợc gọi là rỗ khí hay bọt khí (rỗ khí cũng có thể do khí , hơi nớc từ thành khuôn - cát, tơi - bốc lên, tạo nên các bọt thờng nằm ở trên hay ngay dới bề mặt của vật đúc). So
với rỗ co, rỗ khí thờng làm giảm mạnh mật độ và cơ tí nh mạnh hơn do có kí ch thớc lớn hơn. Khi rỗ khí phân
bố ở ngay dới lớp vỏ của thỏi thép có thể nguy hiểm hơn do nó dễ bị ôxy hóa nên ngay cả khi bị biến dạng
nóng cũng không thể hàn kí n đợc (lớp ôxyt ngăn cản khuếch tán làm liền chỗ bẹp), gây ra tróc vỏ hoặc nứt khi
sử dụng. Có thể tránh đợc khuyết tật này bằng cách khử khí tốt trớc khi rót khuôn, sấy khô khuôn cát hoặc
đúc trong chân không.
Thiên tí ch (segregation)
Là sự không đồng nhất về thành phần và tổ chức của sản phẩm đúc, xảy ra không nhữ ng đối với hợp kim (khi
thành phần phức tạp) mà cả kim loại do tí ch tụ tạp chất. Sự không đồng nhất đó dẫn đến sự sai khác nhau về tí
nh chất giữa các phần, sử dụng kém hiệu quả. Có nhiều dạng thiên tí ch: theo trọng lợng, trong bản thân hạt
(chơng 3), của P, S trong thép (chơng 5).
2.2. Cu trỳc tinh th ca hp kim
2.1.1. Khỏi nim v hp kim. Dung dch rn
2.1.1.1. Khỏi nim hp kim
a. Định nghĩa
Hợp kim là vật thể của nhiều nguyên tố và mang tính kim loại (dẫn điện, dẫn nhiệt cao, dẻo, dễ biến dạng, có

ánh kim). Hợp kim đợc tạo thành trên cơ sở kim loại: giữa hai kim loại với nhau (nh latông: Cu và Zn) mà
cũng có thể là giữa một kim loại với một á kim (nh thép, gang: Fe và C), song nguyên tố chính vẫn là kim
loại, đó là hợp kim đơn giản hay giữa nguyên tố chính là kim loại với hai hay nhiều nguyên tố khác, đó là
hợp kim phức tạp. Nguyên tố kim loại chính, chứa nhiều nhất (> 50%) đợc gọi là nền hay nguyên tố chủ.
Thành phần của các nguyên tố trong hợp kim (và trong ceramic) thờng đợc biểu thị bằng phần trăm khối lợng
(khi bằng phần trăm nguyên tử phải chỉ định rõ kèm theo), trong polyme đợc biểu thị bằng phần trăm thể
tích.
b. u việt của hợp kim
Các kim loại nguyên chất thể hiện rõ u việt trong dẫn nhiệt, dẫn điện vì chúng có các chỉ tiêu này cao nhất nh
các dây dẫn điện đều đợc làm bằng nhôm, đồng nguyên chất. Tuy nhiên trong chế tạo cơ khí, thiết bị, đồ dùng...
các vật liệu đem dùng thờng là hợp kim vì so với các kim loại nguyên chất nó có các đặc tính phù hợp hơn về
sử dụng, gia công và kinh tế.
1) Trớc hết các vật liệu cơ khí phải có độ bền cao để chịu đợc tải cao khi làm việc nhng đồng thời cũng không
đợc giòn để dẫn đến phá hủy. Các kim loại nguyên chất nói chung rất dẻo (rất dễ dát mỏng, kéo sợi ngay ở
trạng thái nguội nhiệt độ thờng) nhng có độ bền, độ cứng, tính chống mài mòn kém xa hợp kim (từ vài ba đến
hàng chục lần). Nhờ vậy khi dùng hợp kim tuổi bền của máy, kết cấu tăng lên gấp bội. Tuy nhiên độ bền, độ
cứng tăng lên thờng dẫn đến làm giảm độ dẻo, độ dai gây ra giòn song vẫn phải còn đủ, tốt khi sử dụng. Quyết định
chọn độ bền, độ cứng cao đến mức nào bị hạn chế bởi độ dẻo và độ dai cho phép cho mỗi trờng hợp cụ thể để
vừa có thể chịu tải tốt nhất vừa không bị phá hủy giòn. Nhờ vậy cho đến hiện nay hợp kim vẫn là loại vật liệu
có sự kết hợp tốt nhất các đặc tính cơ học kể trên với tỷ lệ áp đảo trong máy móc và thiết bị.
2) Tính công nghệ đa dạng và thích hợp. Để tạo thành bán thành phẩm và sản phẩm, vật liệu phải có khả năng
chế biến thích hợp và đợc gọi là tính công nghệ. Kim loại nguyên chất tuy dễ biến dạng dẻo nhng khó cắt gọt,
đúc và không hóa bền đợc bằng nhiệt luyện. Trái lại, hợp kim với nhiều chủng loại khác nhau có thể có các
tính công nghệ đa dạng phù hợp với điều kiện riêng khi gia công, chế tạo sản phẩm cụ thể.
- Hầu nh mọi hợp kim đều có thể tạo hình đợc bằng một trong hai phơng pháp: biến dạng dẻo: cán, kéo, ép


chảy (chủ yếu cho các bán thành phẩm dài), rèn (tạo phôi cho cắt gọt), dập (thành sản phẩm) và đúc (chủ yếu cho
các sản phẩm có hình dạng phức tạp).
- Nói chung hợp kim có tính gia công cắt nhất định để bảo đảm sản phẩm có kích thớc, hình dạng chính xác, bề

mặt nhẵn bóng, điều này đặc biệt quan trọng khi lắp ghép với nhau trong máy móc, thiết bị.
- Nhiều hợp kim, đặc biệt là thép (chiếm tới 90% tổng sản lợng vật liệu kim loại) rất nhạy cảm với nhiệt
luyện để tạo ra cơ tính đa dạng phù hợp với điều kiện làm việc và gia công.
3) Trong nhiều trờng hợp, luyện hợp kim đơn giản và rẻ hơn so với luyện kim loại nguyên chất, do không
phải chi phí để khử nhiều nguyên tố lẫn vào. Có thể thấy điều đó qua hai trờng hợp thờng gặp sau.
- So với luyện sắt nguyên chất, luyện hợp kim Fe - C (thép và gang) đơn giản hơn do nhiệt độ chảy thấp hơn (xem
hình 3.18) và không phải hay ít phải khử bỏ cacbon trong sản phẩm của lò cao. Xét về mặt đòi hỏi độ bền cao, việc
luyện sắt đòi hỏi khử bỏ cacbon và các tạp chất khác một cách triệt để không những không cần thiết mà còn
có hại.
- Khi pha Zn vào kim loại chủ Cu ta đợc latông vừa bền lại vừa rẻ hơn (do kẽm rẻ hơn đồng khá nhiều).
c. Một số khái niệm
Khi khảo sát hợp kim cũng nh các vật liệu khác, thờng gặp một số kháI niệm mới cần phân định cho rõ.
Cấu tử là các nguyên tố (hay hợp chất hóa học bền vững) cấu tạo nên hợp kim. Ví dụ latông (hợp kim CuZn) có hai cấu tử là Cu và Zn. Nhiều khi còn phân biệt cấu tử hòa tan với cấu tử dung môi (mục 3.1.2a).
Hệ là từ dùng để chỉ một tập hợp vật thể riêng biệt của hợp kim trong điều kiện xác định hoặc là một loạt
hợp kim khác nhau với các cấu tử giống nhau. Pha là tổ phần đồng nhất của hệ (hợp kim) có cấu trúc và các
tính chất cơ - lý - hóa xác định, giữa các pha có bề mặt phân cách. Các đơn chất, các dung dịch lỏng, các dung dịch
rắn, chất khí, các dạng thù hình là các pha khác nhau. Ví dụ: - Nớc ở 00C là hệ một cấu tử (hợp chất hóa học
bền vững H2O) và có hai pha (pha rắn: nớc đá, pha lỏng: nớc).
- Chi tiết bằng hợp kim Cu - Ni (hình 3.10b và 3.11) là hệ hai cấu tử (Cu và Ni) song chỉ có một pha (dung
dịch rắn của hai kim loại đó).
Trạng thái cân bằng (ổn định)
Về mặt nhiệt động học, trạng thái cân bằng hay ổn định gắn liền với kháI niệm về năng lợng tự do là đại lợng
phụ thuộc vào năng lợng dự trữ (nội năng) của hệ cũng nh mức độ sắp xếp trật tự của các nguyên tử, phân tử. Hệ ở
trạng tháI cân bằng (ổn định) khi các pha của nó đều có năng lợng tự do nhỏ nhất trong các điều kiện về nhiệt độ,
áp suất và thành phần xác định. Điều này cũng có nghĩa trong các điều kiện đó các đặc tính (cấu trúc, tính chất) của
hệ hoàn toàn không biến đổi theo thời gian, cứ tồn tại nh vậy mi mi. Thông thờng hệ với các pha ở trạng thái
cân bằng bao giờ cũng cũng có độ bền, độ cứng thấp nhất, không có ứng suất bên trong, xô lệch mạng tinh thể ít
nhất và đợc hình thành khi làm nguội với tốc độ chậm.

