Luận án Nâng cao cơ tính tổng hợp của gang cầu bằng xử lý nhiệt tạo nền Ferit và Ausferit

ộ 
ban đầu x. Phản ứng dừng lại và tỷ phần pha của và  được tính theo qui tắc đòn 
bẩy trên đoạn df. 
Giả thiết, hàm lượng C ban đầu của gang là X %, hợp kim đang tiết pha tại 
nhiệt độ T1 < nhiệt độ chuyển biến cùng tích. Khi tiết pha, sự chênh lệch năng lượng 
giữa hai pha và  tương ứng với đoạn ac. Năng lượng của pha di chuyển theo 
đoạn ca, năng lượng pha  dịch chuyển theo đoạn af. Quá trình sẽ dừng lại khi nồng 
độ hai pha và  đạt giá trị tại hai điểm d và f. Tỷ phần hai pha cũng tính theo qui 
tắc cánh tay đòn trên hai đoạn de và ef tương ứng. 
Mầm các kim ferit hình thành trên biên giới hạt austenit đòi hỏi một năng 
lượng tối thiểu tương đương đoạn ac trên hình 1.27i, sau đó mầm tiếp tục lớn lên. 
Trong quá trình phát triển của các kim ferit, lượng C dư sẽ chuyển từ ferit sang 
austenit, làm giàu C trong austenit và gọi là austenit cacbon cao (hình 1.27ii). Tổ 
chức ausferit được hình thành. 
Chuyển biến bainit là chuyển biến không chuyển vị và sẽ dừng lại khi nồng 
độ C trong austenit đạt giá trị tương ứng với nhiệt độ cân bằng To. Khi nhiệt độ 
tăng, các lá bainit trở nên dày hơn, các sợi mảnh trong cấu trúc cũng dễ bị phân huỷ 
hơn. Tuy nhiên, các dải austenit xuất hiện giống như các tấm mỏng xen kẽ giữa các 
tấm ferit bainit. Nhiệt độ đẳng nhiệt thấp (300 oC), các tấm bainit có hình dáng xấu 
hơn. Trong trường hợp này, austenit dạng khối xuất hiện. Khối austenit ở nhiệt độ 
cao có kích cỡ nhỏ hơn so với khối austenit xuất hiện ở nhiệt độ thấp. Cacbon thừa 
từ bainit làm cho austenit chưa chuyển biến trở nên ổn định hơn và lúc đó, austenit 
sẽ xuất hiện tại biên hạt [89]. 
ii) 
Hình 1.27 Trình tự chuyển hóa tổ chức 
theo quá trình tôi đẳng nhiệt [59]. 
i) 
 43 
1.8.3.2. Độ hạt austenit và graphit 
Kích thước hạt austenit được kiểm soát bằng cấu trúc trước khi nhiệt luyện, 
nhiệt độ và thời gian austenit hoá. Nhiệt độ austenit hoá càng cao, thời gian càng 
dài, hạt austenit càng thô. Hạt austenit ảnh hưởng đến động học chuyển biến ausferit 
và ảnh hưởng đến quá trình tạo mầm của pha tiết ra. Biên giới hạt austenit chính là 
nơi đủ năng lượng cho sự tạo mầm dị pha của ferit, xementit và kim ferit. Do đó, 
mật độ biên giới hạt trong đơn vị thể tích càng lớn (hạt austenit càng mịn) tốc độ tạo 
mầm càng tăng và tốc độ chuyển biến của quá trình cũng tăng. 
Tính ổn định của austenit khi chuyển biến đẳng nhiệt phụ thuộc rất nhiều vào 
lượng hoà tan của C trong nó. Sự bão hoà C vào trong austenit khi austenit hoá ở 
nhiệt độ cao có ý nghĩa rất lớn đối với vấn đề này. Ở đây, có hai yếu tố quyết định 
tới độ bão hoà C là kích thước graphit và điều kiện austenit hoá (nhiệt độ và thời 
gian). Tuy nhiên, các yếu tố này lại có ảnh hưởng rất lớn đến sự hình thành vùng 
cửa sổ khi tôi đẳng nhiệt. 
 Lượng graphit cầu càng nhiều, austenit càng mịn, thiên tích càng ít thì các 
phản ứng đầu vùng cửa sổ xảy ra càng sớm, đường kết thúc gần như không thay 
đổi, do đó vùng cửa sổ càng rộng. Điều đó làm thuận lợi cho việc sản xuất gang 
cầu ausferit. Mặt khác, tổ chức ausferit càng mịn và cơ tính càng cao [90]. 
 Tăng nhiệt độ austenit hoá, đường bắt đầu vùng cửa sổ dịch chuyển sang 
phải và đỉnh vùng ausferit dịch xuống thấp [59]. 
 Tăng nhiệt độ austenit hoá, nồng độ cacbon trong austenit tăng, đồng thời 
làm giảm nhiệt độ bắt đầu chuyển biến mactensit Ms. Giảm nhiệt độ austenit hoá lại 
làm tăng tốc độ phản ứng giai đoạn I, các kim ferit trở nên mịn hơn và phân bố 
đồng đều hơn, tỷ phần thể tích của austenit dư sẽ giảm đi. Giảm nhiệt độ austenit 
hoá, kích thước hạt austenit giảm đi, biến giới hạt tăng lên. Do các mầm ferit hình 
thành trên biên giới hạt austenit, nên tăng biên giới hạt đồng nghĩa với thúc đẩy quá 
trình hình thành mầm kim ferit và làm các kim ferit trở nên mịn hơn, tốc độ chuyển 
biến của phản ứng ausferit cũng nhanh hơn. Tôi đẳng nhiệt ở nhiệt độ 250 oC đối 
với gang cầu cacbon đương lượng thấp, tổ chức sẽ thu được bao gồm các kim 
mactensit nằm xen lẫn ferit hình kim [91]. 
