Tìm hiểu về công nghệ sản xuất phân lân nung chảy và vấn đề môi trường .doc

Viết đề tài giá sinh viên – ZALO:0973.287.149-TEAMLUANVAN.COM
Tải tài liệu tại kết bạn zalo : 0973.287.149
BỘ GIÁO DỤC VÀ ĐÀO TẠO
TRƢỜNG ĐẠI HỌC BÁCH KHOA HÀ NỘI
---------------------------------------
TRƢƠNG QUỐC TÍNH
NGHIÊN CỨU HỢP KIM HOÁ VÀ XỬ LÝ NHIỆT THÉP
MANGAN CAO
Chuyên ngành: Khoa học và Kỹ Thuật Vật Liệu
LUẬN VĂN THẠC SĨ KỸ THUẬT
NGƢỜI HƢỚNG DẪN KHOA HỌC :
1. PGS.TS. LÊ THỊ CHIỀU
Hà Nội – 9/2013

MỤC LỤC
LỜI CAM ĐOAN............................................................................................................ 4
LỜI CẢM ƠN ................................................................................................................. 5
DANH MỤC CÁC KÝ HIỆU VÀ CÁC CHỮ VIẾT TẮT............................................ 6
DANH MỤC BẢNG....................................................................................................... 7
LỜI NÓI ĐẦU .............................................................................................................. 11
CHƢƠNG I: QUÁ TRÌNH NGHIÊN CỨU THÉP HADFIED TRONG.................... 13
VÀ NGOÀI NƢỚC...................................................................................................... 13
1.1. Quá trình nghiên cứu thép Hadfied trên thế giới. .............................................. 13
1.2. Tình hình nghiên cứu thép Hadfied trong nƣớc................................................ 14
CHƢƠNG II: TỔNG QUAN VỀ THÉP HADFIED ................................................... 17
2.1. Đặc điểm của thép Hadfied................................................................................ 17
2.2. Ảnh hƣởng của thành phần đến tổ chức và tính chất thép Hadfield. ................
19
2.2.1. Ảnh hƣởng của hàm lƣợng C và Mangan....................19
2.2.2. Ảnh hƣởng của các nguyên tố hợp kim. .................................................... 22
2.3. Ảnh hƣởng của xử lý nhiệt đến thép Hadfield. ................................................. 27
2.4. Ảnh hƣởng của kích thƣớc vật đúc................................................................... 30
2.5 Quy trình nhiệt luyện truyền thống..................................................................... 32
2.6. Cơ chế hoá bền thép........................................................................................... 35
2.7. Tiêu chuẩn kỹ thuật............................................................................................ 40
2.7.1. Tiêu chuẩn của Nga. ................................................................................... 40
2.7.2. Tiêu chuẩn của Mỹ. .................................................................................... 41
2.7.3. Tiêu chuẩn của Nhật................................................................................... 42
2.8 Công dụng của thép Hadfied. ............................................................................. 43
CHƢƠNG III: THỰC NGHIỆM.................................................................................. 45
3.1. Mục đích thí nghiệm.......................................................................................... 45

3.2. Phƣơng án thục nghiệm..................................................................................... 45
CHƢƠNG IV: KẾT QUẢ VÀ THẢO LUẬN............................................................. 48
4.1 Ảnh hƣởng của Valadi........................................................................................ 48
4.1.1 Ảnh hƣởng của vanadi khi không biến tính................................................ 48
4.1.2 Ảnh hƣởng của Valadi khi có chất biến tính. ............................................. 53
4.1.3 Nhận xét....................................................................................................... 57
4.2 Ảnh hƣởng của Crôm......................................................................................... 57
4.2.1. Phân tích tổ chức tế vi ................................................................................ 58
4.2.2 Độ cứng của mẫu......................................................................................... 64
4.2. Ảnh hƣởng của chế độ nhiệt luyện đến tổ chức tế vi........................................ 65
4.3 Ảnh hƣởng của nhiệt độ dỡ khuôn đến tổ chức tế vi của thép........................... 69
CHƢƠNG V: KẾT LUẬN........................................................................................... 75
TÀI LIỆU THAM KHẢO............................................................................................. 76

LỜI CAM ĐOAN
Tôi xin cam đoan bản luận văn này là công trình nghiên cứu của tôi. Các kết quả
nghiên cứu trong bản luận văn này hoàn toàn trung thực, chính xác và chƣa từng đƣợc
công bố ở bắt kỳ công trình hoặc cơ sở nào khác dƣới dạng luận văn.
Ngƣời cam đoan
TRƢƠNG QUỐC TÍNH

LỜI CẢM ƠN
Với lòng biết ơn sâu sắc, em xin chân thành cảm ơn cô giáo PGS.TS. Lê Thị
Chiều và TS. Phạm Mai Khánh, những ngƣời đã trực tiếp định hƣớng đề tài và tận tình
hƣớng dẫn em hoàn thành luận văn này.
Em xin chân thành cảm ơn các thầy cô trong bộ môn Vật Liệu và Công Nghệ
Đúc, ThS. Nguyên Dƣơng Nam đã giúp đỡ em trong suốt quá trình thực nghiệm,
nghiên cứu và hoàn thiện luận văn.
Ngoài ra cũng xin gửi lời cảm ơn chân thành tới công ty TNHH đúc thép hợp
kim Thắng Lợi VICO đã tạo điều kiện tốt và giúp đỡ em trong quá trình thực hiện đồ
án này.
Cuối cùng em xin chân thành cảm ơn gia đình, bạn bè, công ty nơi em đang làm
việc đã hỗ trợ, động viên em về mọi mặt.
Em xin chân thành cảm ơn!
Học viên: Trƣơng Quốc Tính

DANH MỤC CÁC KÝ HIỆU VÀ CÁC CHỮ VIẾT TẮT
Chữ viết tắt Tiếng Anh Tiếng Việt
Ms Macten Xit
γ Austenite
ASTM
American Society for Testing and Hiệp hội vật liệu và thử
Materials nghiệm hoa kỳ
SEM Scanning Electron Microscopy Kính hiển vi điện tử quét
HV Phƣơng pháp Vicker
EDS Electronic Data Systems
QTTT Quy trình truyền thống
QTCT Quy trình cải tiến
Cr Crôm
P Photpho
S Lƣu Huỳnh
V Vanadi

DANH MỤC BẢNG
Bảng 2.1 Tính chất cơ học của vật đúc 1,11%C-12.7%Mn-0.5%Si-0.043%P làm nguội
trong nƣớc từ 1040 ° C 1900 ° F) ................................................................................. 32
Bảng 2.2 Thành phần nguyên tố của mẫu thí nghiệm ................................................... 38
Bảng 2.3 Thành phần hoá học thép Hadfied theo tiêu chuẩn Nga. ............................... 40
Bảng 2.4. Cơ tính của vật đúc thành dày 30mm bằng mác 110Γ13A sau khi tôi 1050-
1100
0
C trong nƣớc ......................................................................................................... 40
Bảng 2.5 Thành phần hóa học % của các mác thép Hadfield của Mĩ theo tiêu
chuẩn ASTM A128-90 ở bảng dƣới: ..................................................................... 41
Bảng 2.6: Thành phần hóa học % của các mác thép Hadfield của Nhật theo tiêu
chuẩn JIS G5131-91ở bảng dƣới: .................................................................................. 42
Bảng 2.7 Cơ tính của các mác thép Hadfield ở trạng thái Austenit hóa theo JIS G5131-
91 .................................................................................................................................... 42
Bảng 4.1. Thành phần mẫu ............................................................................................ 57
Bảng 4.2 Chế độ nhiệt luyện của các mẫu thí nghiệm. ................................................. 70

DANH MUC CÁC HÌNH VẼ VÀ ĐỒ THỊ
Hình 2. 1 Mặt cắt giản đồ trạng thái Fe-13Mn-C................................................17
Hình 2. 2 Độ hoà tan C vào thép Mn (13%)........................................................19
Hình 2. 3 Sự thay đổi cơ tính theo hàm lƣợng cabcon của thép austenit mangan
chứa 12,2 đến 13,8% Mn. Số liệu lấy từ mẫu đúc nặng 3,6 đến 4,5 kg và kích
thƣớc ngang khoảng 25 mm, nhúng vào nƣớc từ 1040 đến 1095 0
C.................20
Hình 2. 4 Sự thay đổi cơ tính theo hàm lƣợng mangan củai thép austenit mangan
1,15% C. khối lƣợng đúc từ 3,6 đến 4,5 kg, chiều dày khoảng 25 mm, nung tôi ở
1040 đến 10950
C, làm nguội trong nƣớc. Thử va đập 20 lần tác động với lực
680J mỗi lần. ........................................................................................................21
Hình 2. 5 Ảnh hƣởng của a crôm, b molypden, và c hàm lƣợng niken
đến
các thuộc tính căng dãn của thép mangan đúc. Thép đã đƣợc đúc mẫu thử
nghiệm 25 mm, nung nóng đến 10950
C (20000
F , và tôi nƣớc. ........................23
Hình 2. 6 Tổ chức tế vi của thép Mn khi bổ xung Crôm ....................................23
Hình 2. 7 a Ảnh hiển vi quang học của thép Hadfield trong điều kiện nhƣ
đúc, b ảnh chụp hiển vi quang học của thép Hadfield trong điều kiện xử lý
nhiệt, c SEM hiển vi của không liên tục Fe, Mn 3C tại ranh giới của HV-
AMS-2alloyin điều kiện nhƣ đúc và d SEM hiển vi của Fe, Mn 3C trong HV-
AMS-3 hợp kim....................................................................................................26
Hình 2. 8 Hình ảnh nhiễu xạ tia X của HV-AMS-3 hợp kim trƣớc khi .............26
Hình 2. 9 cấu trúc đặc trƣng của thép mangan mác A 128 tiêu chuẩn ASTM
,
mã B-3. a Vị trí trên cùng là vật liệu đúc dày 76mm với lƣợng cacbit lớn dọc

theo biên hạt. b Vị trên bên dƣới: 76 mm vật liệu nung nóng đến 11200
C
(20500
F 76 mm và đƣợc tôi nƣớc......................................................................29
Hình 2. 10 Đƣờng nguội cho thép austenit mangan với các độ dày khác nhau . 31
Hình 2. 11 Quy trình nhiệt luyện truyền thống ...................................................33
Hình 2. 12 Ảnh trƣờng sang cấu trúc song tinh W-S Lee and T-H Chen’s group
from Department of Mechanical Engineering, National Cheng Kung University,
Tainan, Taiwan in 2011) ......................................................................................36
Hình 2. 13 Cấu trúc của thép sau đúc sau khi nhiệt luyện 930 và nguội trong
nƣớc .....................................................................................................................37
Hình 2. 14 Cấu trúc của thép sau đúc 1,28%C-12,64%Mn-0,53%Si-
2,74%Cr)
38
Hình 2. 15 Cấu trúc tế vi của thép khi thêm 1% V .............................................39
Hình 3. 1 Sơ đồ nhiệt luyện chế độ 1 ..................................................................46
Hình 3. 2 Sơ đồ nhiệt luyện chế độ 2 ..................................................................46
Hình 4. 1 Ảnh tổ chức tế vi của các mẫu thép không biến tính ......................... 49
Hình 4. 2 Hình ảnh SEM mẫu hợp kim hóa không biến tính: hình ảnh cacbit ... 51
Hình 4. 3Biểu đồ giá trị độ cứng khi thay đổi hàm lƣợng Vanadi ..................... 52
Hình 4. 4Ảnh tổ chức tế vi thực hiện biến tính và không biến tính ................... 54
Hình 4. 5 Ảnh tổ chức tế vi hàm lƣợng Vanadi 2% có biến tính và không biến
tính ........................................................................................................................
55
Hình 4. 6 Biểu đồ giá trị độ cứng khi thay đổi hàm lƣợng V, biến tính và không
biến tính ................................................................................................................ 56

Hình 4. 7 Ảnh tổ chức tế vi của mẫu không va đập ............................................58
Hình 4. 8 Phân tích EDS thành phần điểm mẫu sau nhiệt luyện a,b,c,d.............60
Hình 4. 9 Ảnh tổ chức tế vi của mẫu va đập sau nhiệt luyện..............................62
Hình 4. 10 Ảnh SEM mẫu sau va đập .................................................................62
Hình 4. 11 Tổ chức mẫu xe tăng T54 sau thời kỳ làm việc ................................63
Hình 4. 12 Giá trị độ cứng...................................................................................64
Hình 4. 13 Mẫu sau đúc và thành phần một số điểm ..........................................66
Hình 4. 14 Sơ đồ nhiệt luyện chế độ truyền thống..............................................67
Hình 4. 15 Tổ chức tế vi mẫu nhiệt luyện theo chế độ truyền thống ..................67
Hình 4. 16 Sơ đồ nhiệt luyện chế độ nghiên cứu ................................................68
Hình 4. 17 Tổ chức tế vi mẫu nhiệt luyện theo chế độ nghiên cứu.....................68
Hình 4. 18 Ảnh tổ chức của các mẫu dỡ khuôn ở các nhiệt độ khác nhau .........72