Hình 3.1. Sơ đồ biểu thị các vị trí ổn định

(1), không ổn định (2) và giả ổn định (3).

Trạng thái không cân bằng (không ổn định)
Khi thay đổi nhiệt độ và áp suất sẽ kéo theo sự tăng năng lợng tự do, hệ trở nên không cân bằng, lúc đó rất có
thể hệ có biến đổi đột ngột sang trạng tháI cân bằng mới với năng lợng tự do nhỏ hơn tức là có chuyển pha. Nói
chung trạng thái (tổ chức) không cân bằng là không ổn định, luôn luôn có xu hớng tự biến đổi sang trạng thái (tổ chức)
cân bằng, ổn định, nhất là khi bị nung nóng; tuy nhiên trong nhiều trờng hợp, ở nhiệt độ thờng quá trình biến đổi này
không nhận they đợc hay với tốc độ rất nhỏ nên trong thực tế trạng thái không cân bằng này vẫn tồn tại lâu dài,
mặc dầu về mặt lý thuyết không thể tồn tại vĩnh viễn. Trạng thái (tổ chức) không cân bằng có ý nghĩa quan trọng trong
thực tế vì thờng đáp ứng đợc các yêu cầu cơ tính (bền, cứng) cao hơn. Trạng thái không cân bằng đợc hình
thành với tốc độ nguội nhanh và rất nhiều hợp kim, đặc biệt là thép đợc sử dụng (làm việc) ở trạng thái này.
Trạng thái giả ổn định
Cũng tồn tại khái niệm về trạng thái (tổ chức) giả ổn định khi trạng tháI cân bằng hay ổn định tuyệt đối chỉ tồn tại
trên lý thuyết, đòi hỏi phải làm nguội vô cùng chậm đến mức rất khó xảy ra trong thực tế (xem ví dụ ở hợp kim
Fe - C, mục


3.3). Vậy giả ổn định thực chất là không ổn định nhng thực tế lại tồn tại một cách ổn định ngay cả khi bị nung nóng
trong một phạm vi nào đó.
Để phân biệt ba trạng thái (tổ chức) trên có thể dùng sơ đồ ở hình 3.1: trong tự nhiên viên bi ở vị trí 1 là trạng thái
ổn định vì có thế năng (năng lợng dự trữ) nhỏ nhất; vị trí 2 rõ ràng là không ổn định vì có thế năng lớn nhất, dễ dàng
chuyển sang các vị trí 1, 3; vị trí 3 đợc coi là giả ổn định, có thế năng tơng đối thấp tuy cao hơn vị trí 1 song khó hay
không thể chuyển về vị trí này do phải vợt qua một hàng rào năng lợngG khá lớn.
d. Phân loại các tơng tác
Phơng pháp chế tạo hợp kim thông dụng nhất là hòa trộn (nấu chảy rồi làm nguội) các cấu tử. ở trạng thái
lỏng nói chung các cấu tử đều tơng tác với nhau tạo nên dung dịch lỏng - pha đồng nhất. Ngời ta đặc biệt quan tâm
đến các tơng tác giữa các cấu tử ở trạng thái rắn vì chính điều này mới quyết định cấu trúc và do đó tính chất của
hợp kim. ở đây có thể có hai trờng hợp lớn xảy ra: không và có tơng tác với nhau.
Khi hai cấu tử A và B không có tơng tác với nhau, tức "trơ" với nhau, các nguyên tử, ion của từng cấu tử
không đan xen vào nhau, chúng giữ lại cả hai kiểu mạng của các cấu tử thành phần, dới dạng các hạt riêng rẽ

của hai pha nằm cạnh nhau với tổ chức tế vi biểu thị ở hình 3.2a, hỗn hợp A + B.
Khi hai cấu tử A và B có tơng tác với nhau, tức nguyên tử của các cấu tử đan xen vào nhau tạo nên một pha
duy nhất, không còn lại các hạt riêng rẽ của từng cấu tử, lúc này có thể có hai trờng hợp xảy ra: hòa tan thành
dung dịch rắn, lúc đó hợp kim giữ lại một trong hai kiểu mạng ban đầu làm nền, có tổ chức một pha nh kim
loại nguyên chất (hình 3.2b),
3.1.2. Dung dịch rắn
a. Khái niệm - phân loại
Giống nh trong dung dịch lỏng, cấu tử nào nhiều hơn đợc gọi là dung môi và ít hơn là chất tan, trong dung dịch
rắn còn phân biệt chúng theo cách: cấu tử nào giữ lại đợc kiểu mạng đợc gọi là dung môi, còn các nguyên tử chất
hòa tan sắp xếp lại trong mạng dung môi một cách đều đặn và ngẫu nhiên. Nh vậy dung dịch rắn là pha đồng
nhất có cấu trúc mạng nh của dung môi (tức của nguyên tố chủ) nhng với thành phần (hay còn gọi là nồng
độ) có thể thay đổi trong một phạm vi mà không làm mất đi sự đồng nhất đó. Ký hiệu dung dịch rắn là A(B) có
kiểu mạng của A là cấu tử dung môi, B là cấu tử hòa tan; nh vậy B(A) có kiểu mạng của B là dung môi, A chất tan.
Các nguyên tử hòa tan đợc sắp xếp lại trong mạng tinh thể dung môi theo hai kiểu khác nhau, tơng ứng với hai
loại dung dịch rắn: thay thế và xen kẽ nh biểu thị ở hình 3.3 trong đó các vòng tròn gạch chéo và tô đen biểu thị các
nguyên tử hòa tan trong mạng cấu tử dung môi (vòng trắng). Rõ ràng ở đây yếu tố hình học có ý nghĩa quan
trọng.
Hình 3.3. Sơ đồ sắp xếp nguyên tử hòa
tan thay thế và xen kẽ vào dung môi có
mạng lập phơng tâm mặt, mặt (100)

d. Các đặc tính của dung dịch rắn
Về mặt cấu trúc dung dịch rắn của hợp kim có kiểu mạng tinh thể vẫn là kiểu mạng của kim loại dung môi.
Đặc tính cơ bản này quyết định các đặc trng cơ, lý, hóa tính của dung dịch rắn, về cơ bản nó vẫn giữ đợc các tính chất
cơ bản của kim loại chủ hay nền. Do vậy dung dịch rắn trong hợp kim có những đặc trng cơ học phổ biến nh sau.
1) Mạng tinh thể có các kiểu đơn giản và xít chặt (A1, A2...) của kim loại với liên kết kim loại.
2) Do có cấu trúc mạng nh vậy nên về cơ bản dung dịch rắn vẫn có cơ tính nh kim loại cơ sở, đó là tính dẻo,
tuy nhiên có làm thay đổi theo hớng phù hợp hơn cho vật liệu kết cấu, đó là:
- tính dẻo tuy có giảm đi song vẫn đủ cao, dễ biến dạng dẻo tạo nên cácbán thành phẩm dài tiện lợi cho sử
dụng [cũng có rất ít trờng hợp làm tăng độ dẻo mà điển hình là dung dịch rắn Cu(Zn) với 30%Zn còn dẻo hơn

