Luận án Ảnh hưởng của thông số công nghệ cơ - Nhiệt đến tổ chức và cơ tính của thép trip cmnsi luyện từ sắt xốp

uan hệ với tốc độ sinh mầm 
(vsm) và tốc độ lớn lên (vln) của hạt [4]: 
 1/4
 v
 dk . sm (2.21) 
 vln
 Từ (2.21) nhận thấy, có thể khống chế độ hạt d nhờ khống chế vsm và vln. vsm 
và vln phụ thuộc vào: độ hạt ban đầu, mức độ biến dạng, nhiệt độ và thời gian nung. 
 Hình thành austenit: Khi nung ở vùng nhiệt độ tới hạn, austenit được hình 
thành và quan trọng là nó được làm giàu cacbon để tăng độ bền cho các pha rắn và 
tích trữ cacbon để tiếp tục làm giàu hơn tới austenit dư sau đó. 
 Ở trạng thái cân bằng, tỷ lệ và hàm lượng cacbon trong austenit chỉ phụ 
thuộc vào nhiệt độ nung. Tuy vậy, trong điều kiện thực, quá trình nung là không cân 
bằng, austenit hình thành và phát triển chậm chạp do tốc độ dịch chuyển phân giới 
hạt austenit phụ thuộc vào tốc độ khuếch tán của NTHK, nhất là tốc độ khuếch tán 
của Mn rất chậm [115], [160]. Động học hình thành austenit tuân theo quan hệ [15]: 
 eq n
 f f.[1 exp( k . t )] (2.22) 
 df
  feq( k . n . t n 1 )exp( kt n ) (2.23) (2.23) 
 dt 
 Vì vậy, tỷ lệ và hàm lượng cacbon trong austenit khi nung còn phụ thuộc vào 
thời gian giữ nhiệt. Như vậy, để khống chế tỷ phần các pha của thép TRIP, phải 
khống chế đồng thời cả nhiệt độ-thời gian giữ nhiệt khi nung. 
2.2.1.2. Chuyển biến bainit và hình thành austenit dư 
 Khi làm nguội thép từ vùng nhiệt 
độ tới hạn đến vùng nhiệt độ bainit, 
austenit sẽ chuyển biến thành các sản 
phẩm khác nhau như ferit mới, peclit, 
bainit và austenit dư tùy thuộc vào tốc độ 
nguội. Nếu tốc độ nguội Vng lớn hơn tốc 
độ nguội tới hạn Vth, sẽ không có ferit Hình 2.23. Giản đồ nguội đẳng nhiệt của 
mới và peclit hình thành (Hình 2.23). austenit trong thép TRIP. 
 43 
 Chuyển biến bainit được thừa nhận là chuyển pha nửa khuếch tán với sự 
tham gia của cơ chế trượt (tương tự chuyển biến mactenxit) và cơ chế khuếch tán, 
trong đó, cơ chế trượt ưu tiên xảy ra trước [22]. 
 Hình 2.25. Đường cân bằng năng 
 Hình 2.24. Mô tả chuyển biến bainit [15]. 
 lượng T0 giữa ferit và austenit [22]. 
 Trong thép TRIP, sản phẩm chuyển biến bainit ban đầu là bainitic ferit ( b,quá 
bão hòa) quá bão hòa C hình thành theo cơ chế trượt và austenit chưa chuyển biến do 
động học quá trình trượt phụ thuộc vào gradient nhiệt độ. Khi giữ nhiệt, C sẽ 
khuếch tán từ b,quá bão hòa tới bề mặt của austenit hình thành vùng giàu C. Nhưng do 
có mặt các nguyên tố Si, Al có sẵn trong thép, tiết xementit chưa xảy ra do cần 
thời gian để các nguyên tố này khuếch tán khỏi vùng hình thành xementit, do vậy, C 
tiếp tục khuếch tán và làm giàu tới austenit chưa chuyển biến (Hình 2.24). 
 Quá trình khuếch tán C dừng lại khi nồng độ C trong austenit chạm tới 
đường cân bằng T0, tại đó năng lượng tự do của austenit và ferit bằng nhau (Hình 
2.25). Điều này, dẫn đến hiện tượng phản ứng không hoàn toàn, một phần austenit 
được giữ lại ngay cả khi giữ nhiệt thời gian rất dài. Tuy vậy, cũng có thể xuất hiện 
tiết xementit trong austenit hoặc trong ferit của bainit, do điều kiện động học đủ để 
các nguyên tố Si, Al,  khuếch tán cự ly gần ra khỏi vùng hình thành xementit. 