LỜI NÓI ĐẦU
Trong công cuộc xây dựng đất nƣớc, các ngành khai khai thác đất đá, sản xuất vật
liệu xây dựng, nhƣ xi măng… đang ngày phát triển. Theo đó, các loại phụ tùng thay thế
trong các máy xúc, các thiết bị đập nghiền khoáng vật cũng tăng theo. Nhiều loại phụ tùng
có nhu cầu lớn về số lƣợng nhƣ các loại là búa đập, tấm lót, răng gầu xúc… làm việc
trong điều kiện rất khắc nghiệt: vừa chịu mài mòn, vừa chịu va đập cao.
Trƣớc đây, các loại phụ tùng này phải nhập từ Liên Xô cũ, sau đó đƣợc mua ở
một số nƣớc khác nhƣ Đan Mạch, Pháp, Bỉ, Nhật, Tây Ban Nha, Thụy Điển, Trung
Quốc, Italia, Đài Loan, Hàn Quốc… với giá thành cao, ngoài ra việc nhập khẩu làm
giảm tính chủ động trong sản xuất.
Hiện nay một số doanh nghiệp trong nƣớc đã bắt đầu sản xuất các loại chi tiết
nói trên nhƣng chất lƣợng chƣa cao và đặc biệt là rất ít công trình nghiên cứu cơ sở lý
thuyết và công nghệ vật liệu sản xuất các chi tiết đó ở nƣớc ta.
Thép đƣợc dùng để sản xuất các loại búa đập nói trên là thép có hàm lƣợng
mangan cao với lƣợng các bon trên 1%.
Đặc điểm của thép này là khi có lực cơ học tác dụng lên nó thì một lớp trên bề
mặt bị biến cứng tƣơng tự nhƣ tôi bề mặt . Chiều dày lớp biến cứng tùy thuộc vào độ
lớn của lực tác dụng. Do lớp vật liệu bên trong vẫn còn dẻo dai nên thép chịu đƣợc va
đập. Khi lớp biến cứng bên ngoài bị mài mòn, thì lớp bên trong lộ ra, tiếp tục đƣợc
biến cứng để thay thế lớp bề mặt đã mất.
Chất lƣợng, tuổi thọ của các chi tiết phụ thuộc vào nhiều yếu tố công nghệ
nhƣng rõ rệt nhất là vào thành phần vật liệu và phƣơng pháp xử lý nhiệt.
Vì vậy, tôi đã chọn đề tài : “Nghiên cứu hợp kim hoá và xử lý nhiệt thép
Mangan cao ’’
Để có thể hoàn thành đƣợc đồ án này, tôi đã nhận đƣợc sự giúp đỡ rất nhiều
của các thầy, cô trong và ngoài bộ môn Vật liệu và công nghệ Đúc.

Cho phép tôi đƣợc gửi lời cảm ơn sâu sắc đến PGS.TS. Lê Thị Chiều, TS.
Phạm Mai Khánh vì sự hƣớng dẫn tận tình của thầy trong suốt quá trình làm tốt
nghiêp. Xin gửi lời cảm ơn chân thành đến ThS. Nguyên Dƣơng Nam. Ngoài ra cũng
xin gửi lời cảm ơn chân thành tới công ty TNHH đúc thép hợp kim Thắng Lợi VICO
đã tạo điều kiện tốt và giúp đỡ chúng tôi trong quá trình thực hiện đồ án này. Xin cảm
ơn gia đình và bạn bè đã ủng hộ chúng tôi trong suốt thời gian qua.

CHƢƠNG I
QUÁ TRÌNH NGHIÊN CỨU THÉP HADFIED TRONG
VÀ NGOÀI NƢỚC
1.1. Quá trình nghiên cứu thép Hadfied trên thế giới.
Năm 1982 nhà luyện kim ngƣời Anh tên là Robert Hadfield đã nấu luyện một
loại thép với hàm lƣợng mangan cao gần 13% . Từ năm 1878, Hadfield đã bắt tay vào
nghiên cứu các hợp kim của sắt với các nguyên tố khác, đặc biệt là với mangan. Sau đó
bốn năm, nhà luyện kim trẻ tuổi của xứ Sepfin này đã ghi trong nhật ký của mình nhƣ
sau: “Tôi đã bắt đầu những thí nghiệm này vì quan tâm đến việc sản xuất một loại thép
vừa cứng, đồng thời lại vừa dai. Các thí nghiệm đã dẫn đến một kết quả đáng chú ý,
rất quan trọng và đủ sức làm thay đổi các quan điểm hiện hành của các nhà luyện kim
đối với các hợp kim của sắt”. Năm 1883, ông đã đƣợc cấp bằng phát minh đầu tiên của
nƣớc Anh về thép mangan sản xuất bằng cách pha feromangan giàu mangan vào sắt.
Trong những năm tiếp theo, ông tiếp tục nghiên cứu những vấn đề liên quan với thép
mangan. Năm 1883, các công trình của ông “Nghiên cứu về mangan và việc sử dụng
nó trong ngành luyện kim”, “Nghiên cứu về một số tính chất mới phát hiện được của
sắt và mangan” và “Nghiên cứu về thép mangan” đã ra đời. Các công trình nghiên cứu
này đã chỉ ra rằng nếu đƣợc tôi trong nƣớc thì loại thép mangan này có thêm những
tính chất mới, rất ƣu việt. Sau đó, Hadfield còn nhận đƣợc hàng loạt bằng phát minh
nữa liên quan với việc nhiệt luyện thép mangan, và đến năm 1901 thì ông đƣợc trao
bằng phát minh về kết cấu của lò dùng để nung thép mangan trƣớc khi tôi. Ngày nay,
trải qua nhiều năm nghiên cứu và phát triển, thép Hadfield đã có những ứng dụng rất
nhiều trong các lĩnh vực công nghiệp. Đặc biệt là trong công nghiệp khai khoáng, công
nghiệp xi măng, đƣờng sắt… Đó là các chi tiết chịu mài mòn và chịu va đập dƣới áp
lực cao.

1.2. Tình hình nghiên cứu thép Hadfied trong nƣớc.
Nhu cầu thép hợp kim ở Việt Nam không ngừng tăng về số lƣợng cũng nhƣ
chủng loại, đòi hỏi chất lƣợng cũng ngày một cao. Để đáp ứng yêu cầu này đại bộ
phận phải nhập ngoại. Song nhiều khi do không thể nhập đƣợc đúng kích cỡ và quy
cách nên vật liệu sử dụng vừa lãng phí, vừa không đảm bảo đƣợc chất lƣợng sản phẩm
và thời gian yêu cầu.
Từ đầu những năm 1960 và những năm tiếp theo, cùng với việc phát triển các
nhà máy cơ khí, các phân xƣởng thép có lò điện hồ quang cỡ nhỏ, lò tần số cũng đƣợc
xây dựng. Các phân xƣởng này đã nấu luyện các loại thép hợp kim và đúc rót ra nhiều
chi tiết và một số thỏi nhỏ để rèn thay thế một phần cho nhập ngoại. Qua hơn 50 năm
phát triển, ở những nhà máy cơ khí này công suất thiết bị nấu luyện và chủng loại sản
phẩm thép hợp kim đƣợc tăng lên và mở rộng. Những sản phẩm trên đã góp phần khôi
phục và phát triển kinh tế. Song việc sản xuất đa phần còn mang tính tự cung tự cấp
trong từng ngành, từng cơ sở, và theo những yêu cầu riêng của từng thời kì, ít khi sản
xuất đƣợc hàng loạt mang tính hàng hóa lâu dài. Kinh nghiệm sản xuất và chất lƣợng
sản phẩm nhiều khi không đƣợc kế thừa và tiếp tục nâng cao. Đối với một số sản phẩm
ở một số cơ sở nhiều khi chất lƣợng sản phẩm hiện nay sản xuất còn kém mấy năm
trƣớc, thậm chí mấy chục năm trƣớc mà cơ sở đã từng sản xuất. Điều đó cũng giải
thích đƣợc với một lịch sử hơn 50 năm sản xuất thép hợp kim nhƣ vậy, nhƣng đến
nay, chất lƣợng sản phẩm này nói chung vẫn chƣa cao, không ổn định, chƣa đƣợc
khách hàng ƣa chuộng.
Trong những năm gần đây, nhiều cơ sở đã quan tâm đầu tƣ những trang thiết bị
khá hiện đại để nâng cao chất lƣợng sản phẩm. Nhƣng cũng còn phải có thời gian để
tích lũy kinh nghiệm và làm quen với thị trƣờng.
Hiện nay, phân xƣởng thép ở các nhà máy cơ khí ở nƣớc ta thƣờng có các lò
điện hồ quang cỡ từ 0,5 đến 3 tấn. Nhiều nhà máy cũng sản xuất các loại thép đúc nhƣ
thép hợp kim mangan cao làm răng gầu xúc, tấm lót lò xi măng, búa đá, thanh đập…

Với việc phát triển nhanh của công nghiệp xi măng, nhu cầu về tấm lót và các
phụ kiện cho ngành xi măng rất lớn, một số lò thép ở các nhà máy cơ khí xây dựng đã
có nhiều cố gắng trong việc đúc tấm lót và các phụ kiện thỏa mãn đƣợc ở mức đáng kể
nhu cầu của ngành này.
Đánh giá chung cho thấy ở nƣớc ta chƣa có ngành sản xuất thép chất lƣợng cao
và thép hợp kim. Chỉ mới có một vài nhà máy cơ khí trong và ngoài quân đội sản xuất
một số mác thép hợp kim với sản lƣợng rất nhỏ, chủ yếu là dƣới dạng đúc thép hoặc
phôi rèn, nhu cầu không ổn định, số lƣợng thƣờng rất nhỏ, tổ chức sản xuất số lƣợng
không nhiều, chƣa đảm bảo chất lƣợng, giá thành cao, kém sức cạnh tranh. Nguyên
nhân của việc này là:
- Do không chuyên nấu thép hợp kim nên hệ thống thiết bị nấu luyện chƣa đồng
bộ, ở tất cả các cơ sở, ngoài lò điện hồ quang hoặc lò trung cao tần, không có các thiết
bị xử lí tinh luyện ngoài lò…
- Do không nấu thép hợp kim thƣờng xuyên, mác thép hay thay đổi nên công nghệ
nấu luyện chƣa đƣợc thuần thục, cộng thêm chất lƣợng nguyên vật liệu hay biến
động và nói chung không đảm bảo làm ảnh hƣởng tới chất lƣợng thép.
- Công nghệ giai đoạn sau chƣa đƣợc chú ý đúng mức, hay có thể nói là chƣa
có điều kiện thực hiện. Phải thấy là việc tổ chức sản xuất thép hợp kim ở nƣớc ta
không dễ.
Việc sản xuất một mác thép mới cần đầu tƣ đáng kể về vật chất và về công
nghệ, trong khi nhu cầu thị trƣờng rất cần nhiều mặt hàng mà mỗi mặt hàng số lại
không nhiều, thời gian đòi hỏi thƣờng lại rất gấp, khách hàng quen dùng thép hợp kim
nhập ngoại (thép chế tạo nhập đƣợc miễn thuế , đồng thời khách hàng cũng chƣa tin
tƣởng vào thép nội sản xuất gặp rất nhiều khó khăn. Tình hình trên cản trở rất nhiều
việc tổ chức sản xuất thép chất lƣợng và thép hợp kim ở nƣớc ta. Mặt khác, việc sản
xuất thép hợp kim ở nƣớc ta hầu nhƣ hoàn toàn mô phỏng các mác thép của nƣớc
ngoài, cốt sao nấu cho đúng thành phần mác thép đó để sử dụng, chƣa cơ sở nào quan

tâm đến nghiên cứu và sản xuất các mác thép phù hợp với yêu cầu thực tế đề ra. Vì
vậy nghiên cứu, đề xuất các giải pháp công nghệ cho thép mangan cao là rất cần thiết
và đó cũng là lý do để đề tài này đƣợc thực hiện.