cả Cu (xem 6.2.2a)],
- tăng độ bền, độ cứng, khả năng chịu tải hơn hẳn kim loại nguyên chất. Sự biến đổi tính chất nh trên càng
mạnh khi nồng độ chất tan càng lớn. Tuy nhiên khi nồng độ này quá lớn, mạng bị xô lệch quá mạnh, độ bền,
độ cứng tuy tăng lên mạnh nhng độ dẻo cũng bị giảm mạnh tơng ứng, gây ra giòn, dễ bị gy, vỡ. Do vậy có thể
tìm đợc nồng độ chất tan thích hợp cho các yêu cầu khác nhau về các chỉ tiêu cơ tính kể trên và bao giờ sử
dụng hợp kim cũng có lợi về cơ tính hơn kim loại nguyên chất.
3) Dung dịch rắn tuy cũng có tính dẫn nhiệt, dẫn điện song kém hơn kim loại nguyên chất. Sự hòa tan cũng có
thể làm thay đổi đột ngột điện thế điện cực do đó có ảnh hởng tốt đến tính chống ăn mòn điện hóa (mục
5.5.2d). Trong tất cả các hợp kim kết cấu, dung dịch rắn bao giờ cũng là pha cơ bản chiếm trên dới 90% thậm
chí chỉ có pha này (100%).
3.1.3. Pha trung gian
Các hợp chất hóa học có trong hợp kim thờng đợc gọi là pha trung gian bởi vì trên giản đồ pha nó có vị trí ở
giữa, trung gian giữa các dung dịch rắn có hạn ở hai đầu mút.
a. Bản chất và phân loại
Thờng hiểu hợp chất hóa học tạo thành tuân theo quy luật hóa trị. Các hợp chất này mang các đặc điểm sau.
1) Có mạng tinh thể phức tạp và khác hẳn với nguyên tố thành phần.
2) Luôn luôn có tỷ lệ chính xác giữa các nguyên tố và biểu diễn bằng công thức hóa học AmBn với m, n là
các số nguyên.
3) Tính chất khác hẳn các nguyên tố thành phần với đặc điểm là giòn (khác hẳn với kim loại).
4) Có nhiệt độ nóng chảy cố định và khi tạo thành tỏa ra một lợng nhiệt đáng kể.
Trong hợp kim rất ít gặp các hợp chất với hóa trị (thờng gặp nhiều trong vật liệu vô cơ - ceramic) với t cách là
pha tham gia quyết định tính chất (có thể thấy chúng trong hợp kim dới dạng vật lẫn, tạp chất nh ôxyt, sunfit
với lợng rất nhỏ). Phần lớn các hợp chất hóa học trong hợp kim có những đặc điểm khác với các hợp chất hóa
học theo hóa trị nh sau.
- không tuân theo quy luật hóa trị,
- không có thành phần hóa học chính xác (hay nói đúng hơn dao động trong một khoảng quanh thành phần
chính xác theo công thức),
- có liên kết kim loại.

Các pha trung gian trong hợp kim thờng gặp gồm có: pha xen kẽ, pha điện tử và pha Laves.
b. Pha xen kẽ
Là pha tạo nên giữa các kim loại chuyển tiếp (có bán kính nguyên tử lớn) với các á kim có bán kính nguyên
tử bé nh cacbon, nitơ, hyđrô (và bo): cacbit, nitrit, hyđrit (và borit). Cấu trúc mạng của pha xen kẽ đợc xác
định bởi tơng quan kích thớc nguyên tử giữa á kim (X) và kim loại (M):
- nếu rX / rM < 0,59 các nguyên tử kim loại trong pha này sắp xếp theo mộttrong ba kiểu mạng đơn giản thờng
gặp là A1, A2, A3 (nhng không giữ lại kiểu mạng vốn có), còn các nguyên tử á kim xen kẽ vào các lỗ hổng
trong mạng, tạo nên hợp chất với các công thức đơn giản nh M4X, M2X, MX.
- nếu rX / rM > 0,59 sẽ tạo nên hợp chất với mạng tinh thể phức tạp (đợc gọi là pha xen kẽ với mạng phức
tạp) với các công thức phức tạp hơn nh M3X, M7X3, M23X6.
Đặc tính nổi bật của pha xen kẽ là có nhiệt độ chảy rất cao (thờng > 20000)nâng cao tính chống mài mòn và
chịu nhiệt của hợp kim. Do hyđrô và nitơ có kích thớc nguyên tử khá nhỏ nên tỷ số trên < 0,59, các hyđrit,
nitrit đều là pha xen kẽ mạng đơn giản. Các nitrit Fe4N, Fe2N, Mo2N, Cr2N... đợc tạo thành khi thấm nitơ
nâng cao mạnh độ cứng, tính chống mài mòn của thép. Do cacbon có kích thớc nguyên tử lớn hơn nên ngoài
tạo thành pha xen kẽ có kiểu mạng đơn giản nh WC, TiC, Mo2C, VC chúng còn tạo nên các cacbit với kiểu
mạng phức tạp nh Fe3C, Mn3C, Cr7C3, Cr23C6. Các cacbit trên là thành phần chủ yếu của hợp kim cứng và
có trong các thép có tác dụng làm tăng độ cứng và tính chống mài mòn.
c. Pha điện tử (Hum - Rothery)
Là hợp chất hóa học có nồng độ điện tử N (số điện tử hóa trị tính cho một nguyên tử) xác định là: 3/2 (21/14),
21/13 và 7/4 (21/12), mà mỗi tỷ lệ ứng với một cấu trúc mạng phức tạp nhất định.
Với nồng độ điện tử 3/2 đợc gọi là pha với kiểu mạng lập phơng tâm khối hay lập phơng phức tạp hoặc sáu
phơng, với nồng độ 21/13 đợc gọi là pha với mạng phức tạp, với nồng độ 7/4 đợc gọi là pha với mạng
sáu phơng xếp chặt. Pha điện tử đợc tạo thành bởi các kim loại giữa hai nhóm: hóa trị một (Cu, Ag, Au, Li,
Na) và chuyển tiếp (Mn, Fe, Co...) với hóa trị từ hai đến năm (Be, Mg, Zn, Cd, Al...). Ví dụ hệ Cu - Zn tạo
nên một loạt pha điện tử: CuZn (pha, N = 3/2), Cu5Zn8 (pha, N = 21/13), CuZn3 (pha, N = 7/4).


d. Pha Laves
Tạo nên bởi hai nguyên tố A, B có tỷ lệ bán kính nguyên tử rA / rB = 1,2 (có thể biến đổi trong khoảng 1,1
1,6) với công thức AB2 có kiểu mạng sáu phơng xếp chặt nh MgZn2, MgNi2 hay lập phơng tâm mặt

(MgCu2). Ngoài các pha trên trong các hợp kim đôi khi còn gặp các pha khác nh, ,,...
Do đặc tính nổi bật là giòn nên không bao giờ dùng hợp kim với tổ choc chỉ có một pha duy nhất là pha trung
gian. Trong các hợp kim lợng các pha trung gian thờng chiếm tỷ lệ nhỏ < 10% (đôi khi tới 20 30%), bên
cạnh dung dịch rắn, có tác dụng cản trợt tăng độ bền, độ cứng.
3.2. Giản đồ pha của hệ hai cấu tử
Tuy đ biết tơng tác có thể xảy ra giữa hai nguyên tố, nhng qua đó cũng không thể xác định cụ thể và chính xác
các tơng tác đó nếu không dựa trên các thực nghiệm để xây dựng các giản đồ pha cho từng cặp cụ thể. Giản đồ pha
chính là giản đồ biểu thị sự biến đổi tổ chức pha vào nhiệt độ và thành phần của hệ ở trạng thái cân bằng. Nh
vậy nói chung giản đồ pha chỉ hoàn toàn đúng và phù hợp với hợp kim ở trạng thái cân bằng (làm nguội rất
chậm hay ở trạng thái ủ), còn
2.2. Pha trung gian
Các hợp chất hóa học có trong hợp kim thờng đợc gọi là pha trung gian bởi vì trên giản đồ pha nó có vị trí ở
giữa, trung gian giữa các dung dịch rắn có hạn ở hai đầu mút.
a. Bản chất và phân loại
Thờng hiểu hợp chất hóa học tạo thành tuân theo quy luật hóa trị. Các hợp chất này mang các đặc điểm sau.
1) Có mạng tinh thể phức tạp và khác hẳn với nguyên tố thành phần.
2) Luôn luôn có tỷ lệ chính xác giữa các nguyên tố và biểu diễn bằng công thức hóa học AmBn với m, n là
các số nguyên.
3) Tính chất khác hẳn các nguyên tố thành phần với đặc điểm là giòn (khác hẳn với kim loại).
4) Có nhiệt độ nóng chảy cố định và khi tạo thành tỏa ra một lợng nhiệt đáng kể.
Trong hợp kim rất ít gặp các hợp chất với hóa trị (thờng gặp nhiều trong vật liệu vô cơ - ceramic) với t cách là
pha tham gia quyết định tính chất (có thể thấy chúng trong hợp kim dới dạng vật lẫn, tạp chất nh ôxyt, sunfit
với lợng rất nhỏ). Phần lớn các hợp chất hóa học trong hợp kim có những đặc điểm khác với các hợp chất hóa
học theo hóa trị nh sau.
- không tuân theo quy luật hóa trị,
- không có thành phần hóa học chính xác (hay nói đúng hơn dao động trong một khoảng quanh thành phần
chính xác theo công thức),
- có liên kết kim loại.
Các pha trung gian trong hợp kim thờng gặp gồm có: pha xen kẽ, pha điện tử và pha Laves.
b. Pha xen kẽ

