HÀN THÉP KHÔNG GỈ - Phần 3 : Cơ sở luyện kim học
2. Cơ sở luyện kim học
Giống như các thép không hợp kim hoặc các thép hợp kim, carbon và các nguyên tố hợp kim có ảnh hưởnglớn tới các tính chất và diễn biến cấu trúc của thép. Ba tác động trước tiên có ý nghĩa lớn là :
- Sự ảnh hưởng của các nguyên tố hợp kim tới sự thể hiện
chuyển hóa của thép
- Ái lực hóa học của các nguyên tố hợp kim đối với carbon
(® tạo Carbide)
- Xu hướng của các nguyên tố hợp kim với sự tạo thành các
phase kim loại giữa.
2.1 Ảnh hưởng của các nguyên tố hợp kim tới sự chuyển hóa cấu trúc
Hình 1 : Tác động của các nguyên tố hợp kim
đến phạm vi trạng thái của tinh thể hỗn hợp g.
Các nguyên
tố hợp kim của nhóm I mở rộng phạm vi g của sắt, như vậy sẽ tạo Austenit. Phạm vi g diễn ra trong phạm vi tinh
thể hỗn hợp đồng thể không bị ngăn cản bởi các nguyên tố của nhóm Ia (Hình Ia
trong hình 1). Trong các nguyên tố của nhóm Ib, phạm vi g sẽ bị giới hạn do phạm vi
tinh thể hỗn hợp không tham gia tiếp theo đồng thể (Hình Ib trong hình 1).
Các nguyên
tố hợp kim nhóm II sẽ co hẹp phạm vi g của sắt, như vậy sẽ tạo Ferrit. Trong các nguyên
tố của nhóm IIa một tinh thể hỗn hợp đồng thể sẽ tham gia tại phạm vi g bị khóa chặt hoàn toàn (Hình
IIa trong hình 1). Trong khi các nguyên tố của nhóm IIb hạn chế phạm vi g thông qua các tinh thể hỗn hợp
dị thể (Hình IIb trong hình 1).
Như vậy, tùy theo thành phần hỗn hợp các thép sẽ có
sự đông đặc là ferrit (d-ferrit)
và duy trì cấu trú này đến tận nhiệt độ thấp (Hình IIa) hoặc chúng sẽ đông đặc
là d-ferrit sau đó chuyển hóa sang g (Austenit) và duy trì cấu trúc Austenit này đến tận nhiệt độ thấp
(Hình Ia). Hai loại thép (d-ferrit và g-austenit) khoogn có sự chuyển hóa g-Austenit sang a-Ferrit. Do đó cũng không dẫn đến sự hòa tan cưỡng bức
của carbon trong martensit. Các loại thép này không bị tôi cứng, do vậy không thể tôi cứng được và
cũng không bị tôi cứng trong khi hàn. Các thép KHÔNG có khả năng chuyển hóa
cũng không thể nung hồi hóa được vì sự chuyển hóa bị thiếu.
Các thép với giản đồ trạng thái giống như Ib và IIb sẽ
trôi qua sự chuyển hóa ngược lại từ d (tùy theo hàm lượng các nguyên
tố hợp kim) qua g sang a.
Các loại thép này chuyển hóa hoàn toàn ở nhiệt độ thấp
(phụ thuộc vào hàm lượng các nguyên tố hợp kim ® tôi cứng không khí, dầu và nước). Dĩ nhiên bên cạnh đó
cũng có các loại thép chỉ chuyển hóa các phạm vi đơn lẻ trong nó. Thực tế chúng
có ở trong nhiệt độ sử dụng ở phạm vi hỗn hợp a + g hoặc d + g. Như
vậy các loại thép này chỉ chuyển hóa một phần.