CHƢƠNG II
TỔNG QUAN VỀ THÉP HADFIED
2.1. Đặc điểm của thép Hadfied.
Thép Hadfield là loại thép có tính chống mài mòn đặc biệt cao khi làm việc
trong điều kiện va đập, dƣới tác dụng của ứng suất pháp. Dƣới tác dụng của ứng suất
tiếp nhƣ phun cát thép này lại bị mài mòn khá nhanh, nhƣ hầu hết các loại thép khác.
Do hàm lƣợng các nguyên tố hợp kim, đặc biệt là mangan cao, điểm chuyến biến
mactenxit Ms hạ thấp nên sau khi đúc và nhiệt luyện, thép Thép Hadfield có tổ chức
Austenite, chứa cacbon và mangan cao. Dƣới tải trọng va đập, Austenitee ở bề mặt,
nơi chịu va đập sẽ bị biến cứng, có độ cứng cao, trong khi đó lõi vẫn giữ nguyên tổ
chức Austenite dẻo dai. Do cơ chế tự biến cứng khi chịu va đập nên lớp bề mặt cứng
luôn tồn tại, cho đến khi bị mòn hết.
Hình 2. 1 Mặt cắt giản đồ trạng thái Fe-13Mn-C
Thành phần hóa học của thép Hadfield thông thƣờng nhƣ sau:
Mn = 10 – 14%, C = 1,0 – 1,4%, tỷ lệ C : Mn = 1 : 10

Và mác thép tương đương là Γ13 (theo tiêu chuẩn của Nga) có thành phần:
C Mn Cr Ni Si Cu P S
0,9-1,4 11,5-15,0  1,0  1,0 0,8-1,0  0,3  0,12  0,05
Giản đồ hình 2.1 cho thấy rằng với thành phần nguyên tố nhƣ thƣờng sử dụng,
sau khi nung đồng đều hóa thành phần trên 1000o
C, các nguyên tố hợp kim hòa tan
hoàn toàn vào austenit, khi làm nguội nhanh trong nƣớc, thép có thành phần đồng nhất
là γ austenite. Thép có thành phần khác nhau austenit sẽ chuyển thành mactensit ở các
nhiệt độ khác nhau, nhƣng nói chung đều có nhiệt độ bắt đầu chuyển biến Ms ở nhiệt
độ âm. Với thép chứa 13%Mn, 1,2%C, nhiệt độ chuyển biến là -196o
, vì vậy sau khi
đúc, nung tôi trên 1000o
, và làm nguội trong nƣớc, thép có tổ chức austenite. Ở trạng
thái đúc khi làm nguội chậm ví dụ nhiệt độ dỡ khuôn thấp và khi hóa già, thép có tổ
chức austenite và cacbit.
Đây là loại thép hợp kim đặc biệt, có một số tính chất sau:

Có độ cứng, dẻo dai đặc biệt khi chịu tải trọng lớn, tính chất này càng cao
khi tải trọng càng lớn.


Tính cơ học: độ bềnb = 800 – 1000MPa, độ dãn dài s = 40 – 50%,



Có tính đúc rất tốt, nhƣng gia công cơ khí kém, thƣờng chỉ dùng ở trạng
thái vật đúc

Tính đúc của thép Mn cao
Độ ngót khi đông đặc Độ co tuyến tính tự do Nhiệt độ đƣờng lỏng
6,0% 2,4 - 3,0% Khoảng 14000
C
Để đảm bảo các tính chất trên, sau khi đúc và nhiệt luyện, thép cần có tổ chức
hoàn toàn austenit, tránh việc tiết ra cacbit loại Fe,Mn 3C ở biên giới hạt. Tuy nhiên
gần đây, để tăng tính chống mài mòn cho thép, có nhiều nghiên cứu đề xuất các biện

pháp hợp kim hóa và xử lý nhiệt để trong tổ chức là austenit có cacbit nhỏ mịn phân bố
bên trong hạt.
2.2. Ảnh hƣởng của thành phần đến tổ chức và tính chất thép Hadfield.
2.2.1. Ảnh hƣởng của hàm lƣợng C và Mangan.
Cácbon là nguyên tố cùng với sắt tạo thành dung dịch rắn hoà tan có hạn, khi
hoà tan trong thép C làm tăng lƣợng Xementit, mở rộng vùng Austenite. Ngoài ra C có
thể kết hợp với một số hợp kim nhƣ Cr, W, Mn, Mo, Ti, V, Nb… tạo thành Cacbit
trong thép. Theo tiêu chuẩn ASTM A128-90 thì thành phần các nguyên tố của các mác
thép trong trong hình 2.2 không cho phép bất cứ chuyển hoá Austenit nào khi các hợp
kim đƣợc làm nguội trong nƣớc trên đƣờng Acm.
Đối với các chi tiết
lớn, kích thƣớc không đồng
đều, tính dẻo ở phần dày bị
giảm đi vì quá trình làm
nguội các phần dày chậm đi
so với phần mỏng hơn. Quá
trình này là nguyên nhân
hình thành cacbit dọc biên
hạt và những vùng nhánh
khác và có thể, ảnh hƣởng
của tất cả các vùng trong
khuôn trừ chỗ nhỏ nhất. Hình 2. 2 Độ hoà tan C vào thép Mn (13%)
Hình 2.2 cho thấy nhiệt độ Acm cho thép 13% Mn chứa từ 0,6 đến 1,4% C.
Các tính chất cơ học của thép austenit mangan khác hẳn so với cả hai thành
phần cấu thành chúng là cacbon và mangan. Khi hàm lƣợng cacbon tăng, khó mà giữ
tất cả cacbon trong dung dịch rắn, vì vậy cacbon tăng, độ dẻo giảm. Tuy nhiên, khi
tăng cacbon, khả năng chống mài mòn có xu hƣớng tăng. Vì vậy trong loại thép này,

hàm lƣợng cacbon thƣờng cao, khoảng 1,20% mặc dù tính dẻo có bị giảm. t khu sử
dụng hàm lƣợng cacbon trên 1,4% vì khi nhiệt luyện rất khó nhận đƣợc tổ chức hoàn
toàn austenit, mà thƣờng chứa cacbit ở biên hạt. Điều đó có thể làm ảnh hƣởng xấu
đến độ bền và độ dẻo. Ngoài ra sự thiên tích có thể tạo ra những vùng khác biệt về
thành phần. cục bộ ±17% ±0,2% C so với gía trị cacbon trung bình đƣợc xác định bằng
cách phân tích hóa học
Hình 2. 3 Sự thay đổi cơ tính theo hàm lượng cabcon của thép
austenit mangan chứa 12,2 đến 13,8% Mn. Số liệu lấy từ mẫu đúc
nặng 3,6 đến 4,5 kg và kích thước ngang khoảng 25 mm, nhúng vào
nước từ 1040 đến 1095 0
C
Nếu hàm lƣợng cacbon và mangan giảm ví dụ 0,53% C tƣơng ứng với 8,3%
Mn hoặc 0,62% C với 8,1% Mn, khả năng biến cứng cao vẫn có thể đạt đƣợc do sự
hình thành Mactenxit lập phƣơng tâm khối – bcc từ austenite dƣới áp lực. Tuy nhiên,
điều này không góp phần nâng cao khả năng chịu mài mòn ít nhất là với mài, nghiền áp
lực lớn nhƣ ngƣời ta vẫn tƣởng.

Hình 2. 4 Sự thay đổi cơ tính theo hàm lượng mangan củai thép austenit mangan 1,15%
C. khối lượng đúc từ 3,6 đến 4,5 kg, chiều dày khoảng 25 mm, nung tôi ở 1040 đến
10950
C, làm nguội trong nước. Thử va đập 20 lần tác động với lực 680J mỗi lần.
Mangan đóng góp một phần không nhỏ vào việc ổn định austenit bằng cách
làm chậm quá trình chuyển biến nhƣng không loại bỏ nó. Thép chứa 1,1% Mn, chuyển
biến đẳng nhiệt tại 3700
C (7000
F bắt đầu khoảng 15 giây sau khi thép đƣợc dập
nguội, còn với thép 13% hàm lƣợng Mn, quá trình chuyển hoá không diễn ra cho đến
tận giờ thứ 48.
Hình 2.4 cho thấy ảnh hƣởng của hàm lƣợng mangan đến độ bền và độ dẻo của
thép Austenit đúc sau khi đã đƣợc tôi trong nƣớc và xử lý đặc biệt. Ngƣời đã nghiên cứu
ảnh hƣởng của hàm lƣợng mangan lên đến khoảng 22%. Hàm lƣợng mangan có ít ảnh
hƣởng lên giới hạn chảy dẻo. Trong thử nghiệm, độ bền và độ dẻo tới

hạn tăng khá nhanh khi hàm lƣợng mangan lên đến khoảng 12% và sau đó có xu
hƣớng chững lại, dẫu vẫn còn một vài sự tăng cƣờng không đáng kể cho đến khi hàm
lƣợng đạt 13%.
2.2.2. Ảnh hƣởng của các nguyên tố hợp kim.
2.2.2.1. Ảnh hƣởng của Silic.
Silic có mặt trong tất cả loại của mác thép A 128 tiêu chuẩn ASTM bảng 2.5 của
thép austenit mangan. Silic ít khi đƣợc đƣa vào với hàm lƣợng lớn trừ khi dùng cho
mục đích sản xuất thép đặc biệt. Hàm lƣợng silic vƣợt quá 1% là không phổ biến.
Hàm lƣợng silic 1% và 2% có thể đƣợc sử dụng để gia tăng giới hạn chảy đến một
mức độ vừa phải, tuy nhiên với mục đích nhƣ vậy thì các nguyên tố khác lại đƣợc sử
dụng nhiều hơn. Độ bền giảm xuống đột ngột khi hàm lƣợng Si trên 2,2% nên thép
mangan chứa nhiều hơn lƣợng Si này trở nên vô giá trị. Mặt khác, mức silic dƣới 0,1%
lại làm cho tính lỏng giảm đi trong quá trình đúc.
2.2.2.2. Ảnh hƣởng của Photpho.
Ảnh hƣởng của P đến cơ tinh thể hiện ở sự tăng mạnh nhiệt độ chuyển biến từ
trạng thái dẻo sang giòn. Ngoài ra P còn làm tăng giới hạn chảy, làm giảm độ co thắt
tƣơng đối, giảm lan truyền vết nứt. Do đó việc khống chế hàm lƣợng P theo yêu cầu
qui định trong mác thép khá chặt chẽ.
2.2.2.3. Ảnh hƣởng của Crôm.
Với lƣợng cacbon thông thƣờng khoảng 1,15% thì C làm tăng ứng suất chảy
dẻo Hình 2.5 và tiến trình cản chịu ảnh hƣởng.

Hình 2. 6 Ảnh hưởng của (a) crôm,(b) molypden, và (c) hàm lượng niken đến các
thuộc tính căng dãn của thép mangan đúc. Thép đã được đúc mẫu thử nghiệm 25 mm,
nung nóng đến 10950
C (20000
F), và tôi nước.
Crôm bổ sung vào thép làm cơ tính
cải thiện đáng kể, và loại thép mangan cao
crôm ví dụ: mác thép A 128 - ASTM, loại
C có lẽ là phổ biến nhất. ASTM A 128, loại
B, cũng thƣờng có một ít crôm. Bổ sung đến
2% crôm nhƣ ở mác C không làm giảm bớt
độ dẻo dai. Tuy nhiên, nếu lớn hơn, ảnh
hƣởng của nó tƣơng tự nhƣ việc tăng hàm
lƣợng cacbon, nghĩa là làm giảm tính dẻo do
sự gia tăng khối lƣợng cacbit trong tổ chức
tế vi. Trong một số ứng dụng, khi kết hợp
Hình 2. 5 Tổ chức tế vi của thép Mn
khi bổ xung Crôm
với đồng, có thể sử dụng đến 6% hàm lƣợng crôm, nhƣng các loại ứng dụng này hiện
nay không còn đƣợc chú ý đến nữa. Crôm tăng cƣờng khả năng chống chịu phá huỷ và

ăn mòn khí quyển, mặc dù tác dụng này không phải lúc nào cũng nhƣ nhau, phụ thuộc
vào từng ứng dụng riêng biệt. Nó cũng đƣợc sử dụng lên đến 18% trong điện cực
cacbon thấp cho thép hàn mangan. Do tác dụng làm ổn định của crôm đối với cacbit sắt
nên nhiệt độ tôi thép chứa crôm cần phải cao hơn nhiệt độ tôi thép mangan thông
thƣờng trƣớc khi làm nguội trong nƣớc .
2.2.2.4. Ảnh hƣởng của Molyden.
Lƣợng molypden bổ sung thƣờng từ 0,5 đến 2%, đƣợc sử dụng để cải thiện
độ dẻo dai và khả năng chống nứt của vật đúc trong khi đúc và trong quá trình xử lý,
đặc biệt là khi làm nguội. Đồng thời molypden có tác dụng nâng cao độ bền của chi tiết
lớn. Trong thép mangan molypden hòa tan một phần trong dung dịch austenite, một
phần tạo nên cacbit sơ cấp hình thành trong quá trình kết tinh của thép. Molypden
trong dung dịch ngăn chặn quá trình tiết pha cacbit hoá giòn, tạo nên peclit, ngay cả khi
Austenit làm việc nhiệt độ trên 2750
C , khi chi tiết đang trong quá trình hàn hoặc lúc
sử dụng. Cacbit molypden sơ cấp tạo nên những lớp vỏ bọc kế tiếp nhau xung quanh
các nhánh cây austenit, chuyển chúng sang dạng hạt có lợi hơn, đặc biệt là khi hàm
lƣợng molypden vƣợt quá 1,5%.
Với thành phần 1% molypden ASTM A 128, mã E-1, và AWS A5.13, mã
EFeMn-B có khả năng chịu đƣợc sự nung nóng trong quá trình làm việc, điều mà các
mã tiêu chuẩn B-2, B-3 và B-4. Mã E-1 bị hạn chế. Các loại thép có molipden thích
hợp với việc đúc các chi tiết cỡ lớn đƣợc sử dụng trong máy nghiền, các chi tiết trong
quá trình hàn vá và hàn phủ thƣờng xuyên bị nung nóng.
Mã E-2, trong đó có khoảng 2% Mo, có thể đƣợc xử lý nhiệt đặc biệt để tạo
thành tổ chức cacbit mịn phân tán trong Austenit. Quá trình xử lý nhiệt này đòi hỏi sự
làm mịn hạt từng phần Bằng sáng chế Mỹ 1.975.746 bằng cách peclit hóa khoảng
5950
C (11050
F trong 12 giờ và nhúng vào nƣớc từ 9800
C (18000
F . Loại tổ chức này
có khả năng tăng độ chịu mài mòn trong các ứng dụng máy nghiền. Độ bền kéo của