 Như vậy, quá trình chuyển biến bainit có thể mô tả tóm tắt như sau [59]: 
γ γ α α γ α γ α θ 
 b, quá bão hòa b, bão hòa giàu cacbon b, bão hòa giàu cacbon 
 44 
 Động học chuyển biến bainit trong thép TRIP [97]: 
 df 00
 b u. k12* k2 () Gm G N k G m
 * .(1 f ).(1  . f . f ).exp . f (1 )
 dtf b b b rRT b RT r
 b 
 (2.24) 
 Từ (2.24) cho thấy, động học chuyển biến bainit phụ thuộc nhiều yếu tố là tỷ 
phần và thành phần hóa học của ausenit khi nung, nhiệt độ-thời gian giữ nhiệt 
bainit. Do vậy, để khống chế được tỷ phần pha bainit và austenit dư cần không chế 
cả nhiệt độ-thời gian giữ nhiệt nung, nhiệt độ-thời gian nguội đẳng nhiệt. 
2.2.2. Ảnh hưởng của C, Mn, Si đến động học hình thành tổ chức thép TRIP 
 Cacbon. Tăng hàm lượng C, nhiệt độ A3 giảm mạnh, nhiệt độ A1 ít thay đổi, 
làm vùng hai pha ( +) bị thu hẹp mạnh. Khi hàm lượng C ≥ 0,4%, vùng nhiệt độ 
tới hạn rất hẹp, gây bất lợi cho điều khiển nhiệt độ nung. Do vậy, hàm lượng C còn 
bị giới hạn bởi công nghệ. Tăng C còn làm giảm mạnh các nhiệt độ Bs và Ms, làm 
chậm chuyển biến peclit và bainit, làm vùng bainit bị hạ thấp và dịch chuyển sang 
phải trên giản đồ động học chuyển pha. 
 Công thức thực nghiệm xác định nhiệt độ Ac1, Ac3, Bs, Ms [55]: 
 Ac1 723 10,7. Mn 16,9. Ni 29,1. Si 16,9. Cr (2.25) 
 Ac3 910 – 203. C –15. Ni 44,7. Si 104. V 31,5. Mo (2.26) 
 Bs 830 – 270. C – 90. Mn – 37. Ni – 70. Cr –83. Mo (2.27) 
 Ms 539 – 423. C – 30,4. Mn 7,5. Si 30. Al (2.28) 
 Mangan. Tăng Mn làm giảm nhiệt độ A1 và A3, thu hẹp vùng hai pha ( +). 
Tăng Mn làm vùng chuyển biến bainit hạ thấp, chuyển biến bainit xảy ra chậm, nên 
cho phép thời gian giữ đẳng nhiệt bainit dài hơn. Điều này có ý nghĩa lớn trong 
công nghệ, khi cho phép điều chỉnh thời gian công nghệ trong phạm vi rộng. 
 Silic. Tăng Si làm tăng nhiệt độ A1 và A3, mở rộng vùng hai pha ( +), bù 
đắp lại sự thu hẹp do C và Mn gây ra. Si cũng làm giảm nhẹ nhiệt độ Bs và Ms, 
nhưng kém hơn C và Mn. Si làm chậm chuyển biến bainit, tạo điều kiện hình thành 
austenit dư, vì thế, trong công nghệ, cho phép điều chỉnh thời gian công nghệ dài 
mà vẫn thu được tổ chức pha đáp ứng yêu cầu của thép TRIP. 
 45 
2.2.3. Ảnh hưởng của thông số cơ-nhiệt đến sự tạo thành tổ chức thép TRIP 
2.2.3.1. Ảnh hưởng của biến dạng dẻo 
 Biến dạng nóng (rèn-cán nóng): Biến dạng nóng ngoài tác dụng phá bỏ tổ 
chức đúc, phân tán đều tạp chất và tạo phôi kích thước theo yêu cầu, còn có tác 
dụng tạo tổ chức hạt nhỏ, đa cạnh, đều nhờ quá trình kết tinh lại động xảy ra kèm 
theo. Để phá bỏ tổ chức đúc, tỷ số biến dạng (y) phải trên 3, nhưng để hạt nhỏ và 
tạp chất phân tán đều, nên sử dụng y 6. Theo quy luật của biến dạng nóng, lượng 
biến dạng trong mỗi lần gia công càng lớn và nhiệt độ kết thúc biến dạng càng thấp, 
sẽ cho được độ hạt càng nhỏ. Cần khống chế lượng biến dạng trong khoảng (25-
85)% và nhiệt độ kết thúc biến dạng ở sát nhiệt độ Ac3, để có tổ chức một pha 
austenit nhỏ mịn, đều, từ đó, nhận được tổ chức hạt nhỏ hơn sau đó [7]. 