Hàm lượng hợp kim và sự hình thành cấu trúc là rất
quan trọng đối với diễn biến của các thép hợp kim khi hàn. Do đó, các thảo luận cơ bản
về các tính chất của thép hợp kim được thực hiện dựa trên các loại cấu trúc chính.
|
Cấu trúc
|
Thành phần hợp kim chính
tham gia, loại hợp kim chính.
|
I
|
Ferrit (a)
|
Cr
|
II
|
Martensit
|
Cr, C hoặc hàm lượng Ni
thấp hơn
|
III
|
Austenit (g)
|
Cr, Ni, Mo
|
IV
|
Austenit - Ferrit ( g+d)
|
Cr (cao hơn so với III), Ni
(thấp hơn so với III), Mo
|
Các
hình ảnh sau đây cho thấy sự hình thành cấu trúc điển hình.
a) Vật liệu thép -
Nr. 1.4511 với cấu trúc ferrit
b) Vật liệu thép -
Nr. 1.4313 với cấu trúc martensit
c) Vật liệu thép -
Nr. 1.4301 với cấu trúc austenit
d) Vật liệu thép -
Nr. 1.4462 với cấu trúc austenit-ferrit
Hình 2: Các ví dụ sự hình thành cấu trúc điển hình ở
các loại thép khác nhau.
2.2 Sự ảnh hưởng của các nguyên tố hợp kim tới diễn biến chuyển hóa
2.2.1 Tạo Ferrit
– Cr, Mo, V, W, Al, Si, P
Chrom, Molybden, Vanadium,
Wolfram, Nhôm, Silic và Phosphor thu hẹp phạm vi g, như vậy tác dụng tạo
thành ferrit.
Hàm
lượng hợp kim xác định ở trên giữ cho ferrit được hình thành từ nóng chảy tồn
tại không có sự chuyển hóa nào cho đến nhiệt độ phòng.
Hình 3:
Biểu đồ trạng thái của sắt với các nguyên tố hợp kim, các nguyên tố hợp
kim thu hẹp phạm vi nhiệt độ của phase g.
1. Hợp kim Fe-Cr với chuyển hóa g
- a (phạm vi I) – ở
các thép Chrom kỹ thuật, chúng chứa carbon, sự chuyển hóa rất đơn giản khi dưới
nguội, như vậy sẽ hình thành trong phạm vi này cấu trúc không cân bằng trọng
lượng của các thép Chrom martensit; độ cứng của chúng được xác định thông qua
hàm lượng của carbon (C > 0,16%).
2. Các hợp kim với hàm lượng Chrom cao hơn chỉ chuyển hóa một
phần (phạm vi II) – các thép kỹ thuật của phạm vi này là các thép Chrom semi-ferrit,
khả năng chuyển hóa một phần cấu trúc xuất hiện chủ yếu phù hợp với các điều
kiện của điểm 1 như là martensit (0,10 <
C < 0,16).
3. Các hợp kim với hàm lượng Chrom còn cao hơn nữa là không có sự
chuyển hóa (phạm vi III) – các thép kỹ thuật tương ứng phải được giới hạn hàm
lượng carbon cao nhất 0,1 %; chúng được gọi là các thép Chrom ferrit.
Chỉ
dẫn đối với ý nghĩa của hàm lượng carbon hình thành cấu trúc và các tính chất
vật liệu của các thép Chrom kỹ thuật cũng giống như thực tế, đó là carbon thuộc
về các nguyên tố hợp kim, Chúng mở rộng phạm vi g, cũng như austenit hóa, trong khi đó Chrom có tác
động ngược lại là nguyên tố hợp kim tạo ferrit, điều cần thiết phải xem xét là
trạng thái cấu trúc của các thép Chrom phụ thuộc thêm vào hàm lượng carbon.
Sự
giãn ra của phạm vi phase g ở khoảng 0; 0,25 và 0,40 % C được thể hiện trong
Hình 4. Do carbon, phạm vi của các thép Chrom semi-ferrit và Chrom ferrit dịch
chuyển sang hàm lượng Chrom cao hơn.
Hình 4:
Trạng thái cấu trúc của thép Chrom với 0; 0,25, 0,40% C.
2.2.2 Tạo Austenit – Ni, C, Co,
Mn, N
Carbon và nitơ tác động
mở rộng giới hạn của phạm vi g, như vậy chúng tác động austenit
hóa. Khả năng chuyển hóa tương ứng với các thép hợp kim.
Nickel, Mangan und Kobalt mở
rộng phạm vi g tới nhiệt độ phòng, như vậy tác động tạo austenit.
Bên trên các hàm lượng hợp kim xác định không diễn ra sự chuyển hóa g - a trong trạng thái cân bằng
trọng lượng, như vậy sẽ xuất hiện các thép austenit ổn định. Khi hàm lượng hợp
kim thấp hơn, chuyển hóa g - a có thể sẽ bị đẩy xuống thấp hơn thông qua làm
nguội nhanh. Các loại thép này là không ổn định hoàn toàn về cấu trúc. Chúng
được xác định như austenit làm nguội nhanh.