Là pha tạo nên giữa các kim loại chuyển tiếp (có bán kính nguyên tử lớn) với các á kim có bán kính nguyên
tử bé nh cacbon, nitơ, hyđrô (và bo): cacbit, nitrit, hyđrit (và borit). Cấu trúc mạng của pha xen kẽ đợc xác
định bởi tơng quan kích thớc nguyên tử giữa á kim (X) và kim loại (M):
- nếu rX / rM < 0,59 các nguyên tử kim loại trong pha này sắp xếp theo một trong ba kiểu mạng đơn giản thờng gặp là A1, A2, A3 (nhng không giữ lại kiểu mạng vốn có), còn các nguyên tử á kim xen kẽ vào các lỗ
hổng trong mạng, tạo nên hợp chất với các công thức đơn giản nh M4X, M2X, MX.
- nếu rX / rM > 0,59 sẽ tạo nên hợp chất với mạng tinh thể phức tạp (đợc gọi là pha xen kẽ với mạng phức
tạp) với các công thức phức tạp hơn nh M3X, M7X3, M23X6.
Đặc tính nổi bật của pha xen kẽ là có nhiệt độ chảy rất cao (thờng > 20000)nâng cao tính chống mài mòn và
chịu nhiệt của hợp kim. Do hyđrô và nitơ có kích thớc nguyên tử khá nhỏ nên tỷ số trên < 0,59, các hyđrit,
nitrit đều là pha xen kẽ mạng đơn giản. Các nitrit Fe4N, Fe2N, Mo2N, Cr2N... đợc tạo thành khi thấm nitơ
nâng cao mạnh độ cứng, tính chống mài mòn của thép. Do cacbon có kích thớc nguyên tử lớn hơn nên ngoài
tạo thành pha xen kẽ có kiểu mạng đơn giản nh WC, TiC, Mo2C, VC chúng còn tạo nên các cacbit với kiểu
mạng phức tạp nh Fe3C, Mn3C, Cr7C3, Cr23C6. Các cacbit trên là thành phần chủ yếu của hợp kim cứng và
có trong các thép có tác dụng làm tăng độ cứng và tính chống mài mòn.
c. Pha điện tử (Hum - Rothery)
Là hợp chất hóa học có nồng độ điện tử N (số điện tử hóa trị tính cho một nguyên tử) xác định là: 3/2 (21/14),
21/13 và 7/4 (21/12), mà mỗi tỷ lệ ứng với một cấu trúc mạng phức tạp nhất định.
Với nồng độ điện tử 3/2 đợc gọi là pha với kiểu mạng lập phơng tâm khối hay lập phơng phức tạp hoặc sáu
phơng, với nồng độ 21/13 đợc gọi là pha với mạng phức tạp, với nồng độ 7/4 đợc gọi là pha với mạng


sáu phơng xếp chặt. Pha điện tử đợc tạo thành bởi các kim loại giữa hai nhóm: hóa trị một (Cu, Ag, Au, Li,
Na) và chuyển tiếp (Mn, Fe, Co...) với hóa trị từ hai đến năm (Be, Mg, Zn, Cd, Al...). Ví dụ hệ Cu - Zn tạo
nên một loạt pha điện tử: CuZn (pha, N = 3/2), Cu5Zn8 (pha, N = 21/13), CuZn3 (pha, N = 7/4).
d. Pha Laves
Tạo nên bởi hai nguyên tố A, B có tỷ lệ bán kính nguyên tử rA / rB = 1,2 (có thể biến đổi trong khoảng 1,1
1,6) với công thức AB2 có kiểu mạng sáu phơng xếp chặt nh MgZn2, MgNi2 hay lập phơng tâm mặt
(MgCu2).Ngoài các pha trên trong các hợp kim đôi khi còn gặp các pha khác nh, ,,...
Do đặc tính nổi bật là giòn nên không bao giờ dùng hợp kim với tổ choc chỉ có một pha duy nhất là pha trung
gian. Trong các hợp kim lợng các pha trung gian thờng chiếm tỷ lệ nhỏ < 10% (đôi khi tới 20 30%), bên

cạnh dung dịch rắn, có tác dụng cản trợt tăng độ bền, độ cứng.
2.3. Gn pha
2.3.1. Khỏi nim v gin pha
Giản đồ pha (còn gọi là giản đồ trạng thái hay giản đồ cân bằng) của một hệ là công cụ để biểu thị mối quan hệ
giữa nhiệt độ, thành phần và số lợng (tỷ lệ) các pha (hoặc tổ chức) của hệ đó ở trạng thái cân bằng. Các hệ có
giản đồ pha khác nhau và chúng đợc xây dựng chỉ bằng thực nghiệm. Trong thực tế không có hai giản đồ pha
nào giống nhau hoàn toàn vì tơng tác giữa các cấu tử xảy ra rất phức tạp từ kiểu pha, các phản ứng cho đến nhiệt
độ tạo thành. Hiện nay ngời ta đ xây dựng đợc hầu hết các hệ hai cấu tử giữa các kim loại, kim loại với á kim
và các hệ ba cấu tử thờng gặp rất thuận tiện cho việc tra cứu.
Hệ một cấu tử không có sự biến đổi thành phần nên giản đồ pha của nó chỉ có một trục, trên đó đánh dấu nhiệt độ
chảy (kết tinh) và các nhiệt độ chuyển biến thù hình (nếu có) nh ở hình 3.6 cho trờng hợp của sắt.
2.3.2. Gin pha h hai cu t
Giản đồ pha hệ hai cấu tử có hai trục: trục tung biểu thị nhiệt độ, trục hoành biểu thị thành phần (thờng theo %
khối lợng) với những đờng phân chia các khu vực pha theo các nguyên tắc sau:
- Xen giữa hai khu vực một pha là khu vực hai pha tơng ứng.
- Mỗi điểm trên trục hoành biểu thị một thành phần xác định của hệ. Theo chiều từ trái sang phải tỷ lệ cấu tử
B tăng lên, còn từ phải sang trái tỷ lệ của cấu tử A tăng lên, hai đầu mút tơng ứng với hai cấu tử nguyên chất:
A (trái), B (phải). Ví dụ trên hình 3.7 điểm C ứng với thành phần có 30%B (tỷ lệ của cấu tử thứ hai là phần còn
lại, tức 70%A), điểm D: 80%B + 20%A.

Hình 3.6. Giản đồ pha của sắt.
Hình 3.7. Các trục của giản đồ pha hệ hai cấu tử.
- Đờng thẳng đứng bất kỳ biểu thị một thành phần xác định nhng ở các nhiệt độ khác nhau. Ví dụ đờng thẳng đứng
qua D biểu thị sự thay đổi nhiệt độ của thành phần này (80%B +20%A).
- Hai trục tung chính là giản đồ pha của từng cấu tử tơng ứng (trái cho A, phải cho B).
Do đợc biểu thị trên mặt phẳng một cách chính xác nên từ giản đồ pha của hệ hai cấu tử dễ dàng xác định đợc các
thông số sau đây cho một thành phần xác định ở nhiệt độ nào đó.
Các pha tồn tại. Căn cứ vào điểm nhiệt độ - thành phần đ cho (tạm gọi là tọa độ) nằm trong vùng nào
của giản đồ pha sẽ có tổ chức pha tơng ứng với vùng đó: nằm ở vùng một pha, hợp kim có tổ chức một pha;