 Cán nguội: Cán nguội có tác dụng tạo động lực cho quá trình kết tinh lại khi 
xử lý nhiệt tiếp sau. Lượng biến dạng càng lớn sẽ tạo điều kiện cho được tổ chức 
cuối cùng hạt nhỏ sau xử lý nhiệt. Tuy nhiên, lượng cán nguội cũng có giới hạn, do 
nếu lượng cán nguội quá lớn, sẽ pha vỡ cấu trúc vật liệu, hình thành nứt tế vi, sau 
đó là nứt thô đại làm sai hỏng vật liệu. 
2.2.3.2. Ảnh hưởng của nung trong vùng tới hạn 
 Hai thông số cơ bản của nung trong vùng với 
hạn là nhiệt độ và thời gian nung, có tác dụng điều 
khiển tỷ phần ferit và austenit, độ hòa tan C trong hai 
pha và cũng tác dộng đến độ lớn hạt hai pha. Nhưng 
rất quan trọng là còn có tác dụng gián tiếp đến tỷ 
phần austenit dư thông qua tỷ phần austenit khi nung. 
 Khi tăng nhiệt độ và thời gian nung, tỷ phần Hình 2.26. Quan hệ nhiệt 
 độ nung với tỷ phần 
austenit tăng, do đó, khi nguội đẳng nhiệt ở vùng austenit dư [101]. 
bainit, tỷ phần austenit chưa chuyển biến có xu 
hướng tăng, song do hàm lượng C của austenit giảm lại làm giảm tỷ phần austenit 
chưa chuyển biến [101]. Mặt khác, do hàm lượng C thấp trong austenit chưa 
chuyển biến, để vươn tới trạng thái cân bằng về nồng độ cần thời gian giữ nhiệt 
 46 
dài, song giữ nhiệt dài lại dễ đáp ứng điều kiện động học tiết cacbit, vì thế, tỷ 
phần austenit dư thu được cuối cùng thấp. Ngược lại, giảm nhiệt độ và thời gian 
nung, tỷ phần austenit giảm, song hàm lượng C lại tăng lên, chúng ảnh hưởng 
đối nghịch nhau đến tỷ phần austenit dư cuối. Theo C. M. Parish [115], tồn tại 
vùng nhiệt độ và thời gian nung trung gian, ở đó, tỷ phần austenit dư đạt được cao 
nhất (Hình 2.26). 
2.2.3.3. Ảnh hưởng của tốc độ nguội khi tôi 
 Để có tổ chức thép TRIP yêu cầu, khi làm nguội thép từ vùng tới hạn xuống 
vùng bainit, cần chọn môi trường tôi có tốc độ nguội lớn hơn tốc độ nguội tới hạn. 
Nếu tốc độ nguội chậm có thể dẫn đến hình thành peclit, giảm tỷ phần bainit và 
austenit dư, dẫn đến, làm giảm độ bền và độ dẻo của thép [97], [104]. 
2.2.3.4. Ảnh hưởng của làm nguội đẳng nhiệt trong vùng bainit 
 Hai thông số cơ bản của quá trình nguội đẳng nhiệt là nhiệt độ TB và thời 
gian giữ nhiệt B trong vùng bainit, có tác dụng điều khiển tỷ phần, độ hòa tan C 
trong hai pha bainit và austenit dư. 