Trong
hệ thống Sắt-Nickel, cần thiết tối thiểu 28 % Nickel, để hợp kim hai nguyên tố
này tới nhiệt độ phòng giữ nguyên trong cấu trúc austenit.
Người
ta hợp kim bổ sung thêm Nitơ vào các thép CrNi austenit, nguyên tố này được chú
ý như là nguyên tố tạo austenit mạnh hơn. Loại hợp kim này biểu hiện thông qua
các tính chất độ bền cao hơn và khả năng chống ăn mòn tăng cao. Chúng được biết
là các Superaustenit.
Hình 5
: Biểu đồ trạng thái với phạm vi được mở đối với hệ thống Sắt-Nickel.
2.2.3 Sự ảnh
hưởng đối ngược nhau của Cr ổn định ferrit và Ni ổn định austenit của một thép
không gỉ trong ví dụ hệ thống ba chất Sắt-Nickel-Chrom
Hình 6
: Mô tả hệ thống ba chất Sắt-Nickel-Chrom.
Một
mô tả đơn giản hơn về mối liên quan đạt được với một đường cắt qua hệ thống Sắt-Chrom-Nickel
tại 72 % Fe. Rãnh cung tinh của hệ thống được cắt tại điểm E. Các thép austenit
bền hóa học thông thường (khoảng 18 % Cr và 10 % Ni) tương ứng với đường được
mô tả thẳng đứng chấm chấm, nó đông đặc ferrit và chuyển hóa khi nguội ở trạng
thái rắn phần lớn là austenit. Ở nhiệt độ phòng cũng thấy còn một lượng dư ferrit
nhiệt độ cao được gọi là d-Ferrit.
Hình 7
: Sự tập trung trong biểu đồ trạng thái Sắt-Chrom-Nickel tại khoảng 72 % Fe (Sơ
đồ phóng đại của phạm vi rãnh cung tinh)
Người
ta thấy phạm vi của các thép Cr/Ni kỹ thuật (Ni = 10 –15 %; Cr = 13 –18 %) khi
đông đặc, thấy rằng cấu trúc hình thành khi cuối đông đặc (đường rắn) là hoàn
toàn khác nhau.
Trong
khi một thép với:
Hợp kim 1(L1)
Tức là 18 % Cr và 10 % Ni, đông đặc hoàn toàn ferrit (d-),
Hợp kim 4 (L4)
Tức là 13 % Cr và 15 % Ni (phạm vi từ 15 % Cr và 13 % Ni)
một sự đông đặc hoàn toàn austenit.
Ở các mức độ giữa kết quả là:
Hợp kim 2 (L2)
Trước tiên từ nóng chảy đông đặc d- ferrit với một ít austenit
ở tại các biên giới mạng
Hợp kim 3 (L3)
Đông đặc diễn ra hoàn toàn ngược lại, tức là trước tiên
đông đặc austenit với một phần ferrit.
Hình 8
cho thấy sơ đồ của bốn loại đông đặc này.
Hình 8: Các loại đông đặc.
Sự
chuyển hóa của ferrit nhiệt độ cao khi nhiệt độ được hạ thấp bắt đầu từ sự thay
đổi ô mạng và sau đó diễn biến vào trong. Điều này là quan trọng đối với
nhận thức để hiểu được các hình ảnh kim tương học dưới đây.
Hình 9 : Đông đặc hoàn toàn austenit của kim loại hàn.
Hình 9 cho thấy sự đông đặc hoàn toàn austenit. Ở
đây ta thấy các ô mạng được hình thành ở nhiệt độ cao được giữ không thay đổi
tới nhiệt độ phòng.
Các ô
mạng hình thành một quần thể ô mạng từ các cột (các ô mạng) phát triển song
song, tất cả định hướng tinh thể như nhau và do đó chúng thuộc về một hạt trong
kim loại hàn. (Xem hợp kim L4 phần trước )
Hình 10: Đông đặc sơ cấp austenit với Delta-ferrit.