nằm trong vùng hai pha - có tổ chức hai pha.
Thành phần pha. Nếu tọa độ nằm trong vùng một pha thì thành phần của pha cấu tạo nên hợp kim bằng
chính thành phần của hợp kim đ chọn. Khi tọa độ nằm trong vùng hai pha việc xác định có phức tạp hơn: kẻ đờng
nằm ngang (đẳng nhiệt) qua tọa độ này, hai giao điểm của nó với hai đờng biên giới với hai vùng một pha gần
nhất sẽ chỉ rõ thành phần của từng pha tơng ứng.
Tỷ lệ (về số lợng) giữa các pha hoặc tổ chức. Tiếp theo có thể xác định đợc tỷ lệ giữa chúng nhờ quy tắc đòn
bẩy hay cánh tay đòn theo nguyên tắc sau: ba điểm trên (tọa độ và hai pha) tạo nên hai đoạn thẳng mà độ dài của
mỗi đoạn biểu thị tỷ lệ tơng đối của pha đối diện trong hợp kim, hay một cách đơn giản:
lợng pha trái độ dài đoạn thẳng phải (đòn bên phải)
------------------ = -------------------------------------------------lợng pha phải độ dài đoạn thẳng trái (đòn bên trái)
Suy đoán tính chất của hợp kim.
Theo quy tắc kết hợp thì tính chất của hợp kim Phk là tổng hợp tính chất của từng pha Ppha theo tỷ lệ bậc nhất
Nhiệt độ chảy (kết tinh): thờng hợp kim nóng chảy (kết tinh) trong một khoảng nhiệt độ (bắt đầu và kết
thúc) tơng ứng với hai đờng chạy ngang suet giản đồ, đờng chạy ngang trên đợc gọi là đờng lỏng - liquidus (ở
cao hơn đờng này hợp kim hoàn toàn ở trạng thái lỏng), đờng ngang sát ở dới đợc gọi là đờng rắn (hay đờng
đặc) - solidus (ở thấp hơn đờng này hợp kim hoàn toàn ở trạng thái rắn).
Các chuyển biến pha. Sự xuất hiện hoặc biến mất của các pha (khi nung và khi nguội chậm) cũng nh nhiệt
độ xảy ra, tơng ứng với các đờng ở dới đờng đặc.
Dự đoán các tổ chức tạo thành ở trạng thái không cân bằng (khi nguội nhanh).
Vì vậy giản đồ pha là căn cứ không thể thiếu khi nghiên cứu các hệ hợp kim. Giản đồ pha hai cấu tử của các
hệ thực tế có loại rất phức tạp, song dù phức tạp đến bao nhiêu cũng có thể coi nh gồm nhiều giản đồ cơ bản
gộp lại. Dới đây khảo sát một số dạng thờng gặp trong các giản đồ đó mà các cấu tử đều hòa tan vô hạn vào nhau
ở trạng thái lỏng, song khác nhau về tơng tác ở trạng thái rắn với vận dụng xác định các thông tin trên cho các
trờng hợp cụ thể.
2.3.3. Gin st cỏc bon v cỏc t chc
a. Giản đồ pha Fe - Fe3C
Giản đồ pha Fe - C (Fe - Fe3C) đợc trình bày ở hình 3.18 với các ký hiệu các tọa độ (nhiệt độ, oC - thành
phần cacbon, %) đ đợc quốc tế hóa nh sau:
A (1539 - 0); B (1499 - 0,5); C (1147 - 4,3); D (~1250 - 6,67);

E (1147 - 2,14); F (1147 - 6,67); G (911 - 0); H (1499 - 0,10);
J (1499 - 0,16); K (727 - 6,67); L (0 - 6,67); N (1392 - 0);
P (727 - 0,02); Q (0 - 0,006); S (727 - 0,80).
Một số đờng có ý nghĩa thực tế rất quan trọng nh sau:
- ABCD là đờng lỏng để xác định nhiệt độ chảy lỏng hoàn toàn hay bắt đầu kết tinh.
- AHJECF là đờng rắn để xác định nhiệt độ bắt đầu chảy hay kết thúc kết tinh.
- ECF (1147oC) là đờng cùng tinh, xảy ra phản ứng cùng tinh (eutectic).
- PSK (727oC) là đờng cùng tích, xảy ra phản ứng cùng tích (eutectoid).
- ES - giới hạn hòa tan cacbon trong Fe.
- PQ - giới hạn hòa tan cacbon trong Fe.



Hình 3.18. Giản đồ pha Fe - C (Fe - Fe3C).
b. Các chuyển biến khi làm nguội chậm
Nh đ nói, trong giản đồ này có khá đầy đủ các chuyển biến đ khảo sát ở trên
- Chuyển biến bao tinh xảy ra ở 1499oC trong các
hay 0,10 +
(3.1)
hợp kim có 0,100,50%C (đờng HJB)
L0,50

0,16
H + LB

H
song ngời ta thờng không để ý đến phản ứng này vì xảy ra ở nhiệt độ quá cao và không có ảnh hởng gì đến tổ chức
của thép khi gia công và sử dụng.
- Chuyển biến cùng tinh xảy ra ở 1147oC trong các hợp kim có >
2,14%C (đờng ECF) LC

(E + Fe3CF) hay L4,3
(2,14 + Fe3C6,67) (3.2)
- Chuyển biến cùng tích xảy ra ở 727oC hầu nh với mọi hợp kim (đờng


- Sự tiết pha Fe3C d ra khỏi dung dịch rắn của cacbon trong các dung dịch
dạng
rắn: trong Fe theo đờng ES và trong Fe theo đờng PQ.
c. Các tổ chức một pha
nóng
ở trạng thái rắn có thể gặp bốn pha sau.
Ferit (có thể ký hiệu bằng
hay F hay Fe) là dung dịch rắn xen kẽ của và
cacbon trong Fe với mạng lập phơng tâm khối (a = 0,286
0,291nm)
nhiệt
song do lợng hòa tan quá nhỏ (lớn nhất là 0,02%C ở 727oC - điểm P, ở nhiệt
luyệ
độ thờng thấp nhất chỉ còn 0,006%C - điểm Q) nên có thể coi nó là Fe
(theo tính toán lý thuyết ở mục 3.3.1a, cacbon không thể chui vào lỗ hổng n.
của Fe, lợng cacbon hòa tan không đáng kể này là nằm ở các khuyết tật Với
mạng, chủ yếu là ở vùng biên giới hạt). Ferit có tính sắt từ nhng chỉ đến
768oC. Trên giản đồ nó tồn tại trong vùng GPQ (tiếp giáp với Fe trên trục tính
sắt). Do không chứa cacbon nên cơ tính của ferit chính là của sắt nguyên
dẻo
chất: dẻo, dai, mềm và kém bền. Trong thực tế ferit có thể hòa tan Si, Mn, P,
rất
Cr... nên sẽ cứng và bền hơn song cũng kém dẻo dai đi. Ferit là một trong hai
pha tồn tại ở nhiệt độ thờng và khi sử dụng (< 727oC), song với tỷ lệ cao nhất cao
(trên dới 90%), nên nó đóng góp một tỷ lệ quan trọng trong cơ tính của hợp (là

kim Fe - C. Tổ chức tế vi của ferit trình bày ở hình 3.19a có dạng các hạt sáng,
đặc
đa cạnh.
điểm
của
mạn
g
A1)
và
rất
mềm
ở
nhiệt
độ

caon
Hình 3.19. Tổ chức tế vi của ferit (a) và austenit (b) (x500).
Austenit [ có thể ký hiệu bằng
, A, Fe(C) ] là dung dịch rắn xen kẽ của ên
cacbon trong Fe với mạng lập phơng tâm mặt (a
0,364nm) với lợng hòa biến
tan đáng kể cacbon (cao nhất tới 2,14% hay khoảng 8,5% về số nguyên tử ở dạng
1147oC - điểm E, tức tối đa tính bình quân cứ ba
bốn ô cơ sở mới có thể nóng
cho phép một nguyên tử cacbon định vị vào một lỗ hổng tám mặt trong chúng, (
ở 727oC chỉ còn 0,80%C - điểm S). Khác với ferit, austenit không có tính sắt
từ mà có tính thuận từ, nó chỉ tồn tại ở nhiệt độ cao (> 727oC) trong vùng
NJESG (tiếp giáp với Fe trên trục sắt) nên không có quan hệ trực tiếp nào
đến khả năng sử dụng của hợp kim nhng lại có vai trò quyết định trong biến