 Khi giữ nhiệt quá ngắn, austenit chưa 
chuyển biến có hàm lượng C chưa đủ giàu để 
ổn định nhiệt, do đó, khi nguội đến nhiệt độ 
phòng chúng chuyển một phần thành ferit quá 
bão hòa cacbon (mactenxit), làm tỷ phần 
austenit dư cuối cùng giảm. Nếu giữ nhiệt 
quá dài, austenit chưa chuyển biến đã bão hòa Hình 2.27. Tổ chức thép TRIP khi 
cacbon, sẽ dễ tiết ra xementit, làm tỷ phần và nguội đến nhiệt độ phòng [49]. 
hàm lượng C trong austenit chưa chuyển biến giảm, do đó, tỷ phần austenit dư cuối 
cùng nhận được thấp (Hình 2.27) [58], [88]. Do đó, tồn tại thời gian giữ nhiệt tối ưu 
để thu được tỷ phần austenit dư lớn nhất (Hình 2.28). Tổng kết qua một số tài liệu, 
giá trị thời gian này nằm trong khoảng 220 phút [58], [88], [90], [91]. 
 Khi nhiệt độ bainit quá cao, tổ chức bainit thô và có khuynh hướng hình thành 
cacbit, đồng thời, giới hạn hàm lượng C trong austenit dư thấp, austenit chưa chuyển 
 47 
biến có độ ổn định thấp, vì vậy, chúng sẽ bị phân hủy khi làm nguội đến nhiệt độ 
phòng, làm giảm tỷ phần austenit dư cuối. Nếu nhiệt độ bainit quá thấp, tổ chức bainit 
với nhiều hơn các màng austenit dư nhỏ mịn và quá ổn định. Mặt khác, tỷ phần 
austenit chưa chuyển biến thấp, trong khi, khuếch tán của C diễn ra chậm chạp, cần 
thời gian dài để austenit đủ giàu C để ổn định nhiệt. Do đó, tỷ phần austenit dư cuối 
cùng cũng thấp. Vì vậy, tồn tại nhiệt độ tối ưu trong khoảng 350-4500C nhận được tỷ 
phần austenit dư lớn nhất [34], [56], [86], [98], [104], [116] (Hình 2.29). 
Hình 2.28. Quan hệ tỷ phần austenit dư Hình 2.29. Quan hệ tỷ phần austenit dư 
 với nhiệt độ bainit [98]. với thời gian đẳng nhiệt bainit [86]. 
2.3. Quan hệ thành phần C, Mn và Si với tổ chức và cơ tính thép TRIP 
 Cacbon. C có tác dụng chủ yếu là điều khiển tỷ phần và phân bổ độ hòa tan 
 IA
trong mỗi pha. Quan hệ giữa hàm lượng cacbon trong austenit ( C ) với hàm lượng 
cacbon ban đầu (C0), tỷ phần ferit (f ) và hàm lượng cacbon trong ferit (C ) được 
xác định theo công thức 2.29. 
 IA C0 f C
 C (2.29) 
 1 f 
 Từ (2.29) thấy rằng, với một hàm lượng C0 trong thép, có thể điều khiển hàm 
lượng để điều khiển độ rắn của pha thứ hai hoặc điều khiển tỷ phần pha rắn 
bằng điều khiển tỷ phần ferit thông qua điều khiển nhiệt độ-thời gian nung. 
 IA
 Quan hệ tỷ phần austenit dư (fd) với tỷ phần pha ferit (f ), austenit (f ) khi 
nung và hàm lượng C trong ban đầu trong thép (C0), trong ferit (C ), bainit (C b) và 
austenit dư (Cd) như công thức 2.30. 
 48 
 IA
 C0 f .. C f  C b
 f d (2.30) 
 CC db 
 a, b, 
 Hình 2.30. Sự phụ thuộc của hàm lượng C nhiệt độ và thời gian nguội đẳng nhiệt: 
 a- vào nhiệt độ [115]; b- vào thời gian nguội đẳng nhiệt [41]. 
Hình 2.31. Quan hệ tỷ phần austenit dư Hình 2.32. Ảnh hưởng C đến tỷ phần 
 với hàm lượng C trong thép TRIP xC- austenit dư và cơ tính của thép TRIP xC-
 1,2Mn-1,2Si [109]. 1,2Mn-1,2Si [109]. 
 Hàm lượng C trong austenit dư phụ thuộc vào nhiệt độ và thời gian xử lý 
đẳng nhiệt bainit (Hình 2.30). Như vậy, tỷ phần austenit dư phụ thuộc vào hàm 
lượng cacbon ban đầu C0, nhiệt độ-thời gian nung và nhiệt độ-thời gian bainit. 