các phần máy nghiền hình nón mòn dao động từ 440 đến 485 MPa 64 đến 70 ksi độ
bền nén, MPa 695 - 850 100 đến 125 ksi độ bền kéo, và 15 đến 25% độ dãn dài.
Việc thêm vào hơn 1% hàm lƣợng molypden có thể làm cho thép mangan có
thể nóng chảy cục bộ trong quá trình xử lý nhiệt. Sự nóng chảy trƣớc tiên xảy ra do có
sự hiện diện của các hợp chất có điểm nóng chảy thấp ở vùng giữa các nhánh cây và
dọc theo các biên hạt. Hiện tƣợng này có xu hƣớng tồi tệ hơn khi mà lƣợng P cao hơn
> 0,05% , ở nhiệt độ cao hơn và mức độ cacbon cao hơn > 1,3% trong thép.
Ngoài ra molypden đƣợc thêm vào thép mangan mã F để tránh hiện tƣợng hoá
giòn trong cả lúc đúc và trong điều kiện xử lý nhiệt.
2.2.2.5. Ảnh hƣởng của Ni.
Niken, với số lƣợng lên đến 4%, là nguyên tố ổn định Austenit vì nó luôn tồn
tại trong dung dịch rắn. Đặc biệt Ni ken có tác dụng ngăn chặn sự tiết ra cacbít ở
khoảng 300 đến 5500
C. Sự có mặt của niken giúp giữ đƣợc phẩm chất phi từ tính trong
thép, đặc biệt là ở các lớp bề mặt bị thoát cacbon. Niken bổ sung vào thép mangan cao
làm tăng độ dẻo, giảm độ bền kéo, và giảm sức chịu mài mòn thép mangan. Niken
đƣợc sử dụng chủ yếu trong các mác thép mangan có hàm lƣợng cacbon thấp và các
sản phẩm thép mangan đã đƣợc rèn bao gồm cả điện cực hàn . Trong các sản phẩm
rèn, niken đôi khi đƣợc sử dụng kết hợp với molypden.
2.2.2.6. Ảnh hƣởng của Vanadi.
Là nguyên tố tạo cacbit mạnh. Vanadi làm cho thép Mn tăng giới hạn chảy bao
nhiêu thì nó lại làm giảm độ dẻo bấy nhiêu. Vanadi đƣợc sử dụng trong thép mangan
biến cứng phân tán trong phạm vi hàm lƣợng từ 0,5 đến 2%. Vì sự ổn định của cacbit
vanadi, nhiệt độ tôi cần cao hơn, khoảng từ 1120 đến 11750
C và trƣớc đó nên già hoá
ở nhiệt độ từ 500 đến 6500
C. Trong một số ứng dụng nhất định yêu cầu độ bền nén hơn
700 MPa 100 ksi đƣợc cân đối với độ dẻo cho phép. Các thí nghiệm trên một hợp
kim austenit mangan - niken – molypden - vanadi cho thấy khả năng chịu mài mòn của
loại thép này không tốt nhƣ của các mã tiêu chuẩn.

Hình 2. 8 a) Ảnh hiển vi quang học của thép Hadfield trong điều kiện như đúc,(b)
ảnh chụp hiển vi quang học của thép Hadfield trong điều kiện xử lý nhiệt, (c) SEM
hiển vi của không liên tục (Fe, Mn) 3C tại ranh giới của HV-AMS-2alloyin điều
kiện như đúc và (d) SEM hiển vi của (Fe, Mn) 3C trong HV-AMS-3 hợp kim.
Hình 2. 8 Hình ảnh nhiễu xạ tia X của HV-AMS-3 hợp kim trước khi
thử nghiệm mài mòn

2.2.2.7. Ảnh hƣởng của Đồng.
Giống nhƣ niken, lƣợng đồng 1 đến 5% đã đƣợc sử dụng trong thép Austenit
mangan để ổn định austenite. Các ảnh hƣởng của đồng đến cơ tính của thép mangan
cao đã không đƣợc xác định rõ ràng. Một số quan điểm cho rằng đồng có thể có hiệu
ứng giòn hoá thép do độ tan hạn chế của nó trong austenite.
2.2.2.8. Ảnh hƣởng của Bitmut.
Các nguyên tố khác nhƣ bitmut và titan cũng đƣợc thêm vào để làm ổn định
thép mangan. Bitmut đã đƣợc phát hiện là có thể cải thiện tính gia công, đặc biệt là khi
kết hợp với mức độ mangan cao > 13% .
2.2.2.9. Ảnh hƣởng của Titan.
Titan có khả năng làm giảm cacbon trong Austenit bằng cách hình thành các
cacbit rất ổn định. Titan cũng có thể phần nào vô hiệu hóa ảnh hƣởng của phốt pho,
một số ứng dụng ở châu u dựa trên ý tƣởng này. Việc bổ sung <0,1% lƣợng vi hợp
kim: titan, vanadi, bo, zirconi, và nitơ có tác dụng cải thiện độ hạt trong thép Mn, tuy
nhiên đôi khi lại không phù hợp vì những nguyên tố này có thể làm giảm mạnh độ dẻo.
Nhiều hơn 0,2% nitơ dẫn đến trạng thái rỗ và thấm khí khi đúc. Nhìn chung chúng làm
giảm kích thƣớc hạt, làm giảm khả năng nứt và co ngót của thép.
2.2.2.10. Ảnh hƣởng của Lƣu huỳnh.
Hàm lƣợng lƣu huỳnh trong thép Mn ít ảnh hƣởng đến tính chất của nó, bởi vì
trong quá trình tinh luyện của mangan luôn loại bỏ lƣu huỳnh bằng cách giữ nó ở trạng
thái tạp chất sunfua tròn, vô hại. Tuy rừng ở thép đúc, những tạp chất nhƣ vậy là vô
hại, tuy nhiên, tốt nhất vẫn là giữ cho hàm lƣợng lƣu huỳnh ở mức thấp thiết, thực
nhất có thể để giảm thiểu số lƣợng tạp chất trong tổ chức tế vi, giảm nguy cơ tiềm ấn
sự hình thành các vết rạn, nứt trong quá trình sử dụng.
2.3. Ảnh hƣởng của xử lý nhiệt đến thép Hadfield.
Nhiệt luyện là công nghệ quan trọng và không thể thiếu đối với chế tạo cơ khí,
nó quyết định tính chất cơ lý tính của thép. Khả năng làm việc của vật liệu

chịu va đập, mài mòn, uốn, xoắn… phụ thuộc vào chế độ nhiệt luyện. Tuỳ theo tính
năng sử dụng của mỗi chi tiết, mà lựa chọn vật liệu và chế dộ nhiệt luyện tƣơng ứng để
cơ tính đạt đƣợc tối ƣu, có thời gian sử dụng cao nhất. Tƣơng tự, đối với thép mangan
cao, khâu nhiệt luyện quyết định khả năng sử dụng của chúng.
Lựa chọn các thôncg số nhiệt luyện
Do phải chịu xung lực hoặc chịu nén khi làm việc, yêu cầu trƣớc tiên của các
chi tiết sử dụng thép mangan cao là có khả năng chịu va đập cao. . Điều đó chỉ có thể
đạt đƣợc khi tổ chức thép là hoàn toàn austenite.
Trong quá trình đúc thép Mn trong khuôn, có nhiều trƣờng hợp vật đúc nguội
rất chậm. Điều này có thể làm austenite phân huỷ ra cacbit, nhất là khi thép đƣợc hợp
kim hóa bởi các nguyên tố tạo cacbit mạnh. Thƣờng cácbit đƣợc tiết ra
ở biên giới hạt, làm cho chi tiết giòn, dễ nứt vỡ, rút ngắn tuổi thọ làm việc. Sự phân
huỷ của austenite phụ thuộc vào thành phần thép và tốc độ làm nguội của khuôn đúc.
Vì vậy sau khi đúc, tổ chức của thép có thể là austenite và cacbit..
Quy trình nhiệt luyện truyền thống đối với thép mangan cao là nung đồng
đều hóa ở nhiệt độ 1010-1090o
C, sau đó nguội nhanh trong nƣớc. Mục đích của quá
trình nung tôi từ 1010-1090o
C là để hòa tan cacbit,vào austenite , sau khi nguội nhanh
trong nƣớc, nhận đƣợc tổ chức 100% austenite ổn định ở nhiệt độ phòng với lƣợng
các bon và các nguyên tố hợp kim hoà tan trong nó. Sau khi tôi, độ cứng của thép đạt
đƣợc trên 220HB tùy từng loại. Tổ chức austenite có khả năng chịu va đập tốt và đƣợc
hóa bền trong quá trình làm việc để tăng độ mài
mòn.
Nhƣ vậy, quy trình nhiệt luyện có nhiệm vụ đƣa tổ chức ban đầu về trạng thái
Austenite hoàn toàn, không có cacbit tiết ra ở biên giới và tạo ra cấu trúc có cỡ hạt nhỏ
nhất. Thép hợp kim Mn cao, tốc độ nâng nhiệt cần chậm vì độ truyền nhiệt của Mn
kém, dễ gây nứt do ứng suất nung.

Để đạt đƣợc độ bền kéo và độ dẻo mong muốn theo tiêu chuẩn, đòi hỏi phải
nhúng thép thật nhanh vào nƣớc ngay sau quá trình austenit hoá. Thông thƣờng, một
cấu trúc đạt yêu cầu là austenite hòa tan hết cacbon và mangan, về cơ bản không có
cacbit. Tuy nhiên không phải lúc nào cũng đạt đƣợc tổ chức đó, nhất là trong các chi
tiết cỡ lớn hoặc trong thép có chứa nguyên tố dạng cacbit nhƣ crom , molypden,
vanadium, và titan. Nếu sau khi tôi còn dƣ cacbit tồn tại trong tổ chức ở dạng hạt nhỏ
mịn, có vai trò nhƣ các hạt trung tính hoặc các hạt nhỏ phân bố trong hạt austenite thì
chúng không có tác dụng xấu, mà ngƣợc lại, sẽ tăng khả năng chống mài mòn cho
thép. Còn khi cacbit kết thành mảng, phân bố ở biên giới hạt thì tác hại của nó rất lớn,
sẽ gây giòn, phá hủy chi tiết. Hình 2.9 cho thấy tổ chức tế vi của một vật đúc bằng của
thép austenit mangan có chiều ngang 76 mm sau khi đúc, austenite hóa và tôi trong
nƣớc…
Hình 2. 9 cấu trúc đặc trưng của thép mangan mác A 128 (tiêu chuẩn ASTM), mã B-
3. (a) Vị trí trên cùng là vật liệu đúc dày 76mm với lượng cacbit lớn dọc theo biên
hạt. (b)Vị trên bên dưới: 76 mm) vật liệu nung nóng đến 11200
C (20500
F) 76 mm và
được tôi nước.

Thời gian giữ nhiệt ở nhiệt độ từ 1010 đến 10900
C tùy thuộc kích thƣớc chi tiết:
giữ 1 đến 2 giờ cho mỗi 25 mm độ dày. Sau đó nhúng vào nƣớc đƣợc khuấy đều.
Kích thƣớc hạt austenit là yếu tố hết sức quan trọng, nó ảnh hƣởng tới cả khả
năng chống va đập và mài mòn. Kích thƣớc hạt càng nhỏ, cơ tính càng cao. Tuy chịu
ảnh hƣởng chính từ nhiệt độ rót và quá trình làm nguội khi kết tinh, kích thƣớc của các
hạt austenit vẫn có chiều hƣớng phát triển trong quá trình giữ nhiệt, đặc biệt là trong
thép mangan rèn.
Sau khi nhiệt luyện thép mangan cần phải kiểm tra độ dai va đập mẫu thử là
thanh hình chữ V . Thƣờng thì thép có giá trị độ dai va đập rất cao. Mẫu thử Charpy
chỉ bị uốn cong khi bị kéo qua máy gia công, chứ không bị gãy. Cần chú ý là đôi khi
các số liệu không hoàn toàn chính xác do sự chuẩn bị mẫu vật không thật chính xác.
Vết khía hình V nên đƣợc cắt bỏ bằng cách mài để giảm thiểu việc hoá cứng ở đỉnh
Thép Austenite mangan giữ đƣợc độ dẻo ở nhiệt độ dƣới 0 và trên nhiệt độ Ms.
Thép dƣờng nhƣ miễn dịch với hydro hoá giòn. Độ cứng giảm dần khi nhiệt độ giảm.
Rất khó xác định nhiệt độ chuyển tiếp vì không có điểm nhọn trên đƣờng đồ thị độ bền
va đập - nhiệt độ trên hình vẽ khi nhiệt độ là – 850
C (-1200
F . Thép chứa niken và
mangan thƣờng sự tăng bền, nếu lƣợng cacbon và crom cao hơn thì không làm tăng độ
dai va đập. Ngoài các cơ tính nói trên nhiều thép mangan đồng thời yêu cầu có khả
năng chống mài mòn cao, nhất là khi chế tạo các chi tiết tiếp xúc với vật đập, bi
nghiền, đất đá. Trong trƣờng hợp đó chi tiết bị chà xát rất mạnh
2.4. Ảnh hƣởng của kích thƣớc vật đúc
Một trong những yếu tố quan trọng ảnh hƣởng đến cơ tính chi tiết là tốc độ
nguội trong nƣớc khi tôi, đối với các chi tiết có chiều dày lớn hoặc có kích thƣớc thay
đổi, rất khó để đảm bảo tốc độ truyền nhiệt một cách đồng đều từ bề mặt nóng sang
nƣớc đã đƣợc khuấy hoặc vƣợt quá tốc độ dẫn nhiệt cố định của kim loại.