Hình 10 cho thấy sự đông đặc sơ cấp austenit với
phần nhỏ của ferrit trên các ranh giới ô mạng. Sự đông đặc giống như hình nhánh
cây. Bởi vì các cột đã nhận được „nhánh nhỏ“. (xem hợp kim L3 phần trước)
2.3
Các biểu đồ cấu trúc
2.3.1 Biểu
đồ cấu trúc theo Maurer
Hình
11: Biểu đồ cấu trúc của các thép
Cr-Ni với 0,2 % C sau khi làm nguội nhanh khoảng từ 1100 °C tới nhiệt độ phòng.
„Biểu đồ Maurer“ chỉ chú ý đến tác động chung
giữa Chrom và Nickel khi hàm lượng carbon không đổi. Sự ảnh hưởng của các
nguyên tố hợp kim khác không được chú ý đến. Nhược điểm này được loại bỏ trong „Biểu
đồ Schaeffler“.
2.3.2 Biểu đồ Schaeffler
Biểu
đồ được phát triển bởi Schaeffler là biểu đồ được phát triển từ biểu đồ Strauss-Maurer,
trong đó sự ảnh hưởng của các nguyên tố hợp kim tới sự hình thành cấu trúc sẽ
được chú ý thông qua khái niệm đương lượng Cr cũng như đương lượng Ni. Các
nguyên tố hợp kim mở rộng austenit (tác động giống như Ni) được đưa vào đương
lượng Ni và các nguyên tố hợp kim co thắt austenit (tác động giống như Cr) được
đưa vào đương lượng Cr. Biểu đồ được xác định dưới các điều kiện hàn bình
thường và chỉ áp dụng cho cấu trúc kim loại hàn ở nhiệt độ đông đặc. Khi tốc độ
làm nguội khác nhau biểu đồ cho nhiệt độ phòng chỉ là về nguyên tắc, các đường
sẽ bị xê dịch khi tốc độ làm nguội khác nhau. Một vật liệu càng nằm sát đường
giới hạn, nhiều khả năng nó có thể, do các điều kiện làm nguội bị thay đổi một
cấu trúc khác hình thành như được cho thấy trong biểu đồ Schaeffler.
Biểu
đồ chỉ có giá trị đối với các thép với hàm lượng C thấp và chỉ đối với các thép
với hàm lượng các nguyên tố nằm trong giới hạn : C £ 0,2 - 0,25
%; Cr £ 30 %; Ni
£ 35 %; Mo £ 3 %; Si £ 2,5 %; Mn
£ 3 %.
Hình
12 : Biểu đồ theo Schaeffler
Ghi chú : Đương
lượng Ni = Ni + 30 (C+N) + 0,5 Mn
Đương
lượng Cr = Cr
+ Mo + 1,5 Si + 0,5 (Ti + Nb)
Những giải thích quan trọng của biểu đồ Schaeffler
M: Martensit tinh khiết khi các
nguyên tố hợp kim với tối thiểu 2,5 % „giống như Cr“ hoặc tối thiểu 7 % „ giống
như Ni“.
A: Là một vật liệu chỉ được hợp
kim với các nguyên tố hợp kim „giống như Ni“, hình thành g từ đương lượng Ni ³ 25 %. Khi bổ sung thêm các
nguyên tố hợp kim „giống như Cr “ tới 18 % cũng vẫn hình thành g khi giảm đương lượng Cr (đến 10,5
%). Khi hàm lượng các nguyên tố hợp kim „giống như Cr“ ³ 18 % thì đương lượng Ni phải
tăng lên. Tôi cứng và nung thường hóa là không
thể.
d-F: d-Ferrit
hình thành từ nóng chảy và cũng không chuyển hóa thành g ở nhiệt độ thấp. Để giữ được
cấu trúc d-ferrit tinh
khiết, phải tăng cao đương lượng Cr, nếu các nguyên tố hợp kim „giống như Ni“
được hợp kim. Tôi cứng và nung thường hóa là không thể.
a-F + M: a-Ferrit
và Martensit hình thành thông qua chuyển hóa từ Austenit (phạm vi của các thép
không hợp kim cũng như các thép hợp kim thấp, ví dụ S235; C15).
d-F + M: Hợp kim sau khi làm nguội nằm trong phạm
vi 2 Phase a + d trong biểu đồ FeCr. Martensit hình
thành từ sự chuyển hóa của Austenit.