D


độ đờng song tinh (song song)
nhỏ cắt ngang hạt (thể hiện tính
mịn dẻo cao).
khác Xêmentit (có thể ký hiệu
nhau bằng Xe, Fe3C) là pha xen
hay kẽ với kiểu mạng phức tạp
đợc có công thức Fe3C và
mact
enxit thành phần 6,67%C, ứng
với với đờng thẳng đứng
cơ DFKL trên giản đồ. Đặc
tính tính của xêmentit là cứng
cao và giòn, cùng với ferit nó
và đa tạo nên các tổ chức khác
dạng nhau của hợp kim Fe - C.
, đáp Ngời ta phân biệt bốn loại
ứng xêmenntit:
rộng
ri - Xêmentit thứ nhất (XeI)
các đợc tạo thành do giảm
yêu nồng độ cacbon trong hợp
cầu kim lỏng theo đờng DC khi
sử hạ nhiệt độ, chỉ có ở hợp
dụng kim có > 4,3%C. Do tạo
và thành ở nhiệt độ cao (>
gia 1147oC) nên xêmentit thứ
công. nhất có dạng thẳng, thô to

Tổ
chức (hình 3.24b) đôi khi có thể
tế vi thấy đợc bằng mắt thờng.
của - Xêmentit thứ hai (XeII) đauste ợc tạo thành do giảm nồng
nit độ cacbon trong,austenit
trình theo đờng ES khi hạ nhiệt
bày ở độ, thờng thấy rất rõ ở hợp
hình kim có > 0,80 cho tới
3.19b 2,14%C. Do tạo thành ở
có
các nhiệt độ tơng đối cao (>
hạt 727oC) tạo điều kiện cho sự
sáng, tập trung ở biên giới hạt,
có nên khi xêmentit thứ hai
thể với lợng đủ lớn sẽ tạo
với thành lới liên tục bao quanh
màu các hạt austenit ((peclit) nh
đậm biểu thị ở hình 3.23, tức tạo
nhạt ra khung giòn, làm giảm
khác
nhau mạnh tính dẻo và dai của
đôi hợp kim.
chút - Xêmentit thứ ba (XeIII) đ(do ợc tạo thành đo giảm nồng
định độ cacbon trong ferit theo
hớng đờng PQ khi hạ nhiệt độ,
dạng chủ yếu để tạo phôi và bán thành phẩm) thép bao giờ
khi với số lợng (tỷ lệ) rất nhỏ
cũng đợc thực hiện ở trạng thái austenit đồng nhất (thờng ở trên dới
tẩm
1000oC). Vì thế có thể tiến hành biến dạng nóng mọi hợp kim Fe - C với C thực) (nhiều nhất cũng chỉ là

< 2,14% dù cho ở nhiệt độ thờng thể hiện độ cứng và tính giòn khá cao. Làm và 2o/oo) nên rất khó phát
nguội austenit với tốc độ khác nhau sẽ nhận đợc hỗn hợp ferit - xêmentit với các hiện trên tổ chức tế vi và


thờng đợc bỏ qua.
- Xêmentit cùng tích đợc tạo thành do chuyển biến cùng tích austenit

peclit. Loại xêmentit này có vai trò rất quan trọng, đợc trình bày ở mục tiếp
theo.
Grafit chỉ đợc tạo thành trong hợp kim Fe - C cao và chứa lợng đáng kể
silic, là pha quan trọng trong tổ chức của gang (mục 5.6).
d. Các tổ chức hai pha
Peclit (có thể ký

hiệu bằng

e


+
F
e
3
C
])
.
Peclit là hỗn hợp cùng tích
của ferit và xêmentit đợc
tạo thành từ austenit với
0,80%C và ở 727oC nh

phản ứng (3.3). Trong
peclit có 88% ferit và 12%
xêmentit phân bố đều trong
nhau, nhờ kết hợp giữa một
lợng lớn pha dẻo với lợng
nhất định pha cứng, peclit
là tổ chức khá bền, cứng
nhng cũng đủ dẻo, dai đáp
ứng rất tốt các yêu cầu của
vật liệu kết cấu và công cụ.
Peclit và các biến thể của
nó (xoocbit, trôxtit, bainit)
có mặt trong hầu hết các
hợp kim Fe - C. Ngời ta
phân biệt hai loại peclit
tấm và peclit hạt.
Peclit tấm (hình 3.20a) thờng gặp hơn cả, có cấu
trúc tấm (lớp hoặc phiến),
tức là hai pha này đều ở dạng
tấm nằm đan xen đều nhau,
nên trên mặt cắt ngang để lại
các vạch theo cùng một hớng hay đa hớng, trong đó
các vạch tối mỏng (với lợng ít hơn) là xêmentit,
vạch sáng dày (với lợng
nhiều hơn, gọi là nền) là


ferit nên tổng thể có dạng vân.
Peclit hạt (hình 3.20b) ít gặp hơn, có cấu trúc hạt tức xêmentit ở dạng thu gọn
nhất (bề mặt ít nhất) - hạt xêmentit phân bố đều trên nền ferit. Giữa hai loại này

có sự khác biệt nhỏ về cơ tính: so với peclit hạt, peclit tấm có độ bền, độ cứng
cao hơn, độ dẻo, độ dai thấp hơn đôi chút. Austenit đồng nhất dễ tạo thành peclit tấm,
còn austenit kém đồng nhất dễ tạo thành peclit hạt. Peclit hạt ổn định hơn
peclit tấm nên khi nung lâu ở nhiệt độ tơng đối cao (ví dụ 600700oC)
peclit tấm có xu hớng chuyển thành peclit hạt.

Hình 3.20. Tổ chức tế vi của peclit tấm (a) và peclit hạt (b) (x500).
Lêđêburit [có thể ký hiệu bằng Le, hay ( + Xe) hay (P + Xe)].

Hình 3.21. Tổ chức tế vi của lêđêburit - (P+Xe) (x500).
Lêđêburit là hỗn hợp cùng tinh của austenit và xêmentit tạo thành từ pha
lỏng với 4,3%C ở 1147oC nhờ phản ứng (3.2), tuy nhiên khi l
àm


nguội tiếp tục lại có phản ứng cùng tích (3.3) để austeni
chuyển biến thành peclit nên tổ chức tế vi cuối cùng quan
sát đợc (hình 3.21) là hỗn hợp của peclit tấm (các hạt tối
nhỏ) trên nền xêmentit sáng. Lêđêburit cứng và giòn (vì
có quá nhiều, tới 2/3, là xêmentit) và chỉ có trong hợp
kim Fe - C ở dạng gang trắng,
Các tê

n
g
ọ
i
p
h
a

v
à
t


ổ chức kể trên với các nghĩa và xuất xứ nh sau: để
kỷ
niệm các nhà khoa học lỗi lạc trong ngành là Robert
Austen (ngời Anh) cho
austenit, Ledebur (ngời Đức) cho lêđêburit; từ bản chất hay
đặc trng tính chất là ferrum (sắt, tiếng latinh) cho ferit,
pearl (vân) cho peclit, cement (ximăng, cứng)
cho xêmentit.
2.4. Chuyn bin pha trng thỏi rn ca hp kim Fe-C
2.4.1. Chuyn bin khi nung núng thộp( chuyn bin Austenit)
Thao tác đầu tiên của nhiệt luyện là nung nóng.
Phụ thuộc vào thành phần
cacbon của thép và nhiệt độ nung nóng, trong thép sẽ có
những chuyển biến khác
nhau.
a. Cơ sở xác định chuyển biến khi nung
Cơ sở để xác định chuyển biến khi nung thép là
giản đồ pha Fe - C, song
chỉ giới hạn ở khu vực thép và ở trạng thái rắn (dới đờng
rắn) nh trình bày ở
hình 4.2. Nh thấy rõ từ giản đồ pha, ở nhiệt độ thờng mọi
thép đều cấu tạo bởi
hai pha cơ bản: ferit và xêmentit, trong đó có peclit là
hỗn hợp cùng tích của hai
pha này.