 Tăng hàm lượng C ban đầu, tỷ phần austenit dư lớn nhất có thể thu được tăng 
trong thép TRIP (Hình 2.31). Do hàm lượng C trong thép TRIP ảnh hưởng đến tỷ 
phần và thuộc tính bền, dẻo các pha, nên cơ tính thép TRIP phụ thuộc mạnh vào 
hàm lượng C. Quy luật chung là tăng hàm lượng C thì độ bền tăng và độ dẻo giảm 
(Hình 2.32). Nhưng từ Hình 2.32 cho thấy, giới hạn bền tăng mạnh theo hàm lượng 
 49 
C, còn độ giãn dài tương đối giảm với tốc độ chậm hơn. Ngay cả khi hàm lượng C 
là 0,4%, độ giãn dài vẫn có thể đạt đến 30%. 
 Hàm lượng C trong thép TRIP giới hạn từ (0,1-0,4)%. Do khi hàm lượng C 
dưới 0,1%, tỷ phần ausenit dư không đủ lớn để phát huy hiệu ứng TRIP, độ bền của 
thép thấp, còn khi hàm lượng C trên 0,4%, tỷ lệ pha ferit thấp, làm mất vai trò của 
pha nền, có thể làm giảm tính dẻo của thép. 
 Mangan. Tác dụng quan 
trọng nhất của Mn là tăng độ ổn 
định của austenit dư, làm austenit 
dư tồn tại ở nhiệt độ phòng, đồng 
thời có tác dụng tăng độ rắn và độ 
bền của các pha (ferit, bainit, 
austenit dư) do tác dụng hóa bền Hình 2.33. Ảnh hưởng Mn đến tỷ phần 
dung dịch rắn. austneit dư và cơ tính thép TRIP CMnSi [67]. 
 Hàm lượng Mn trong thép TRIP giới hạn từ (1-2,5)%. Do khi hàm lượng Mn 
< 1%, austenit dư kém ổn định, làm tỷ phần austenit dư cuối cùng thấp, cơ tính tổng 
hợp của thép kém [68]. Tăng hàm lượng Mn, độ ổn định của austenit khi nung tăng, 
chuyển biến austenit thành bainit xảy ra chậm hơn, cho phép C có thời gian khuếch 
tán để làm giàu tới austenit dư, từ đó, làm tăng tỷ phần austenit dư và độ ổn định của 
nó. Theo xu thế chung, tăng hàm lượng Mn, tỷ phần austenit dư, giới hạn bền và tích 
số RmxA tăng (Hình 2.33). Nhưng hàm lượng Mn không nên quá 2,5%, do khi hàm 
lượng Mn quá cao, thép bị giòn, xuất hiện tổ chức dạng dải (phân tầng), làm tăng tính 
dị hướng của thép, giảm tính năng biến dạng tạo hình. Mn còn có tác dụng làm nhỏ 
hạt ferit và austenit khi nung do tác dụng làm chậm phát triển các pha này [23]. 
 Silic. Si là nguyên tố đặc biệt quan trọng trong thép TRIP, có tác dụng ngăn 
cản hình thành xementit khi chuyển biến bainit [82], tạo điều kiện để C khuếch tán 
và làm giàu tới austenit dư, làm phản ứng bainit xảy ra không hoàn toàn, duy trì pha 
austenit dư đến nhiệt độ phòng. Si cũng đóng vai trò làm tăng độ bền cho các tổ 
chức pha nhờ tác dụng hóa bền dung dịch rắn. 
 50 
 Hàm lượng Si trong thép TRIP 
giới hạn từ (12,2)%. Do khi hàm 
lượng Si < 1%, hiệu quả ngăn cản tiết 
cacbit kém, austenit trở lên kém ổn 
định, độ bền và độ dẻo của thép thấp 
[102]. Tăng hàm lượng Si, làm tăng tỷ 
phần austenit dư và độ ổn định của nó, Hình 2.34. Ảnh hưởng Si đến tỷ phần 
giới hạn bền và tích số RmxA tăng (Hình austneit dư và cơ tính thép TRIP CMnSi 
 [67]. 
2.34), tăng biến cứng nguội, hệ số hóa bền Rm/Rp tăng [67], [75], [87], [95]. 