Kết quả là, phần thép
thành dày có cơ tính ở trung
tâm thấp hơn hơn so vật đúc
mỏng. Hình 2.10 cho thấy tốc
độ làm nguội dự kiến khi 4
tấm kim loại với bốn độ dày
khác nhau đƣợc nhúng vào
nƣớc. Bảng 2.1 liệt kê thuộc
tính chung của mẫu thép
1.11C-12.7Mn-0.5Si-0.043P
đƣợc làm nguội trong nƣớc từ
nhiệt độ khoảng 9800
C .
Khi kích thƣớc chi tiết
Hình 2. 10 Đường nguội cho thép austenit
mangan với các độ dày khác nhau
tăng lên, độ bền kéo và độ dẻo giảm mạnh. Nguyên nhân đầu tiên là chi tiết cỡ lớn
không thể kết tinh đủ nhanh trong khuôn để ngăn chặn kích thƣớc hạt thô. Không thể
làm thay đổi đƣợc kích thƣớc hạt thô nhận đƣợc khi đúc bằng cách nhiệt luyện tiếp
theo ngoại trừ trƣờng hợp chi tiết đƣợc xử lý đặc biệt. Các số liệu trích dẫn trong bảng
2.1, cho thấy mẫu hạt nhỏ có độ bền kéo và độ dãn dài lớn hơn 30% so với những mẫu
hạt thô. Vì vậy nhiều nƣớc, đã có quy định cụ thể về độ hạt của vật đúc. Ngoài các yêu
cầu về cơ tính, vật đúc phải đáp ứng quy định theo tiêu chuẩn về độ hạt ví dụ Mỹ có
quy định độ hạt theco tiêu chuẩn ASTM – E8).
Để đạt đƣợc các yêu cầu về cơ tính, độ dày tối đa thông thƣờng của mẫu đúc ở
khoảng 127 đến 152 mm 5 đến 6 inch , mặc dù nhiều chi tiêt cần có độ dày lên đến 406
mm 16 in. cũng đã từng đƣợc đúc.

Bảng 2.1 Tính chất cơ học của vật đúc 1,11%C-12.7%Mn-0.5%Si-0.043%P làm nguội
trong nƣớc từ 1040 ° C (1900 ° F)
Chiều
Độ bền Độ bền Độ dãn
Độ giảm
Độ bền kéo
dày Loại hạt diện tích,
dài %(a)
mm MPa ksi MPa ksi % j Ft.lbf
50
Thô 338 49 635 92 37 37.5 137 101
Mịn 365 53 820 119 45.5 37.4 134 99
83
Thô 345 50 620 90 25 34.5 133 98
Mịn 359 52 765 111 36 33 115 85
140
Thô 338 49 545 79 22.5 25.6 115 85
Mịn 352 51 705 102 32 28.3 100 74
190
Thô 324 47 455 66 18 25.1 77 57
Mịn 359 52 725 105 33.5 29.2 66 49
Kích thƣớc hạt cũng là lý do chính cho sự khác biệt giữa thép mangan đúc và
thép mangan rèn có cỡ hạt tinh. Với thép mác B-2, độ chênh lệch về độ bền kéo và dãn
dài tƣơng ứng là 69 MPa và 9%.
Tùy theo kích thƣớc hạt, độ bền kéo của thép B-2 có giá trị phân tán từ 620 đến
1035 MPa và độ dãn dài từ 13 đến 67% .
Tính chất cơ học trong một chi tiết cũng khác nhau theo kích thƣớc từng phần.
Độ bền kéo, độ dãn dài giảm thấp hơn đáng kể khi so sánh các mảng có chiều dày 102
mm và các mảng có chiều dày 25 mm 1 inch . Vì độ dày của sản phẩm đúc thƣờng từ
102 đến 152 mm 4 đến 6 inch nên yếu tố này cần đƣợc cân nhắc cẩn thận với việc
phân loại các mác thép cho chính xác.
2.5 Quy trình nhiệt luyện truyền thống
Quy trình nhiệt luyện truyền thống đƣợc 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 cacbít mạnh.

Nhiệt độ
1050o
C
2h
Nước
Thời gian
Hình 2. 11 Quy trình nhiệt luyện truyền thống
Ảnh hưởng của nguyên tố hợp kim và quy trình nhiệt luyện dự kiến:
Các chi tiết nhƣ búa đập quặng, tấm lót máy nghiền, xích xe tăng…. khi
làm việc vừa chịu va đập vừa chịu mài mòn cao. Yêu cầu làm việc của thép mangan
cao là phải có độ dai va đập cao để không bị vở dƣới tải trọng nặng.
Thép có tổ chức austenite sau khi tôi sẽ đƣợc tăng bền bề mặt trong quá trình
làm việc. Cho đến nhiều năm gần đây ngƣời ta vẫn quan niệm rằng thép đƣợc tăng bền
là do austenite là pha dẻo dƣới áp lực cao đã chuyển biến thành mactensite là pha cứng
và cứ mỗi lần phần cứng bị mài mòn đi thì phần dƣới đó lại tiếp xuc với vật nghiền
hoặc đất đá và lại đƣợc biến cứng. Trên quan điểm đó lƣợng mangan đƣợc hạn chế
trong khoảng 11-14% vì nếu lƣợng mangan cao hơn, austenite trở nên ổn định và quá
trình hóa cứng do va đập sẽ kém hiệu quả. Mặt khác trên quan điểm đó các nguyên tố
tạo cacbit cũng không đƣợc hợp kim hóa vì lo ngại rằng cácbit tạo nên phân bố trên
biên giới hạt sẽ làm giòn hợp kim.
Tuy nhiên nhiều nghiên cứu gần đây phát hiện ra rằng dấu hiệu của chuyển biến
mactensite rất hiếm và mạng của austenite cũng không thay đổi trong quá trình làm

việc. Nhiều nhà nghiên cứu cho rằng austenit đƣợc hóa bền chủ yếu là do xô lệch hoặc
song tinh. Trên cơ sở đó, lƣợng mangan đƣợc đƣa vào thép không giới hạn, có thể lên
tới hơn 20%. Cùng với sự thay đổi hàm lƣợng mangan, sự hợp kim hóa cũng thay đổi,
bổ sung thêm nhiều nguyên tố tạo cacbit.
Nhƣ phần đầu đã phân tích khi cacbit đƣợc tạo ra nếu phân bố dọc theo biên
giới hạt sẽ gây giòn, giảm cơ tính của thép. Nhƣng nếu cacbit tồn tại dƣới dạng hạt
nhỏ mịn và phân bố đều trong hạt austenite thì sẽ làm tăng mạnh tính chống mài mòn.
Để có đƣợc sự phân bố cacbit hợp lý cần kết hợp quá trình đúc và nhiệt luyện
nhƣng quá trình nhiệt luyện có ý nghĩa quyết định.
Khi nghiên cứu thép mangan cao, tác gỉả bằng sáng chế Bằng sáng chế Mỹ
1.975.746 đã đƣa ra chế độ nhiệt luyện cho thép mangan mã E-2 xem bảng 2.5 , quy
trình nhiệt luyện bao gồm nung nóng vật đúc đến khoảng 5950
C, giữ nhiệt 8 đến 12 h
ở nhiệt độ này. Mẫu đúc tiếp tục đƣợc nung nóng đến khoảng 9800
C (18000
F để tái
tạo tổ chức austenit. Bƣớc này chuyển đổi vùng peclit thành austenite có chứa các hạt
cacbit nhỏ phân tán. Những hạt cacbit đã không hòa tan vào austenite khi nhiệt độ
austenit hoá không vƣợt quá 10100
C (18500
F . Sau khi tôi trong nƣớc nhận đƣợc tổ
chức austenit với các hạt cứng phân tán, cho độ bền nén cao hơn, độ cứng cao hơn, và
tính dẻo kém hơn so với kết quả thu đƣợc từ cùng một mẫu thép nhƣng đƣợc xử lý
đặc biệt với nhiệt độ austenit hoá cao hơn. Nhiệt luyện tiết pha phân tá biến cứng cho
phép dụng sử dụng hàm lƣợng cacbon cao, do đó có thể nâng cao khả năng chống mài
mòn.
Từ năm 2008 đến nay, các nhà nghiên cứu Trung Quốc, Đài Loan, Hàn Quốc đã
có nhiều bài viết về thép mangan, đặc biệt là về cơ chế hóa bền thép trong quá trình
làm việc và việc hợp kim hóa bằng các nguyên tố tạo cabit và cũng đã đƣa ra các quy
trình nhiệt luyện khác nhau.

Trong công trình này chúng tôi nghiên cứu đồng thời tăng độ dai va đập và tính
chống mài mòn cho thép bằng cách kết hợp kim hóa, quá trình đúc và nhiệt luyện.
Hàm lƣợng mangan trong thép cũng thay đổi, các nguyên tố hợp kim là các
nguyên tố tạo cacbit. Chế độ nhiệt luyện bao gồm: nung vật đúc lên 600o
C, giữ nhiệt
trong các thời gian khác nhau, sau đó nâng nhiệt độ lên nhiệt độ austenit hóa. Cuối
cùng làm nguội vật đúc trong nƣớc. Có thể giải thích quy trình đó nhƣ sau:
Sau khi đúc, nếu vật đúc đƣợc nguội nhanh, tổ chức tế vi sẽ hoàn toàn là
austenite. Trong trƣờng hợp vật đúc nguội không đủ nhanh nguội trong khuôn với các
chế độ dỡ khuôn khác nhau trong tổ chức tế vi ngoài austenite còn có cacbit. Do nguội
chậm, cacbit sẽ phân bố ở biên giới hạt.
Quá trình nung vật đúc đến 600o
C thực chất là quá trình hóa gìa tiết pha, trong
đó austenite phân hủy, tiết ra cacbit đều khắp trong hạt. Khi nung đến nhiệt độ tôi,
phần cacbit ở biên giới tạo ra khi làm nguội trong khuôn đúc sẽ hòa tan trƣớc vì năng
lƣợng hoạt hóa ở biên giới lớn hơn, còn lại cacbit trong hạt austenite làm tăng tính
chống mài mòn cho thép.
2.6. Cơ chế hoá bền thép
Từ trƣớc đến nay ngƣời ta quan niệm quá trình hoá bền của thép hadfied là do
quá trình austenite chuyến hoá thành mactenxit trong quá trình biến dạng. Qua quá
trình nghiên cứu ngƣời ta đã chứng minh đƣợc rằng, cơ chế hoá bền của thép hadfield
không phải chỉ do quá trình chuyến hoá austenit thành mactenxit nữa mà là do:
- Sự hình thành song tinh
- Sự có mặt của các peclit và các bít ở biên giới hạt.
Các loại thép mangan cao mới hiện nay ngoài việc sử dụng nhiều hàm lƣợng
Mn khác nhau còn thêm vào một lƣợng Cr, Mo, B, đất hiếm, v.v… so với thép Mn13
ban đầu. Độ bền, tính dẻo, độ dai va đập, khả năng chống mài mòn của các loại thép

mangan cao hơn so với thép truyền thống. Giá thành của loại thép mới bằng với loại
thép đúc truyền thống, trong khi hiệu quả lại gấp đôi.
Từ năm 1990, nhiều nhà khoa học đã chỉ ra rằng không có cơ chế chuyển đổi
Mactenxit mà là hình thành các cặp song sinh, xếp chồng. Bằng cách sử dụng thiết bị
hiện đại nhƣ kính hiển vi điện tử truyền qua, kính hiển vi điện tử quét .... Vì vậy, đã
chứng minh đƣợc độ cứng phụ thuộc vào cơ chế hình thành các cặp song sinh, xếp
chồng... Có nhiều nghiên cứu để chứng minh vấn đề nhƣ của "Mactenxit và biến dạng
thành song tinh trong thép Austenit" đƣợc thực hiện bởi V. Tsakiris, DV Edmonds b,
và những thành viên khác * W-S Lee và T-H Chen từ Bộ môn Cơ khí, Đại học Quốc
gia Cheng Kung, Đài Nam, Đài Loan vào năm 2011. Trong quá trình nghiên cứu,
nhóm đã chứng minh đƣợc rằng có sự hình thành song tinh trên nền austenite. Cụ thể
hình 2.12 Chúng ta có thể dễ dàng nhìn thấy các song tinh song song với nhau. Điều
này chứng tổ có sự hình thành các cấu trúc khác mà không có cấu trúc Martensitic.
Hình 2. 12 Ảnh trường sang cấu trúc song tinh (W-S Lee and T-H Chen’s group
from Department of Mechanical Engineering, National Cheng Kung University,
Tainan, Taiwan in 2011)