A
+ M: Lượng của các nguyên tố hợp kim mở
rộng g („giống như Ni“)
là rất lớn, như vậy một phần của vật liệu không được chuyển hóa và tồn tại ở
nhiệt độ phòng là Austenit. Khi nhiệt độ được hạ thấp, loại này cũng có thể
chuyển hóa thành Martensit (do đó austenit còn sót lại cần được loại bỏ theo
khả năng).
d-F + A + M: Vì hàm lượng các nguyên tố hợp kim cao sẽ tạo
thành một phần Martensit. Một phần Austenit cũng có thể chuyển hóa thành Martensit
ở nhiệt độ thấp. Phần d-Ferrit là
không chuyển hóa.
d-F + A: Hợp kim sau khi làm nguội nằm trong
phạm vi 2 Phase d + g. Thép có hàm lượng d-Ferrit càng nhiều thì hàm lượng
ferrit càng được giảm thiểu tốt hơn thông qua bổ sung các nguyên tố hợp kim
“giống như Ni” (tạo austenit) hoặc thông qua sự giảm các nguyên tố hợp kim
“giống như Cr” (tạo ferrit). Cấu trúc bao gồm d-Ferrit
và Austenit đến nhiệt độ phòng do không có sự chuyển hóa.
Theo
sự hình thành cấu trúc trong biểu đồ Schaeffler, các thép hợp kim cao không gỉ
thích hợp hàn có thể được phân chia thành các nhóm đặc trưng sau:
Ký hiệu
|
Cấu trúc
|
Ví dụ
|
Ferrit
|
4
|
Các thép ferrit tinh khiết
Các thép nửa ferrit
|
F
F+M
|
X10CrAl24
X10Cr17; X6Cr17
|
Martensit
|
3
|
Các thép martensit mềm
|
M+F
M+A+F
|
X10Cr13; X6Cr13
X5CrNi13-4
|
Austenit-
Ferrit
|
2
|
Các thép Duplex
|
A+F
F+A
|
C 0,1% Cr = 20 – 30%
Ni = 4 - 10%
X2CrNiMoN22-5-3
|
Austenit
|
1
|
|
A+F
A
|
X5CrNi18-10
X2CrNiMo17-13-2
X2CrNiMo18-16-4
X2CrNi24-20
|
Trong biểu đồ Schaeffler có bốn phạm vi với các tính
chất hàn không tốt là:
Nguy cơ nứt
nóng: Phạm vi Austenit và phần tiếp giáp phạm
vi austenit
(khi nhiệt độ T ³ 1250 °C) ® Phạm vi 1.
Hình thành hạt
thô: Phạm vi d-Ferrit
(khi nhiệt độ T ³ 1150 °C) ® Phạm vi 4.
Hình thành s-Phase: Phạm vi Austenit-d-ferrit (A + d F) và liền kề phạm vi Austenit
(500 °C £ T £ 900 °C), đặc biệt là các hợp
kim với các nguyên tố hợp kim “giống như Cr” hơn 22 - 24 % ® Phạm vi 2.
Nguy cơ nứt tôi
cứng: Phạm vi Martensit và phần tiếp giáp phạm vi Martensit
(khi nhiệt độ T < 400 °C) ® Phạm vi 3.
Nguy cơ nứt
nguội: Phạm vi Martensit và phần tiếp giáp phạm
vi Martensit
(khi nhiệt độ T < 400 °C) ® Phạm vi 3.
2.3.3 Biểu đồ De Long
Biểu
đồ De Long là cần thiết nhất đối với các trường hợp sử dụng và chế tạo kỹ thuật
hàn các thép Cr-Ni, từ nó có thể thu được thông tin về độ lớn của các hàm lượng
Delta-Ferrit. Biểu đồ De Long cho khả năng tìm bằng đồ họa các hàm lượng Delta-Ferrit.
Cần
chú rằng trong thép austenit hàm lượng Delta-Ferrit được đưa ra một con số theo
tỷ lệ phần trăm và số khác là số Ferrit. Số tỷ lệ phần trăm và số Ferrit là không
giống nhau. Ở nước Đức sử dụng thích hợp hơn là „tỷ lệ phần trăm“, đối với quốc
tế thông thường là „số Ferrit“. Hàm lượng Nitơ không được biết, như vậy có thể
hàm lượng nitơ được chấp nhận đối với hàn E/MMA và hàn TIG/GTAW là 0,06 % và
khi hàn MAG/GMAW là 0,08 %. Sự ảnh hưởng của mangan không được mô tả đầy đủ
chính xác.