 Tuy nhiên, hàm lượng Si cần nhỏ hơn 2,2%, do ảnh hưởng bất lợi của Si đối 
với thép như: làm giảm tính hàn; ảnh hưởng xấu đến chất lượng bề mặt của thép khi 
cán nóng do hình thành lớp màng ôxít phức hợp FeO/Fe2SiO4 rất cứng gây khó 
khăn cho việc làm sạch bề mặt [50]. 
 Si cũng có tác dụng làm nhỏ hạt austenit khi nung, tạo điều kiện để có tổ 
chức pha thứ hai nhỏ, đều, nên tăng được độ bền và độ dẻo [13], [44], [123]. 
 Tác dụng tổng hợp của C-Mn-Si đến tổ chức và cơ tính thép TRIP: 
 a- tỷ phần austenit dư b- cơ tính 
 Hình 2.35. Quan hệ tỷ phần austenit dư và cơ tính với hàm lượng Si và Mn trong 
 thép TRIP CMnSi [116]. 
 Hình 2.35 chỉ ra quan hệ cặp đôi nguyên tố Mn và Si đến tỷ phần austenit dư 
và cơ tính của thép TRIP 0,2%C, có thể thấy: 
 51 
 - Tăng hàm lượng Si làm tăng tỷ phần austenit dư với mọi thành phần Mn. 
Hàm lượng Mn khoảng 1,5% và Si từ (1,5-2)% cho tỷ phần austenit tối ưu, từ đó, 
cho độ giãn dài và tích số RmxA tối ưu. 
 - Tăng hàm lượng Mn và Si, giới hạn bền tăng. Hàm lượng Mn và Si khoảng 
2%, thép có thể đạt giới hạn bền khoảng 1000 MPa, nhưng độ giãn dài cũng thấp. 
 Hình 2.36. Quan hệ giới hạn bền với hàm lượng C-Mn-Si trong thép TRIP. 
Hình 2.37. Quan hệ độ giãn dài tương đối với hàm lượng C-Mn-Si trong thép TRIP. 
 Các Hình 2.36 đến Hình 2.37 trình bày quan hệ cặp đôi nguyên tố C-Mn, C-
Si và Mn-Si đến cơ tính của thép TRIP CMnSi, chúng được thiết lập từ dữ liệu 
thống kê trình bày ở Phụ lục 1. Có thể thấy: 
 - Vùng giới hạn bền tối ưu có thành phần là {(0,2-0,24)%C, (2,0-2,2)%Mn 
và (1,8-2,2)%Si}. Giới hạn bền trên 900 MPa, độ giãn dài tương đối từ (20-30)%. 
 - Vùng độ giãn dài tối ưu có hai vùng thành phần là {(0,12-0,14)%C, (1,4-
1,8)%Mn và (1,8-2,2)%Si} và {(0,2-0,24)%C, (1,2-1,7)%Mn và (1,4-1,6)%Si}. Độ 
giãn dài tương đối trên 30%, nhưng giới hạn bền không quá 900 MPa. 
2.4. Kết luận chương 2 
 1. Độ bền và độ dẻo của thép TRIP tuân theo luật trộn pha. Thép có đặc thù 
độ bền cao, độ dẻo tốt vận dụng các lý thuyết: 
 52 
 - Hóa bền chuyển biến pha với hai chuyển biến đặc trưng: (1)- “austenit 
bainit + austenit dư” khi xử lý nhiệt để tạo pha rắn bainit, austenit dư phân bố nền 
ferit để tăng bền, tăng dẻo; (2)- “austenit dư mactenxit” khi biến dạng dẻo để hóa 
bền do tạo thành pha rắn mactenxit bền hơn và tăng dẻo nhờ hiệu ứng “dẻo do 
chuyển biến pha”. 
 - Hóa bền do hạt nhỏ: Tạo hạt ferit nhỏ, cùng các hạt pha rắn bainit, austenit 
dư nhỏ mịn nằm xen kẽ trong nền ferit để hóa bền và tăng tính dẻo. 
 2. Để tạo được tổ chức theo yêu cầu của thép TRIP cần khống chế: Chế độ 
bến dạng trước; chế độ cơ-nhiệt (mức độ cán nguội, nhiệt độ-thời gian giữ nhiệt khi 
nung trong vùng tới hạn, nhiệt độ-thời gian nguội đẳng nhiệt bainit). 