Ngoài cơ chế hoá bền hình thành song tinh thì theo một số nghiên cứu trên thế
giới đã tìm ra đƣợc, động thái tăng sức bền cơ học của thép Hadfield và ảnh hƣởng
của việc bổ sung các nghiên tố hợp kim. Theo báo cáo của Sun Wei, Zhang Jia, Tian
Xingna, Wang Junqing (Research Institute of Materials, Sany Heavy Equipment Co.,
Ltd., Shenyang 110027, China về “Research and development on new type of cast high
manganese steel” trên cơ sở thép Mn truyền thống họ tiến hành thay đổi hàm lƣợng
Mn và thêm vào một lƣợng Cr, Mo, B, đất hiếm, v.v… so với thép Mn13 ban đầu. Kết
quả cho độ bền kéo, tính dẻo, độ dai va đập, khả năng chống mài mòn cao hơn so với
thép đúc sử dụng chế tạo máy móc của mỏ than đá hiện nay. Điều này là do có nhiều
pearlite và cacbít xuất hiện ở biên hạt hình 2.13 và 2.14 . Sau khi tôi trong nƣớc,
pearlite hòa tan vào nền austenite, và phần lớn cacbít biến mất, hoặc chỉ 1 ít
cacbít thẳng nằm ở biên hạt. Kiểu cấu trúc này có lợi cho tính chất cơ học. Ta
cũng có thể thấy rất nhiều tinh thể song tinh trong cấu trúc, và sẽ làm tăng độ
bền của vật liệu kim loại.
Hình 2. 13 Cấu trúc của thép sau đúc (1,28%C-12,64%Mn-0,53%Si-2,74%Cr)

Hình 2. 14 Cấu trúc của thép sau đúc sau khi nhiệt luyện
(930 và nguội trong nước)
Không chỉ nguyên tố Crôm làm tăng cơ tính của thép Mn mà vanadium cũng
ảnh hƣởng rõ rẹt đến tổ chức của thép Mn . Ở nhiệt độ phòng, biến dạng song tinh
đóng vai trò quan trọng. Mức độ tăng sức bền đƣợc đánh giá là nhạy cảm với sự có
mặt của vanadium trên 1wt% (theo S.B.Sant, R.W.SMITH. Khoa Kỹ thuật Luyện
Kim, Đại học Queen, Kingston, Ontario, Canada).
Ngƣời ta tiến hành thí nghiệm với 6 mẫu giống nhau về kích thƣớc nhƣng thành phần
khác nhau, trong đó nhấn mạnh hàm lƣợng vanadi:
Bảng 2.2 Thành phần nguyên tố của mẫu thí nghiệm
Hợp Kim %C %Mn %V
R3 1.2 13.0 -
R16 1.2 13.0 1.0
R4 1.2 13.0 2.0
R6 0.8 13.0 -
Nung ở nhiệt độ 1150 trong 2h và môi trƣờng Argon và đƣợc tôi trong nƣớc.
Qua những số liệu của thí nghiệm ta thấy V đã ảnh hƣởng đến tính chất của thép
harfield:

* khi không có V, lƣợng cácbon giảm, tạo ra một hợp kim với tốc độ hoá bền
biến dạng và độ dai bình thƣờng nhƣng tính chảy déo kém
* Đối với cùng một lƣợng cacbon, nhƣng với 1% V hợp kim có tốc độ hoá bền
biến dạng và giới hạn chảy bình thƣờng nhƣng dộ dai kém
* với cùng hàm lƣợng C nhƣng V 2% tốc độ hoá bền tăng, giới hạn chảy tăng
và độ dai giảm đột ngột.
Điều này chứng tổ V đã tác động lên cấu trúc của thép
Cấu trúc tế vi của thép khi thêm 1%V ta thấy xuất hiện song tinh. Khi tăng độ
phóng đại ta quan sát thấy khuyết tật xếp chồng.
Hình 2. 15 Cấu trúc tế vi của thép khi thêm 1% V

Sự hình thành song tinh là cơ chế ban đầu cho hành vi hoá bền biến dạng trong
thép hadfied ở nhiệt độ phòng.
2.7. Tiêu chuẩn kỹ thuật.
2.7.1. Tiêu chuẩn của Nga.
Ở Nga chỉ có một mác thép Hadfield với ký hiệu 110Γ13A trƣớc đây là Γ13A
hay đơn giản hơn chỉ là Γ13 mà các điều kiện kỹ thuật của nó đƣợc quy định ở
ΓOCT2176 – 77
Bảng 2.3 Thành phần hoá học thép Hadfied theo tiêu chuẩn Nga.
C Mn Cr Ni Si Cu P S
0,9-1,4 11,5-15,0  1,0  1,0 0,8-1,0  0,3  0,12  0,05
Một số tính chất và tính công nghệ của 110Γ13A ở bảng dƣới:
Bảng 2.4. Cơ tính của vật đúc thành dày 30mm bằng mác 110Γ13A
sau khi tôi 1050-11000
C trong nƣớc
R0.2 Rm As Z
Độ dai va đập KCU ,J/cm2
,ở các nhiệt
độ,0
C
MPa MPa % % HB
+20 -20 -40 -60 -80
360- 650- 34- 34- 260- 240- 220- 190- 90- 186-
380 830 53 43 350 320 300 300 210 229
Giới hạn mỏi với n=106
chu trình R1=176 – 196 MPa trên mẫu thép có Rm =640
– 710 MPa)
R200= 882 Mpa R300=668 Mpa
R400= 441 Mpa R500=107 Mpa

Tính công nghệ:
- Tính hàn : không dùng cho kết cấu hàn
- Tính gia công cắt khi HB 229
- Nhạy cảm với đốm trắng : không
- Khuynh hƣớng giòn ram : không
- Tính đúc, nhiệt độ bắt đầu kết tinh, 0
C 1350 – 1370
2.7.2. Tiêu chuẩn của Mỹ.
Điều kiện của thép đúc Hadfield của Mĩ hợp kim hóa bằng Mn và có tổ chức
Austenit đƣợc quy định trong tiêu chuẩn ASTM A128 – 90, có các mác Grade A,
Grade B – 1, Grade B – 2, Grade B – 3, Grade B – 4, Grade C, Grade D, Grade E – 1,
Grade E – 2.
Bảng 2.5 Thành phần hóa học % của các mác thép Hadfield của Mĩ
theo tiêu chuẩn ASTM A128-90 ở bảng dƣới:
Grade C Mn Cr Mo Ni Simax Pmax
A 10,5-1,35 11,00min - - - 1,00 0,070
B – 1 0,9-1,05 11,5-14,0 - - - 1,00 0,070
B – 2 1,05-1,2 11,5-14,0 - - - 1,00 0,070
B – 3 1,12-1,28 11,5-14,0 - - - 1,00 0,070
B – 4 1,2-1,35 11,5-14,0 - - - 1,00 0,070
C 1,05-1,35 11,5-14,0 1,5-2,5 - - 1,00 0,070
D 0,7-1,3 11,5-14,0 - - 3,0-4,0 1,00 0,070
E – 1 0,7-1,3 11,5-14,0 - 0,9-1,2 - 1,00 0,070
E – 2 1,05-1,45 11,5-14,0 - 1,8-2,1 - 1,00 0,070
F 1,05-1,35 6,0-8,0 - 0,9-1,2 - 1,00 0,070

2.7.3. Tiêu chuẩn của Nhật
JIS G5131 – 91 quy định điều kiện kĩ thuật cho các mác thép Hadfield gồm 5
mác
SCMn H1 SCMn H2 SCMn H3 SCMn H11 SCMn H21
Bảng 2.6: Thành phần hóa học % của các mác thép Hadfield của Nhật
theo tiêu chuẩn JIS G5131-91ở bảng dƣới:
Mác thép C Mn Pmax Smax Simax Cr V
SCMnH10,90-1,3011,0-14,0 - - -
SCMnH20,90-1,2011,0-14,0 0,10 0,05 0,80 - -
SCMnH3 0,90-1,20 11,0-14,0 0,07 0,04 0,30- - -
SCMnH11 0,90-1,30 11,0-14,0 0,05 0,035 0,8 1,5-2,5 -
SCMnH21 1,00-1,35 11,0-14,0 0,07 0,04 0,80 2,0-3,0 0,4-0,7
0,07 0,04 0,80
Sau khi đúc thép đƣợc sử dụng ở trạng thái Austenit hóa ở trên 10000
C để khử
bỏ hòa tan hết cacbit Mn3C, thép có tổ chức hầu nhƣ hoàn toàn Austenit. Cơ tính sau
khi Austenit hóa tôi đƣợc giới thiệu ở bảng sau:
Bảng 2.7 Cơ tính của các mác thép Hadfield ở trạng thái Austenit hóa
theo JIS G5131-91
Mác thép
Nhiệt độ
R0.2min,MPa Rmmin,MPa A,min Ghi chú
austenit hóa,0
C
SCMnH1 1000 - - -
SCMnH2 1050 - 740 35
SCMnH3 1050 - 740 35
SCMnH11 1050 390 740 20
SCMnH21 1050 440 740 10

Theo JIS G5131-91 công dụng của thép nhƣ sau:
SCMn H1 - thông dụng thông thƣờng
SCMn H2 - thông dụng cao cấp không từ tính
SCMn H3 - ghi đƣờng sắt
SCMn H11 - cần giới hạn chảy và chịu mài mòn cao búa, má nghiền
SCMn H21 - xích xe ủi.
2.8 Công dụng của thép Hadfied.
Thép hợp kim Mangan cao mác Mn13Đ Nga có mác Γ13П đƣợc sử dụng để
chế tạo:

Răng gầu máy xúc đất, đá, sỏi.



Làm xích xe ủi, xe tăng.



Làm phễu chất liệu, làm ruột xoắn trong máy thiêu kết.



Làm mũi khoan đất, đá, sỏi.



Thanh đập nghiền, búa đá trong công nghiệp sản xuất xi măng.


Làm thân vỏ máy nghiền bi và nghiền xoáy, hàm má và thân máy nghiền
Mặc dù đã ra đời hơn 100 năm nay, các nghiên cứu nâng cao chất lƣợng thép
mangan cao vẫn rất phong phú. Các chi tiết làm bằng thép mangan là các chi tiết yêu
cầu cao cả khả chống mài mòn và độ dai va đập.
Các phân tích trong phần tổng quan nói trên cho thấy thép magan cao là một
loại thép đặc biệt. Trƣớc khi sử dụng, thép có tổ chức austenite với độ cứng thấp.
Trong quá trình sử dụng hợp kim đƣợc biến cứng, độ cứng, tính chống mài mòn tăng
lên. Cơ chế hóa bền thép cho đến nay vẫn tồn tại nhiều tranh cãi.
Nội dung cơ bản và cũng là mục tiêu của luận án này là nghiên cứu tăng khả
năng chống mài mòn cho thép bằng cách hợp kim hóa bởi các nguyên tố tạo các bít,
sau đó sử dụng chế độ nung tiết pha trung gian trƣớc khi nung tôi để sau khi nhiệt
luyện nhận đƣợc tổ chức austenite hạt nhỏ với các hạt cacbit nhỏ mịn phân bố đều bên
trong mà không có cacbit nằm trên biên giới hạt.Với tổ chức đó, khả năng chống mài
mòn sẽ tốt hơn.
Trên cơ sở trên trong khuôn khổ luận văn này chủ yếu giải quyết các vấn đề sau:

 Ảnh hƣởng của nguyên tố hợp kim đến thép Hadfield.

 Ảnh hƣởng của quá trình xử lý nhiệt đến Hadfield.