Hình 13: Biểu đồ De Long
2.3.4 Biểu đồ WRC-1992
Hình 14: Biểu đồ WRC-1992 theo Kotecki và Siewert.
Giả
thích Biểu đồ WRC-1992 :
- A = austenit,
- AF = austenit-ferrit,
- FA = ferrit-austenit,
- F = ferrit đông đặc sơ cấp,
- Ranh giới giữa AF và FA ngăn cách phạm
vi nhạy cảm nứt nóng (trái) với phạm vi không nhạy cảm nứt nóng (phải).
- Các số được đưa ra trong biểu đồ là số
Ferrit
Tại Mỹ thông qua Hội đồng nghiên cứu hàn (WRC - Welding Research Council) đã
phát triển các biều đồ trích đoạn lại từ biểu đồ Schaeffler. Việc sử dụng các
biểu đồ này được khuyến cáo chỉ áp dụng cho thép với phần Delta-Ferrit rất cao,
chẳng hạn như trong các thép Duplex.
2.4 Kết tủa trong các thép không gỉ
Carbide
Carbide có các thành phần hóa học khác nhau và đôi
khi phức tạp, do đó ở đây không thảo luận chi tiết về thành phần hóa học.
a) Khối lập phương (cubic):
|
TiC / VC (V4C3) / ZrC / NbC
(Nb4C3) / TaC / Cr23C6
Các carbide
này là rất ổn định và trong Austenit (g) khó hòa
tan (phân hủy). Các nguyên tử carbon phân bố trong carbide ở các vị trí giữa
nút mạng cũng có thể được thay thế bằng các nguyên tố hợp kim với các đường
kính nguyên tử nhỏ hơn (Ví dụ với N hình thành carbonitride).
|
b)
Lục giác (hexagonal):
|
Mo3C
/ MoC / W2C / WC / Ta2C / Fe2C / Cr7C3
Các carbide này là ổn định và
hòa tan hạn chế trong Austenit (g).
|
c) Trực thoi
(orthorhombic):
|
Fe3C / Mn3C / (Co3C)
/ (Ni3C) / Cr3C2
Các carbide này là không ổn
định và hòa tan dễ dàng trong Austenit (g).. Ni
và Co trong thực tế không tham gia hình thành carbide. Mn và Cr thay thế sắt
trong Cementite (Fe3C).
|
Chrom carbide
là phase liên kim loại (IM - intermetallic phases). IM là không có khả năng
biến dạng và do đó hóa giòn thép. Chrom carbide có thể tác động ăn mòn giữa các
tinh thể ở các thép không gỉ. Nó là Cr23C6 và các carbide hỗn hợp, ví dụ như (Cr, Fe)23C6. Cr7C3 hiếm khi xảy ra, vì nó có thể dễ dàng hòa tan
trong austenite. Sự hình thành carbide xảy ra ở nhiệt độ từ 450 tới 850 °C. Tốc
độ kết tủa lớn nhất nằm giữa 650 và 700 °C. Phạm vi nhiệt độ này nên tránh hoặc
đi qua một cách nhanh chóng.
Phase -
Sigma (s)
Phase Sigma là
phase liên kim loại rất giòn giữa Fe và Cr với khoảng 45 % Cr.
Sự hình thành s-Phase là hàm số của hàm lượng Cr, nhiệt
độ và các điều kiện làm nguội. Sự hình thành s-Phase
chỉ diễn ra rất chậm giữa 600 và 800 °C (tùy thuộc vào hàm lượng của Cr). Nó
cũng có thể hình thành trong một số thép ở các nhiệt độ cao hơn (» 900 °C). Thời gian cần thiết phụ thuộc
vào vật liệu và nằm trong khoảng từ 10 giờ tới 1000 giờ. s-Phase
hình thành chỉ trong phạm vi nhiệt độ nói trên và khi các thép có hàm lượng
crom nhiều hơn 18 tới 20%. Với Si, Mn và Mo giới hạn sự hình thành s-Phase dịch chuyển tới hàm lượng Cr thấp
hơn, C và Ni tác dụng ngược lại. Khi biến dạng nguội sự hình thành s-Phase xảy ra sớm hơn. Sự hình thành s-Phase có thể bị ức chế bằng nung hòa
tan và làm nguội nhanh.