 Do điều kiện nghiên cứu, để hạn chế phạm vi, Luận án xác định: 
 - Từ một mác thép CMnSi đã luyện từ sắt xốp đạt yêu cầu, nghiên cứu các 
công nghệ tạo phôi thép TRIP với chế độ gia công biến dạng trước và thông số biến 
dạng (mức độ cán nguội) trong gia công cơ-nhiệt được chọn cố định nhờ phân tích 
quy luật lý thuyết và thực nghiệm, đảm bảo thép có độ hạt ferit siêu mịn; chọn một 
môi trường tôi có tốc độ nguội lớn hơn tốc độ nguội tới hạn để xử lý nhiệt. 
 - Chỉ biến đổi 4 biến công nghệ: nhiệt độ-thời gian nung trong vùng hai pha 
(giữa Ac1 và Ac3); nhiệt độ-thời gian nguội đẳng nhiệt bainit. 
 53 
 Chương 3. PHƯƠNG PHÁP THỰC NGHIỆM 
 Mục đích thực nghiệm: Xác định các bộ thông số cơ-nhiệt nghiên cứu cho 
được đúng tổ chức thép TRIP, làm cơ sở để xác định các quan hệ TSCN cơ-nhiệt 
với tổ chức và cơ tính và xác định các bộ TSCN cơ-nhiệt tối ưu. 
 Yêu cầu thực nghiệm: 
 - Bộ số liệu chuẩn, tin cậy đủ để có thể xử lý bằng QHTN, đưa ra các quy 
luật quan hệ; 
 - Thiết bị hiện đại, chính xác, công cụ sử dụng đảm bảo độ tin cậy. 
 - Đưa ra được hàm mục tiêu, xác định miền tối ưu TSCN để có đạt được độ 
bền và tính dẻo kết hợp hài hòa theo yêu cầu của người sử dụng; 
 Nội dung cần làm: 
 - Chọn thành phần thép, đặt hàng nấu luyện để có phôi thép đủ dùng cho mục 
đích nghiên cứu; 
 - Xác định các thông số nhiệt động học phục vụ cho thiết kế các công nghệ 
gia công phôi, gia công cơ-nhiệt; 
 - Thực nghiệm xác định miền TSCN cơ-nhiệt, thiết kế thực nghiệm, xác định 
các biến mục tiêu (tổ chức, cơ tính). 
3.1. Sơ đồ công nghệ thực nghiệm 
 Sơ đồ công nghệ thực nghiệm trình bày trên Hình 3.1. Các thiết bị, phần 
mềm và phương pháp chính sử dụng trong Luận án trình bày trong Bảng 3.1. 
 Hình 3.1. Sơ đồ công nghệ thực nghiệm. 
 54 
 Bảng 3.1. Thiết bị, phần mềm và phương pháp chính sử dụng trong Luận án. 
 Thiết bị, phần mềm, 
TT Mục đích Đơn vị 
 phương pháp sử dụng 
 Máy quang phổ phát xạ Viện Tên lửa/Viện KH-
 1 Phân tích thành phần hóa học 
 FOUNDRY MASTER CNQS. 
 Viện khoa học và kỹ 
 Máy đo giãn nở nhiệt Xác định các nhiệt độ các 
 2 thuật vật liệu/trường Đại 
 DIL NETZSCH 204PC nhiệt độ tới hạn A , A 
 c1 c3 học BKHN. 
 Viện khoa học và kỹ 
 Phần mềm nhiệt động thuật vật liệu/trường Đại 
 Dự báo các nhiệt độ tới hạn 
 3 học Thermocalc và học BKHN; Bộ môn 
 A , A , A , A và B , M 
 Jmatpro e1 e3 c1 c3 s s công nghệ vật liệu/Học 
 viện KTQS. 
 Kính hiển vi quang học 
 Chụp ảnh tổ chức tế vi và Bộ môn công nghệ vật 
 4 Axio A2M và kỹ thuật 
 hiển thị pha theo màu liệu/Học viện KTQS. 
 tẩm thực màu 
 Phần phân tích ảnh Xác định tỷ phần pha và cỡ Bộ môn công nghệ vật 
 5 
 Axiovision và ImageJ hạt liệu/Học viện KTQS. 
 Thiết bị đo nhiễu xạ D8- Nhận diện và đo tỷ phần pha Khoa hóa học/trường Đại 
 6 
 ADVANCE-Bruker austenit dư, mactenxit. học khoa học tự nhi