- Thép cùng tích có tổ chức đơn giản hơn cả, chỉ
có peclit.
- Các thép trớc và sau cùng tích có tổ chức phức
tạp hơn: ngoài peclit ra
còn có thêm ferit hoặc xêmentit thứ hai.
Bây giờ khi nung nóng các thép này lên nhiệt độ
cao, hy xem trong chúng
lần lợt xảy ra các chuyển biến gì ?
+ Khi nhiệt độ nung nóng thấp hơn Ac1 trong mọi
thép vẫn cha có chuyển
biến gì (cho nên sau đó dù làm nguội ra sao tổ chức của
thép vẫn không bị biến
đổi, nh giản đồ pha).
+ Khi nhiệt độ nung nóng đạt đến Ac1, phần tổ
chức peclit của mọi loại
thép chuyển biến thành austenit theo phản ứng:
[Fe + Fe3C]0,80%C
Fe
(C)0,80%C
trong khi đó ferit và xêmentit thứ hai của các thép trớc
và sau cùng tích cha
chuyển biến.
Vậy nếu chỉ nung nóng quá nhiệt độ Ac1 một chút
ta thấy:
Thép cùng tích đ chuyển biến hoàn toàn: có tổ
chức hoàn toàn là
austenit.
Thép trớc và sau cùng tích có chuyển biến nhng cha hoàn toàn: có tổ

chức không

hoàn toàn là
austen

it, tức
có tổ
chức tơng
ứng
aust


enit + ferit và
austenit + xêmentit thứ hai. Tuy nhiên k

q
u
á
đ
ờ
n
g
G
S
E

m
ọ
i
t
h
é

p
(
d
ù
c
ó
c
a
c
b
o
n
c
a
o
,
t
h
ấ
p
)
đ
ề
u

hi nung nóng
tiếp tục từ Ac1
lên đến Ac3
và
Accm sẽ có

quá trình hòa
tan ferit và
xêmentit II
còn d
austenit, làm
l
pha này trong
tổ chức ngày
một ít đi.
+ Khi nhiệt độ nung
nóng cao hơn Ac3
và Accm sự hòa tan
các pha d
và xêmentit II
vào austenit
của các thép
tr
cùng tích cũng
có tổ
kết thúc và chỉ
chức
còn một pha:
giống
hoàn toàn
nhau là
austenit với
dung
thành phần
dịch
đúng nh

rắn
thép.
austenit
song
với
nồng
độ
cacbon
khác
nhau và
bằng
chính
thành
phần
cacbon
của
thép.
Còn khi
Hình 4.2.
tiếp tục
(phần thép).
nung
Vậy


nóng quá
đờng này lên đến sát đờng rắn, các thép vẫn giữ nguyên tổ
chức cùng nồng độ
cacbon, tức không còn chuyển pha nào nữa (nhng làm
hạt austenit lớn lên nh sẽ

nói ở mục b tiếp theo).
Tóm lại cơ sở để xác định tổ chức tạo thành khi
nung nóng thép là giản đồ
pha Fe - C (căn cứ vào tọa độ: %C - nhiệt độ nằm ở trong
vùng nào, tổ chức sẽ
tơng ứng với vùng đó).
Có thể thấy là, trong các chuyển biến khi nung
nóng vừa kể ở trên thì
chuyển biến peclit thành austenit là cơ sở và đó cũng là
mục tiêu thờng phải đạt
tới đối với phần lớn quá trình nhiệt luyện (trừ ram). Hy
xét kỹ hơn các đặc điểm
của chuyển biến này để có thể rút ra các kết luận cần thiết chỉ
dẫn cho nhiệt luyện.
b. Đặc điểm của chuyển biến peclit thành
austenit
ở đây sẽ xét kỹ hai vấn đề: nhiệt độ c

tạo
thành

h
u
y
ể
n
b
i
ế
n

v
à
k
í
c
h
t
h
ớ
c
h
ạ
t
a
u
st
e
n
it


mà quá trình nhiệt luyện tơng ứng phải đạt tới.
Nhiệt độ chuyển biến
Nh thấy rõ từ giản đồ pha Fe - C, chuyển biến này
xảy ra ở A1 = 727oC,
song điều này chỉ đúng khi nung nóng vô cùng chậm (là
điều kiện để xây dựng
giản đồ pha), nên khi nung nóng thực tế (với tốc độ đáng
kể) tất nhiên nhiệt độ
chuyển biến phải luôn luôn cao hơn, tốc độ nung càng

lớn, nhiệt độ chuyển biến
càng cao. Có thể thấy rõ điều này ở hình 4.3. ở đây ngời ta
dùng cách nung nóng
đẳng nhiệt để xác định thời gian xảy ra chuyển biến ở các nhiệt
độ khác nhau và
thấy rằng chuyển biến không tức thời: sau một thời gian
mới bắt đầu rồi sau đó
một thời gian nữa mới kết thúc (nung nóng đẳng nhiệt là
phơng pháp nung đạt
nhiệt độ rất nhanh rồi giữ, ngng, luôn ở đó bằng cách
nhúng những mẩu thép
nhỏ, mỏng vào môi trờng, thờng là muối lỏng nóng chảy,
có nhiệt độ cao cố
định. Để lập nên giản đồ này phải tiến hành nhiều mẫu ở
các nhiệt độ khác nhau).
Giản đồ chuyển biến đẳng nhiệt peclit thành austenit của
thép cùng tích có dạng
của hai đờng cong biểu thị thời điểm bắt đầu và kết thúc chuyển
biến đó trên hai
trục nhiệt độ - thời gian. Qua đó thấy rằng nhiệt độ nung
(đẳng nhiệt) càng cao,
thời gian bắt đầu và kết thúc (tính bằng khoảng cách từ
trục hoành đến hai
đờng cong này) và thời gian để hoàn thành chuyển biến
này (khoảng cách giữa
hai đờng cong) đều ngắn lại.

Giản đồ

chuyển biến đẳng nhiệt
của peclit thành austenit
của thép cùng tích và các
vectơ biểu thị tốc độ
nung V2 > V1.
Tuy nhiên trong thực tế thờng dùng cách nung nóng liên tục (nung với tốc
độ), nên để làm rõ trờng hợp này ngời ta đặt lên giản đồ trên hai vectơ biểu thị
tốc độ nguội, chúng sẽ lần lợt cắt các đờng bắt đầu và kết thúc ở các điểm tơng
ứng. Khi nung nóng với các tốc độ khác nhau, V2 > V1, thấy rõ các nhiệt độ bắt
đầu và kết thúc chuyển biến ở V2 luôn luôn cao hơn các nhiệt độ cùng loại ở V1,
tức là a2 > a1, b2 > b1 và thời gian cần để hoàn thành chuyển biến cũng ngắn lại
tơng ứng.
Nh vậy, tốc độ nung nóng càng cao chuyển biến peclit thành austenit xảy
ra ở nhiệt độ càng cao trong thờì gian càng ngắn. Trong thực tế, để đạt đợc
chuyển biến quy định phải nung nóng quá nhiệt độ tới hạn tơng ứng ít nhất là 20
30oC khi nung chậm (ủ) và có thể tới hàng trăm oC khi nung nhanh (nung cảm
ứng).
Kích thớc hạt austenit
Tuy austenit không tồn tại ở nhiệt độ thờng song vẫn phải để ý đến cấp
hạt của nó vì các sản phẩm tạo thành từ các hạt nhỏ ausenit bao giờ cũng có độ
dẻo, độ dai trội hơn so với từ hạt lớn austenit. Vì vậy thông thờng trong bất kỳ
trờng hợp nào cũng yêu cầu phải đạt đợc tổ chức austenit hạt nhỏ, muốn vậy
phải biết quy luật hình thành hạt austenit cũng nh sự lớn lên của nó.
Chuyển biến peclit austenit cũng theo cơ chế: tạo và phát triển mầm nh
kết tinh. Mầm austenit đợc tạo nên giữa hai pha ferit và xêmentit của peclit (hình
4.4) do bề mặt phân chia giữa chúng rất nhiều nên số mầm tạo thành cũng rất
nhiều, vì thế hạt austenit lúc mới tạo thành rất nhỏ mịn (có thể nhỏ hơn cấp 8, tới
cấp 9, 10 nh biểu thị ở hình 4.4d) (vì austenit có 0,80%C trung gian giữa ferit 0%C, và xêmentit - 6,67%C, nên mầm austenit chỉ có thể sinh ra ở vùng giữa hai
pha cơ bản này).