Hình 15 : Phase-Sigma (s)
Giòn
hóa 475° (a‘-Phase)
Nó là sự phân tách một phase với tác động hóa giòn
và không phải là một sự kết tủa. Nó xảy ra chủ yếu trong các thép Chrom Ferrit
giữa 400 và 550 °C và khi thời gian nung kéo dài (12 % Cr khoảng 105
giờ, 20 % Cr khoảng 20 giờ). Chú ý đi qua nhanh nung nóng ở 600 °C và tăng tốc
độ làm nguội.
Chi-Phase
(c)
Liên
kết liên kim loại với công thức Fe36Cr12Mo10.
Laves-Phase
(h) Liên
kết liên kim loại với công thức Fe2Mo.
Nitơ làm chậm tất cả các kết tủa ngoại trừ carbid M6C. Carbon chỉ
làm chậm sự hình thành của s- Phase
và h-Phase.
2.5. Sự hình thành nứt nóng ở các thép hợp kim cao
Các
thép Austenit có nguy cơ xảy ra hình
thành nứt nóng. Để đạt được an toàn không xảy ra nứt nóng thép cần đông đặc
ferrit trước và sau đó bắt đầu chuyển hóa austenit.
Hình 16: Mài macro (kim loại hàn)
Hình 17: Nứt nóng trong một kim loại hàn austenit với rỗ tổ ong d-Ferrit, tẩm thực anod (Axit oxalic) V= 400:1
Nguyên nhân của nhạy cảm nứt nóng hình thành chủ yếu
do khả năng hòa tan thấp của lưu huỳnh và phosphor trong Austenit. Vì trong khi
đông đặc Austenit xuất hiện tích tụ hai nguyên tố này trong nóng chảy còn dư và
dẫn đến sự hình thành phase cùng tinh nóng chảy thấp Ni3S và Ni3P
(nhiệt độ đông đặc của Ni3S bắt đầu ở khoảng 630 °C, trong khi đó
thép bắt đầu đông đặc ở khoảng 1500 °C). Điều này có nghĩa là, trong phase
nguội các liên kết Ni3S nóng chảy thấp được tích tụ ở các biên giới
hạt có thể bị xé rách do các lực co ngót và qua sự co ngót dựa trên sự chuyển
hóa của d-g.
Trong các thép không
gỉ Cr/Ni truyền thống sự hình thành nứt nóng có thể được ngăn chặn bằng cách:
- Đông đặc ferrit một phần, có nghĩa là từ nóng chảy đông đặc
tới 4 – 10 % ferrit. Vì thế các thép này có từ tính yếu. Phần ferrit có thể
được chứng minh qua hoặc là thiết bị đo (Ferrit meter) hoặc là mài.
- Giảm tối thiểu ứng suất co ngót và ứng suất dư thông qua chú
ý đến cấu trúc của các lớp hàn.
- Hạ thấp hàm lượng của S và P trong thép cũng như bổ sung hàn
(Austenit hoàn toàn là cần thiết)
Nứt
nóng có thể xảy ra trong vùng ảnh hưởng nhiệt của các thép austenit hoàn toàn
nhạy cảm nứt nóng, có nghĩa là khu vực nằm liền kề mối hàn bị nung nóng bên
trên 630 °C. Như vậy có thể hình thành nứt tiếp theo.
(Dipl.Eng.IWE/EWE-Nguyễn Duy Ninh)
(Dipl.Eng.IWE/EWE-Nguyễn Duy Ninh)
Các bài viết liên quan
HÀN THÉP KHÔNG GỈ - Phần 1 : Khái quát chung
HÀN THÉP KHÔNG GỈ - Phần 3 : Cơ sở luyện kim học
HÀN THÉP KHÔNG GỈ - Phần 4 : Các thép không gỉ Ferrit
HÀN THÉP KHÔNG GỈ - Phần 5 : Các thép không gỉ Martensit
HÀN THÉP KHÔNG GỈ - Phần 6 : Các thép không gỉ Austenit
HÀN THÉP KHÔNG GỈ - Phần 7 : Các thép không gỉ tôi cứng kết tủa và Duplex
Không có nhận xét nào:
Đăng nhận xét