CHƢƠNG III
THỰC NGHIỆM
3.1. Mục đích thí nghiệm

Khảo sát sự ảnh hƣởng của crom và vanadi đến tổ chức và cơ tính của thép
Mangan cao



Khảo sát của nhiệt độ dỡ khuôn ảnh hƣởng đến thép Mn



Ảnh hƣởng của các chế độ nhiệt luyện đến tổ chức của thép Mn

3.2. Phƣơng án thục nghiệm
* Nấu luyện 3 mẻ thép mangan cao với hàm lƣợng Vanadi thay đổi V = 0, 1, 2
% mỗi mẻ chia làm hai lần rót không biến và có biến tính bằng Fero silic với hàm
lƣợng 1%. Qúa trình này đƣợc tiến hành tại phòng thí nghiệm Bộ môn Kỹ thuật gang
thép . Thực hiện:
* Nghiên cứu sự thay đổi tổ chức và cơ tính của thép Mangan cao khi có
lƣợng V = 0,1,2%, đồng thời nghiên cứu tổ chức của thép khi không sử dụng chất
biến tính và và khi sử dụng chất biến tính FeSi.
* nghiên cứu ảnh hƣởng của hàm lƣợng Crom đến tổ chức và cơ tính của thép
sau nhiệt luyện với các mẫu có thành phần Cr thay đổi.
* Nghiên cứu sự thay đổi tổ chức khi thay đổi chế độ nhiệt luyện, để tìm kiếm
chế độ nhiệt luyện hợp lý.
* Cùng một mác vật liệu, tiến hành 2 chế độ nhiệt luyện: mác thép 13% Mn và
1% Cr):
Sau khi đúc, tiến hành nhiệt luyện 6 mẫu thép của 3 mẻ thép nhƣ sơ đồ hình 3.1
tại lò nhiệt luyện Bộ môn Vật liệu học và Xử lý nhiệt bề mặt.
Chế độ 1: Vào lò 9000
C - Nâng lên 10500
C giũ nhiệt 2h làm nguội trong nƣớc
tuần hoàn Tổng thời gian nhiệt luyện kể từ lúc vào lò là 7h

Nhiệt độ (o
C)
1200
1050o
C
1000
900
2h
Nước
Hình 3. 1 Sơ đồ nhiệt luyện chế độ 1
Thời gian( Giờ)
Chế độ 2: Vào lò nhiệt độ phòng; nâng lên 6000
C giữ nhiệt trong 3h, nâng lên 10500
C
giũ nhiệt 3h làm nguội trong nƣớc tuần hoàn. Tổng thời gian nhiệt luyện kể từ lúc vào
lò) là 17h
Nhiệt độ (o
C)
1200
1000
600
1050o
C
2h
650o
C Nước
2h
Thời gian( Giờ)
Hình 3. 2 Sơ đồ nhiệt luyện chế độ 2

Các mẫu đƣợc nấu trong lò cảm ứng trung tần, rót vào khuôn cát hình trụ có D
= 30mm. Thành phần sau đúc đƣợc kiểm tra bằng máy quang phổ phát xạ, chi tiết xem
ở bảng 1.
Các mẫu đƣợc xác định thành phần hóa học tại Viện Tên Lửa – Viện Khoa Học &
Công Nghệ Quân Sự.
Phân tích tổ chức tế vi trên kinh hiển vi quang học Axiovert 25A & 100A tại Bộ
môn Vật liệu học và Xử lý nhiệt bề mặt, kính chuyên dụng kính dùng để quan sát và
chụp ảnh tổ chức tế vi kim loại và hợp kim với độ phóng đại chụp ảnh thông thƣờng từ
50-1000 lần tại Bộ môn Vật liệu học xử lý nhiệt và bề mặt – Viện Khoa học và Kỹ
thuật Vật liệu, Trƣờng Đại học Bách Khoa Hà Nội.

CHƢƠNG IV
KẾT QUẢ VÀ THẢO LUẬN
4.1 Ảnh hƣởng của Valadi
4.1.1 Ảnh hƣởng của vanadi khi không biến tính *
Thành phần hóa học
Thành phần hóa học của các mẫu đƣợc ghi trong các bảng sau:
Mẫu 1: 0% V, không biến tính V01
Fe C Si Mn P S Cr Mo Ni Al Cu V
75,24 0,95 0,32 19,68 0,06 0,03 2,8 0,29 0,08 0,008 0,13 0,07
Mẫu 2: 0%V biến tính bằng FeSi V02
74,37 0,87 1,1 20 0,06 0,02 2,8 0,27 0,08 0,007 0,14 0,06
Mẫu 3;1% V không biến tính V11
67,6 0,99 0,36 25 0,049 0,03 3,2 0,34 0,07 0,01 0,16 1,1
Mẫu 4: 1% V biến tính bằng FeSi V12
68,04 0,95 1,12 25 0,04 0,02 3,1 0,34 0,07 0,007 0,12 1,03
Mẫu 5: 2% V không biến tính V21
66,68 0,89 0,49 26 0,05 0,03 2,6 0,33 0,07 0,007 0,15 1,9

Mẫu 6: 2% V biến tính bằng FeSi V22
66,69 0,84 1,01 26 0,04 0,03 2,6 0,34 0,07 0,009 0,2 1,99
* Phân tích ảnh tổ chức tế vi
Khảo sát sự thay đổi hàm lƣợng Vanadi trên các mẫu không thực hiện biến tính
và đƣợc xử lý trong điều kiện không có che phủ than mẫu 1,3,5
a) Mẫu 0%V b) Mẫu 1%V
c) Mẫu 2%V d) Mẫu 2%V
Hình 4. 1 Ảnh tổ chức tế vi của các mẫu thép không biến tính

Sau khi làm nguội trong nƣớc từ trạng thái austenite hóa, nghiên cứu tổ chức các
mẫu:
*Thép không hợp kim hóa,
* Hợp kim hóa bằng Vanadi với các hàm lƣợng thay đổi và cùng ở một chế độ
nhiệt luyện nhận thấy:

Ở mẫu không
khoảng 100µm (hình

sau này.
hợp kim hóa V, nhận thấy kích thƣớc hạt tƣơng đối thô, vào
4.1a). Kích thƣớc hạt thô to sẽ ảnh hƣởng đến cơ tính của mẫu

Trên ảnh tổ chức tế vi cũng cho thấy sau khi nhiệt luyện, các mẫu đƣợc hợp kim

hóa vanadi 1%V, cacbit vanadi đã hòa tan vào nền. Tổ chức sau nhiệt luyện có cỡ hạt
nhỏ mịn hơn so với khi không hợp kim hóa. Mẫu hợp kim hóa 1%V, kích thƣớc hạt
thu đƣợc khoảng 70 µ (hình 4.1b).

Khi hợp kim hóa với 2%V, kích thƣớc hạt thu đƣợc khoảng 60 µm( hình 4.1c,
4.1d).



Với hàm lƣợng 2%V nhận thấy: Trên mẫu còn tồn tại cacbit (hình 4.1c, 4.1d).

Điều đó chứng tỏ rằng khi hợp kim hóa 2%V, nếu tôi ở nhiệt độ 1050o
C, cacbit chƣa
hoàn toàn tan hết vào austenite, cacbit có mặt trên biên giới hạt, thậm chí còn nhìn thấy
dấu hiệu thiên tích sau đúc. Điều này ảnh hƣởng xấu đến cơ tính của thép vì cacbit trên
biên giới hạt sẽ là nơi tập trung ứng suất và dễ gây phá hủy chi tiết khi làm việc. Để
khắc phục hiện tƣợng này cần chú ý là khi tăng lƣợng nguyên tố tạo cacbit mạnh, cần
phải tăng nhiệt độ hoặc thời gian để đảm bảo sự đồng đều hóa nguyên tố hợp kim trong
austenite.

Việc thực hiện giữ nhiệt ở 6500
C trong hai giờ tạo điều kiện tiết ra cacbit nhỏ

mịn bên trong hạt làm tăng độ cứng của mẫu. Hình 4.2 là ảnh phân tích SEM mẫu
1%V không biến tính. Trên ảnh có thể nhìn thấy hình cacbit rất nhỏ mịn (3µm) với
thành phần phức

Hình 4. 2 Hình ảnh SEM mẫu hợp kim hóa không biến tính: hình ảnh cacbit

Ảnh hƣởng của vanadi đến độ cứng
Hình 4. 3 Biểu đồ giá trị độ cứng khi thay đổi hàm lượng
Vanadi Phân tích giá trị độ cứng của mẫu sau nhiệt luyện nhận thấy:

Từ kết quả độ cứng cho thấy nếu tăng thêm 1%V vào trong mẫu giá trị độ cứng

tăng lên đáng kể: mẫu 0%V giá trị độ cứng là 193HV khi cho thêm 1%V giá trị độ
cứng tăng lên 266HV. Điều này cho thấy khả năng tăng độ cứng rõ rệt khi cho thêm V.
Có thể giải thích hiện tƣợng trên nhƣ sau: Từ kết quả ảnh tổ chức nhận thấy cacbit của
V với chế độ nhiệt luyện trên đã tan hết vào trong nền austenite làm tăng bền cho nền .

khi cho thêm V kích thƣớc hạt sau nhiệt luyện nhỏ mịn hơn, đều hơn; Tuy nhiên
khi tăng đến 2%V thì giá trị độ cứng lại giảm xuống. Dựa vào kết quả phân tích ảnh tổ

chức ở hình 4.1 c,d có thể thấy rằng nếu tăng lên 2%V, trên biên giới hạt xuất hiện
cacbit Vanadi chƣa tan hết dẫn đến hiệu quả tăng độ cứng không những không tăng lên
mà còn giảm đi.


Từ đây có thể kết luận với chế độ nhiệt luyện này thì mức hợp kim hóa hiệu quả

là 1%V.
4.1.2 Ảnh hƣởng của Valadi khi có chất biến tính.
Một phƣơng pháp có thể tạo ra tổ chức nhỏ mịn trong các hợp kim là sử dụng
hỗn hợp các nguyên tố RE-FeSi).
RE hỗn hợp đất hiếm là một tập hợp bao gồm 15 nguyên tố hợp kim có số thứ
tự từ 18 đến 32 trong bảng Tuần Hoàn Li, Re, Ce..... . Đặc điểm nổi bật của các
nguyên tố này là ái lực rất mạnh của chúng đối với oxy và lƣu huỳnh. Khi có mặt các
nguyên tố hiếm, gang, thép đƣợc khử sâu các nguyên tố nói trên, chất lƣợng đƣợc nâng
lên rất nhiều. Các nguyên tố đất hiếm còn thể hiện khả năng biến tính rất mạnh: Các
oxyt đất hiếm Cs2O3 ;La2O3 với các hệ mặt xếp chặt 110 , 100 có độ lệch hƣớng tinh
thể so với Fe ∂ chỉ là 5% trong khi Al2O3 với Fe ∂ là 16% còn SiO2 lvới Fe ∂ là
22%. Khi Fe ∂ chuyển thành austenit, pha này cũng nhỏ mịn. Do đó đất hiếm làm nhỏ
hạt cho tổ chức nền. Khi có mặt đất hiếm, nền austenit không còn tổ chức nhánh
cây.Với các thành phần tổ chức phi kim loại đặc biệt là cacbit, đất hiếm làm thay đổi
thành phần, hình thái, và mức độ phân tán của chúng.
4.1.2.1. Phân tích tổ chức
Khảo sát các mẫu ở chế độ nhiệt luyện không che phủ nhƣng có thực hiện biến
tính mẫu 2,4,6 và không biến tính:

a ) Mẫu 0%V không biến tính b ) Mẫu 0%V có biến tính
Hình 4. 4 Ảnh tổ chức tế vi thực hiện biến tính và không
biến tính
Quan sát ảnh tổ chức tế vi của hai mẫu có biến tính và không biến tính nhận
thấy:
 Kích thƣớc hạt của mẫu không biến tính thô, khoảng 100µm Hình 4.3 a )
và không đều. Hơn nữa trên biên giới hạt xuất hiện các vết đen, nghi rằng đó là cacbit
Cr không hòa tan vào nền. Cacbit tập trung không đều trên biên giới hạt.