Hình 4.4. Quá trình tạo mầm và phát triển mầm austenit từ peclit (tấm).
Cần ghi nhớ rằng chuyển biến peclitaustenit bao giờ cũng làm nhỏ hạt
của thép. Hiệu ứng này cần đợc chú ý, tận dụng triệt để trong nhiệt luyện. Hơn
nữa hạt austenit tạo thành sẽ càng nhỏ mịn hơn khi peclit ban đầu có độ phân tán
càng cao (tức phần tử xêmentit trong nó càng bé) và tốc độ nung nóng càng lớn.
Tuy ở nhiệt độ Ac1, lúc mới tạo thành hạt austenit khá nhỏ mịn, song nếu
tiếp tục tăng nhiệt độ hoặc giữ nhiệt lâu sẽ làm cho hạt lớn lên. Đây là quá trình tự
nhiên: hạt to biên giới ít đi làm giảm năng lợng dự trữ. Sự lớn lên của hạt ở đây
theo cơ chế các hạt lớn hơn "thôn tính" hay "nuốt" các hạt bé (hay nói khác đi các
hạt bé bao quanh nhập vào hạt lớn). Khi làm nguội, kích thớc hạt austenit không
giảm đi, vẫn giữ nguyên cấp hạt lớn nhất đ đạt trớc đó.
Nh vậy, lúc mới tạo thành các hạt austenit là nhỏ mịn và khi nung nóng
tiếp tục (hay giữ nhiệt) chúng lại lớn lên; nhng vấn đề cần quan tâm ở đây là
chúng lớn lên nh thế nào ? nhanh hay chậm ?
Theo đặc tính phát triển của hạt austenit, có thể chia ra hai loại thép: thép
bản chất (di truyền) hạt lớn và nhỏ nh trình bày ở hình 4.5.
Thép bản chất hạt lớn là loại có hạt austenit phát triển nhanh và đều đặn ở
mọi nhiệt độ (đờng II hình 4.5b) do đó khi nung nóng dễ tạo thành austenit lớn,
sau khi làm nguội tạo ra các sản phẩm giòn. Thép bản chất hạt nhỏ là loại có hạt
austenit phát triển chậm lúc ban dầu, chỉ khi vợt quá 930950oC hạt mới phát


triển nhanh, thậm chí rất nhanh (đờng I hình 4.5b). Do vậy với các dạng nhiệt
luyện thông dụng, nhiệt độ thờng thấp hơn 900oC, cao nhất cũng chỉ tới 930
950oC (thấm cacbon) thép bản chất hạt nhỏ bao giờ cũng cho ra hạt austenit bé hơn
loại thép bản chất hạt lớn. Vì thế thép bản chất hạt nhỏ cho cơ tính tổng hợp cao
hơn, dễ nhiệt luyện hơn và đợc đánh giá cao, a chuộng hơn. Tuy nhiên nếu nung
nóng ở nhiệt độ rất cao (> 1050 1100oC) - trờng hợp quá nhiệt - tình hình có thể
khác đi, thép bản chất hạt nhỏ có thể cho ra hạt austenit lớn hơn loại bản chất hạt
lớn.

Hình 4.5. Giản đồ pha Fe - C (a) và sơ đồ phát triển hạt austenit
của thép cùng tích (b) trong đó 1. thép bản chất hạt nhỏ, 2. thép
bản chất hạt lớn, 3. hạt bản chất, 4. hạt khi nung nóng để nhiệt
luyện, 5. hạt peclit ban đầu, 6. hạt austenit ban đầu.
Một câu hỏi đặt ra là: tại sao thép lại có loại bản chất hạt nhỏ và lớn,
khuynh hớng phát triển hạt austenit khác nhau ? Đó là do trong thép có tồn tại
những yếu tố cản trở sự phát triển của hạt hay không trên cơ sở của lý thuyết hàng
rào. Đặc tính khử ôxy và thành phần hóa học là hai yếu tố quan trọng ảnh hởng
đến bản chất hay tính di truyền của hạt của thép. Nếu thép đợc khử ôxy triệt để,
khử thêm bằng nhôm, sau khi kết tinh sẽ có các phần tử Al2O3, AlN nằm ở biên
giới nh là hàng rào, ngăn cản không cho các hạt austenit "nhập" lại với nhau, loại
thép này có bản chất hạt nhỏ. Thép đợc hợp kim hóa bằng các nguyên tố tạo
cacbit mạnh và khá mạnh là Ti. V, Zr, Nb, W và Mo sẽ tạo nên các cacbit hợp kim
khó tan cũng là loại thép có bản chất hạt nhỏ. Hai nguyên tố crôm và mangan là
loại tạo cacbit yếu: crôm làm cản trở hạt phát triển không mạnh, còn mangan và
phôtpho làm hạt phát triển nhanh.
Nh vậy các thép cacbon (không hợp kim hóa) nhất là loại không đợc khử
ôxy tốt (thép sôi) thuộc loại bản chất hạt lớn ở các mức độ khác nhau.
2.4.2. Chuyn bin ca Austenit khi ngui chm(chuyn bin peclit)
Mục tiêu của nung nóng và giữ nhiệt là để tạo nên austenit hạt nhỏ. Bây
giờ hy xét xem khi làm nguội, austenit sẽ chuyển biến thành tổ chức nào với cơ
tính ra sao, điều này quyết định cơ tính của thép khi làm việc hay gia công tiếp
theo: mềm, cứng, bền, dẻo, dai đến mức độ nào và rất khác nhau đợc quyết định
ở giai đoạn này. Phân thành hai trờng hợp lớn để xét: nguội chậm và nguội
nhanh. Trớc tiên xét cho trờng hợp nguội chậm. Tổ chức tạo thành khi làm
nguội phụ thuộc vào nhiều yếu tố nh: độ quá nguội, thành phần, tổ chức của thép
vv... và cả phơng thức làm nguội. Giống nh khi nung nóng, ở đây trớc tiên

cũng khảo sát làm nguội đẳng nhiệt cho thép cùng tích (0,80%C) là loại có tổ chức
đơn giản hơn cả (tổ chức ban đầu chỉ là peclit).
a. Giản đồ chuyển biến đẳng nhiệt của austenit quá nguội
(giản đồ T - T - T) của thép cùng tích
Nh đ biết từ giản đồ pha Fe - C, khi làm nguội, austenit chỉ chuyển biến
thành peclit ở 727oC (tứcTo
= 0) khi làm nguội rất chậm, điều này không xảy ra
trong thực tế. Hy làm quen với một dạng làm nguội ít gặp trong thực tế nhng lại
rất tiện cho việc xác định ảnh hởng của độ quá nguội đến chuyển biến, đó là cách
làm nguội đẳng nhiệt: làm nguội nhanh austenit xuống dới Ar1 (ở dới nhiệt độ
này austenit trở nên không ổn định, chỉ tồn tại tạm thời trong một thời gian rồi sẽ
bị chuyển biến), giữ nhiệt ở đó rồi đo thời gian bắt đầu và kết thúc chuyển biến từ
austenit thành hỗn hợp ferit - xêmentit (ngời ta làm nguội đẳng nhiệt bằng cách
nhúng những mẫu nhỏ, mỏng đ austenit hóa vào các bể muối ở các nhiệt độ khác
nhau).
Giản đồ T - T - T
Tiến hành nh trên cho thép cùng tích (sau khi xác định thời gian bắt đầu
và kết thúc chuyển biến ở các nhiệt độ, đánh dấu chúng trên biểu đồ hệ trục nhiệt
độ - thời gian, cuối cùng nối các điểm bắt đầu với nhau, các điểm kết thúc với
nhau) ta đợc giản đồ chuyển biến đẳng nhiệt của austenit quá nguội cho thép này
nh biểu diễn ở hình 4.6. Giản đồ còn có tên đơn giản và thông dụng là giản đồ T T - T vì nó biểu thị sự chuyển biến (transformation) của austenit phụ thuộc vào
nhiệt độ (temperature) và thời gian (time). Giản đồ có hai đờng cong hình chữ
"C", trong đó chữ "C" đầu tiên (bên trái) biểu thị sự bắt đầu, còn chữ "C" thứ hai
biểu thị sự kết thúc của chuyển biến austenit thành hỗn hợp cùng tích ferit xêmentit (vì thế trong sách kỹ thuật của Nga ngời ta gọi nó là giản đồ chữ "C").
Đây là giản đồ rất quan trọng đối với nhiệt luyện thép và đợc sử dụng rất nhiều
để xác định tổ chức sau khi làm nguội austenit, cần nắm vững.

Hình 4.6. Giản đồ T- T- T của thép cùng tích.
Các sản phẩm của sự phân hóa đẳng nhiệt của austenit quá nguội
Từ giản đồ T - T - T thấy rằng khi austenit bị nguội (tức thời) xuống dới

727oC nó cha chuyển biến ngay, điều đó có nghĩa austenit còn tồn tại một thời
gian nhất định trớc khi chuyển biến, phân hóa và đợc gọi là austenit quá nguội,