 Mẫu có biến tính có kích thƣớc hạt nhỏ hơn và đồng đều hơn Hình 4.3 b
). Cacbit Crom không còn tập trung trên biên giới hạt mà tan hết vào bên trong nền
austenite. Việc kích thƣớc hạt nhỏ hơn, đều hơn và cacbit không tập trung sẽ cải thiện
cơ tính của thép.

a.Mẫu 2%V không biến tính b.Mẫu 2%V có biến tính
Hình 4. 5 Ảnh tổ chức tế vi hàm lượng Vanadi 2% có biến tính
và không biến tính
Với các mẫu hợp kim hóa 2% V cũng cho kết quả tƣơng tự. Các mẫu có biến
tính cho thấy kích thƣớc hạt đồng đều hơn so với mẫu không biến tính. Tuy nhiên, khi
hợp kim hóa đến 2%V cũng cho thấy vẫn còn cacbit trên biên giới hạt. Điều này cho
thấy nếu thực hiện hợp kim hóa với hàm lƣợng V cao cần phải thực hiện nâng cao
nhiệt độ hoặc thời gian giữ nhiệt để đảm bảo quá trình hòa tan cacbit và đồng đều hóa
ngay cả trƣờng hợp có chất biến tính.
4.1.2.2. Ảnh hƣởng của biến tính đến độ cứng
Các mẫu sau khi nhiệt luyện tiến hành đo độ cứng theo tiêu chuẩn HV, kết quả
đƣợc lấy giá trị trung bình sau 3 lần đo. Ảnh hƣởng của biến tính tới thép đƣợc hợp
kim hóa bằng vanadi
* Mẫu số : 0,1,2 % V không biến tính
Mẫu V01 V11 V21
Độ cứng HV 193 238 245

* Mẫu số: 0,1,2 % V có biến tính
Mẫu V02 V12 V22
Độ cứng HV 202 270 242
- Đồ thị biểu diễn quan hệ giữa mẫu có biến tính và không biến tính
Hình 4. 6 Biểu đồ giá trị độ cứng khi thay đổi hàm lượng V, biến
tính và không biến tính
Nhận xét:

Phân tích biểu đồ độ cứng của mẫu khi biến tính cho thấy đối với mẫu không
hợp kim hóa V và hợp kim hóa 1%V giá trị độ cứng tăng lên sau khi thực hiện biến
tính. Với mẫu 0%V có biến tính giá trị độ cứng tăng từ 193HV lên 202HV; mẫu 1%V
có biến tính giá trị độ cứng tăng từ 266HV lên 270HV. Điều này hoàn toàn phù hợp
với kết quả phân tích ảnh tổ chức tế vi ở trên: Khi thực hiện biến tính độ hạt trở nên

đồng đều hơn và kích thƣớc hạt nhỏ mịn hơn.

Tuy nhiên với mẫu 2%V thì giá trị độ cứng giảm từ 245HV không biến tính
xuống 242HV khi có biến tính. Nhận thấy giá trị độ cứng thay đổi không đáng kể,


thậm chí hơi giảm xuống. Có thể thấy là khi lƣợng nguyên tố tạo cacbit tăng, cacbit
tạo ra nhiều hơn và kích thƣớc thô hơn làm giảm cả độ bền và độ dẻo. Điều này, một
lần nữa cho thấy với mẫu 2%V, nhiệt luyện không mang lại hiệu quả hóa bền đáng kể.
4.1.3 Nhận xét
Vanadi có khả năng tạo pha cacbit phân tán mịn trên biên giới hạt. Sau khi
nhiệt luyện cacbit này phân bố đều vào trong hạt austenite làm cho độ cứng của thép
tăng.
- Với cùng một thành phần và cùng chế độ nhệt luyện khi thép có chất biến tính
thì độ cứng cũng cao hơn.
Nguyên nhân: khi có mặt chất biến tính nó đã làm giảm kích thƣớc và hình
dáng của tinh thể sơ sinh bằng cách biến tính nhỏ mịn hạt qua quá trình tạo tâm mầm
kết tinh cụ thể:
+ Nó đã tác động lên pha nền làm nhỏ mịn pha nền austenite của thép
+ Tác động nên pha thứ hai: Làm nhỏ mịn các hạt các bít trong thép
- Khi tăng hàm lƣợng V tới 2% nhận thấy giá trị độ cứng có phần giảm xuống
do trong thép xuất hiện nhiều cacbit ở biên giới hạt. Tuy có dùng chất biến tính nhƣng
giá trị độ cứng vẫn không thể tăng do hợp kim quá nhiều cacbit làm xấu cơ tính của
thép. Bởi vậy khuyến cáo dùng hàm lƣợng V dƣới 2%.
=> Khi trong thép có tổ chức, có hạt càng nhỏ mịn thì cơ tính của thép càng tăng.
- Khi thực hiện che phủ đối với mẫu thì hiện tƣợng thoát cacbon gần nhƣ
không xảy ra và giá trị độ cứng của mẫu tăng lên.
4.2 Ảnh hƣởng của Crôm
Bảng 4.1. Thành phần mẫu
Mẫu Fe C Si Mn Cr
1 83.4 0.80 1.10 13.70 0.3
2 82.9 1.13 0.78 12.80 1.91
3 81.6 0.85 1.13 12.90 2.53

Các mẫu sau đúc đƣợc cắt thành các mẩu có chiều cao 20mm, đƣợc nhiệt luyện
ở cùng chế độ nhƣ hình 3, sau đó một số mẫu đƣợc xử lý va đập.
Các mẫu đƣợc tiến hành đo độ cứng và quan sát tổ chức tế vi. Các thí nghiệm
trên đƣợc thực hiện tại Viện Khoa học và Kỹ thuật Vật liệu – Trƣờng Đại học Bách
Khoa Hà Nội.
4.2.1. Phân tích tổ chức tế vi
4.2.1.1. Mẫu không va đập
50 µm 50 µm
a. Tổ chức tế vi mẫu 0%Cr b. Tổ chức tế vi mẫu 2%Cr
20 µm
c. Tổ chức tế vi mẫu 2.5%Cr
Hình 4. 7 Ảnh tổ chức tế vi của mẫu không va đập

a
b

c
d
Hình 4. 8 Phân tích EDS thành phần điểm mẫu sau nhiệt luyện(a,b,c,d)

Ảnh tổ chức cho thấy mẫu không hợp kim hóa Cr có kích thƣớc hạt thô khoảng
trên 100 đến 120µm. hình 4.7a .
Khi thực hiện hợp kim hóa bằng Cr, kích thƣớc hạt trong thép nhỏ mịn hơn.
Kích thƣớc hạt lúc này giảm còn khoảng 40 - 50µm (hình 4.7b, c)
Ảnh tổ chức của ba mẫu nghiên cứu cho thấy tổ chức sau nhiệt luyện đều có nền
là Austenite. Trong các mẫu đƣợc hợp kim hóa kết hợp quy trình nhiệt luyện nhƣ trên
hình 3, xuất hiện các hạt đen trong hạt Austenite . Dự đoán đó là Carbide phân tán bên
trong nền austenite.
Sự xuất hiện cacbit bên trong hạt pha nền hình 4.7b, c có thể giải thích là việc
giữ mẫu ở 650o
C trong 2 giờ đã thúc đẩy quá trình tiết ra cacbit nhỏ mịn cả trên biên
giới hạt và khắp trong hạt. Khi tiếp tục nung và giữ mẫu ở nhiệt độ tôi 1050o
C), cacbite
ở biên giới hạt với độ linh động lớn hơn hoà tan vào austenite. Các hạt cacbite trong
hạt hoà tan chậm hơn, một số hạt không kịp tan vào austenite, nằm bên trong hạt pha
nền. Các hạt cacbite phân tán trong tổ chức có vai trò nhƣ những cái chốt, ngăn cản sự
lớn lên và sát nhập của austenite trong quá trình nung tôi, kết quả là mẫu nhận đƣợc tổ
chức nhỏ mịn với các bite phân tán đều trong hạt.
Các ảnh EDS hình 4.8 khẳng định sự có mặt cacbit bên trong hạt và thành phần
của chúng
4.2.1.2. Khi thực hiện va đập sau nhiệt luyện.
Để bƣớc đầu nghiên cứu cơ chế hóa bền của thép mangan cao, sau khi nhiệt
luyện, nóm nghiên cứu đã tiến hành va đập 1000 lần, tải trọng 100N/cm2
đập một số
mẫu thức hiện phân tích sự thay đổi tổ chức tế vi và độ cứng mẫu.

50 50
a. Tổ chức tế vi mẫu 0%Cr b. Tổ chức tế vi mẫu 2%Cr
20
c. Tổ chức tế vi mẫu 2.5%Cr
Hình 4. 9 Ảnh tổ chức tế vi của mẫu va đập sau nhiệt luyện
Hình 4. 10 Ảnh SEM mẫu sau va đập

So sánh tổ chức các mẫu không chịu va đập và các mẫu chịu va đập không hợp
kim hoá bằng Crôm có thể thấy tổ chức tế vi các mẫu không chịu va đập là austenit và
có song tinh. Không phát hiện thấy tổ chức Martensite,.
Khi có mặt Crôm, tổ chức bao gồm nền austenit và cacbit phân tán bên trong hạt
Austenite (hình 4.9 a,b,c )và song tinh hình 4.10 . Tăng lƣợng Crôm, song tinh nhiều
hơn, định hƣớng đa phƣơng hơn và kích thƣớc hạt pha nền cũng nhỏ hơn hình 4.9b .
Để so sánh, nhóm nghiên cứu cũng đã tiến hành phân tích mẫu xe tăng T54 của
Liên xô cũ đã qua thời kỳ làm việc, kết quả cho thấy mẫu xích xe tăng sau khi đã chịu
mài mòn và va đập một thời gian dài trong điều kiện tải trọng nặng, trên mặt mẫu xuất
hiện rất nhiều song tinh nhƣng không phát hiện đƣợc tổ chức mactenxit (hình 4.11)
Hình 4. 11 Tổ chức mẫu xe tăng T54 sau thời kỳ làm việc

4.2.2 Độ cứng của mẫu
Kết quả đo độ cứng các mẫu không qua va đập:
Mẫu 1 2 3
Độ cứng HV 169 192 195
Và độ cứng của mẫu khi thức hiện va đập 1000 lần, tải trọng 100N/cm2
Mẫu 1 2 3
Độ cứng HV 200 219 225
Kết quả độ cứng có thể mô tả qua đồ thị:
Độ cứng
HV
Hình 4. 12 Giá trị độ cứng
Từ đồ thị thấy rõ: khi lƣợng Crom tăng độ cứng của mẫu tăng lên. Dựa trên kết
quả nhận đƣợc từ tổ chức tế vi các mẫu, có thể giải khích kết quả phép đo độ cứng nhƣ
sau:
Khi tiến hành va đập, các mẫu có và không có crôm, độ cứng đều cao hơn hình
4.12 . Tuy nhiên các mẫu có crom có độ cứng có giá trị lớn hơn. Nhƣ vậy việc tăng
hàm lƣợng Crom tạo ra Carbide phân tán bên trong vừa đóng vai trò làm nhỏ hạt lại

vừa đóng vai trò tạo các chốt tăng bền. Với các mẫu chịu va đập, độ cứng còn tăng lên
do sự xuất hiện rất nhiều song tinh với định hƣớng khác nhau.
Độ cứng tăng sẽ làm tăng khả năng chịu mài mòn, kéo dài tuổi thọ các chi tiết
chế tạo từ loại thép này.
Tuy nhiên khi hàm lƣợng Cr lên dến 2.5%, giá trị độ cứng sau va đập tăng lên
không đáng kể, thậm chí có thể bị giảm đi. Tƣơng tự nhƣ việc hợp kim hóa bằng
vanadi, khi lƣợng nguyên tố tạo cacbit tăng, cacbit tạo ra nhiều hơn và kích thƣớc thô
hơn làm giảm cả độ bền và độ dẻo. Điều này này cho phép kết luận là chỉ nên hợp kim
hóa đến 2.5% Crôm
4.2. Ảnh hƣởng của chế độ nhiệt luyện đến tổ chức tế vi.
Mẫu sau đúc có tổ chức austenit với các bit phân bố trên biên giới hình 4.13 Tổ
chức nhƣ vậy sẽ có độ cứng thấp và dễ nứt vỡ.
Để nghiên cứu ảnh hƣởng của nhiệt luyện đến tổ chức tổ chức tế vi của thép mangan
cao, các mẫu đƣợc xử lý theo hai chế độ
- Chế độ nhiệt luyện truyền thống đang áp dụng tại công ty Thắng lợi và nhiều
công ty khác ở nƣớc ta . Quy trình nhƣ hình 4.14
- Chế độ nhiệt luyện do nhóm nghiên cứu đề xuất: hình 4.16

Hình 4. 13 Mẫu sau đúc và thành phần một số điểm

Nhiệt độ (o
C)
1200
1050o
C
1000
900
2h
Nước
Thời gian( Giờ)
Hình 4. 14 Sơ đồ nhiệt luyện chế độ truyền thống
Hình 4. 15 Tổ chức tế vi mẫu nhiệt luyện theo chế độ truyền thống

Nhiệt luyện theo chế độ truyền thống có kích thƣớc hạt khoảng 300µm
Nhiệt độ (o
C)
1200
1000
600
1050o
C
2h
650o
C Nước
2h
Thời gian(
Hình 4. 16 Sơ đồ nhiệt luyện chế độ nghiên cứu
Hình 4. 17 Tổ chức tế vi mẫu nhiệt luyện theo chế độ nghiên cứu

Tìm hiểu về công nghệ sản xuất phân lân nung chảy và vấn đề môi trường .doc

Tìm hiểu về công nghệ sản xuất phân lân nung chảy và vấn đề môi trường .doc

Recommended

Recommended

More Related Content

Similar to Tìm hiểu về công nghệ sản xuất phân lân nung chảy và vấn đề môi trường .doc

Similar to Tìm hiểu về công nghệ sản xuất phân lân nung chảy và vấn đề môi trường .doc (20)

More from DV Viết Luận văn luanvanmaster.com ZALO 0973287149

More from DV Viết Luận văn luanvanmaster.com ZALO 0973287149 (20)

Recently uploaded

Recently uploaded (20)

Tìm hiểu về công nghệ sản xuất phân lân nung chảy và vấn đề môi trường .doc