Tác giả [92] nghiên cứu cơ chế khuếch tán của C trong chuyển biến giai đoạn I và 
có một số kết luận như sau. Khi nhiệt độ austenit hoá cao khoảng 1000 oC, đường 
kính hạt austenit cỡ 28 µm. Ở nhiệt độ austenit hoá thấp, khoảng cách giữa các tấm 
ferit cạnh nhau rất nhỏ, nhỏ hơn 2 µm. Trong trường hợp nhiệt độ cao, cacbon thải 
ra từ các kim ferit đang phát triển sẽ phải khuếch tán một khoảng cách dài hơn đối 
với tất cả các nền austenit đã bão hoà cacbon. Do hai quá trình cạnh tranh lẫn nhau: 
tạo mầm, phát triển mầm ferit và quá trình làm giàu cacbon trong austenit mà không 
có đủ thời gian để cho austenit có đủ nồng độ cacbon trở nên ổn định. 
Giả thiết rằng, hệ số khuếch tán D được thể hiện qua công thức: 
D = 0,25 exp (– 34500/RTA) (m
2
/s) (1.11) 
 44 
Trong đó: R – hằng số khí (R = 8,31 J/molK) 
 T – Nhiệt độ (K) 
Khoảng cách khuếch tán sau khoảng thời gian (t) sẽ là: √ 
Nếu nhiệt độ tôi đẳng nhiệt là 360 oC, thời gian tôi là 180 phút. Khi đó x = 0,73 µm. 
Như vậy, các hạt austenit có đường kính < 1,5 µm về lí thuyết sẽ có hàm 
lượng C cân bằng. Ngược lại, tâm hạt austenit kích thước lớn sẽ chứa ít C hơn và rất 
có thể là không ổn định. Một số hạt đẳng trục trong mẫu austenit nhiệt độ cao, có 
đường kính gấp 20 lần khoảng cách khuếch tán vừa tính toán trên. Vùng này, nếu 
tiếp tục làm nguội xuống nhiệt độ phòng sẽ chuyển biến thành mactensit. Sự thiên 
tích của Mn ở vùng biên hạt cũng có thể làm chậm sự khuếch tán của C và cản trở 
cacbon đạt được nồng độ cân bằng trong austenit. 
Như vậy, austenit hoá nhiệt độ cao sẽ nâng cao hàm lượng C trong austenit. 
Hàm lượng C cao trong austenit sẽ làm giảm năng lượng tự do kiểm soát quá trình 
chuyển biến, cấu trúc cuối cùng sẽ là hạt austenit thô hơn, có nhiều hạt austenit 
dạng khối hơn. Hạt austenit càng thô, chứa càng ít cacbon và nó càng kém ổn định, 
dễ dàng chuyển thành mactensit khi nguội tiếp tục. Điều này là ảnh hưởng xấu đến 
độ dai va đập của gang [92]. 
Trên hình 1.28 chỉ ra sự khuếch tán cacbon của các tấm ferit bainít 
 Trong đó: W là độ dày tấm ferit bainit 1 (µm) 
 W khoảng cách khuếch tán cacbon từ tấm ferit bainit 1 (µm) 
 x là nồng độ cacbon trong hợp kim 
 x là nồng độ cacbon cân bằng trong austenit 
 XTo là nồng độ cacbon cân bằng tại nhiệt độ To 
 Z là khoảng cách khuếch tán cacbon 
Trên thực tế, độ dày của màng Austenit được giữ lại. Độ dày trung bình của 
các màng Austenit được giữ lại mỏng khoảng 0,01 đến 0,02 µm nằm giữa các tấm 
Hình 1.28. Sơ đồ ước tính thời gian khuếch tán C của các tấm ferit bainit [93] 
 45 
ferit bainit, mỏng hơn rất nhiều so với độ dày trung bình của lớp màng ferit bainitic 
(∼0,2 µm) [93] 
Tất cả các kim ferit đều không nằm trên biên giới hạt austenit ban đầu. Quan 
hệ hướng giữa kim ferit và austenit có góc lệch khoảng 30 đến 60 oC. Khi chuyển 
biến, hai hạt austenit sẽ có song tinh với nhau và chúng cùng chung nhau mặt 
{111}. Mỗi hạt austenit sẽ chia thành nhiều cụm, trong mỗi cụm, các kim ferit có 
trục lệch nhau khoảng 54 đến 60 oC. Các kim ferit nằm cạnh nhau cũng không song 
song với nhau mà trục của chúng lệch nhau một góc 5,7 o. Khoảng cách và góc lệch 
giữa các kim ferit được coi là yếu tố cơ bản của gang cầu tôi đẳng nhiệt [93, 94]. 
1.8.3.3. Ảnh hƣởng của thời gian và nhiệt độ tôi đẳng nhiệt 
Kết thúc chuyển biến giai đoạn I, toàn bộ austenit đã chuyển thành ausferit 
và còn lại một lượng austenit dư không đáng kể. Nền của gang cầu ADI bao gồm 
hai loại austenit, austenit dư và austenit cacbon cao với thông số mạng rất khác 
nhau. Các thông số mạng của austenit cacbon cao ít có nhạy cảm với nhiệt độ 
austenit hoá. Lượng austenit dư sau khi tôi đẳng nhiệt, ảnh hưởng rất lớn đến độ bền 
và độ dẻo dai của gang cầu ADI, phụ thuộc vào nhiệt độ và thời gian tôi đẳng nhiệt. 
Nhiệt độ tôi đẳng nhiệt tăng thì độ bền, độ cứng giảm còn độ giãn dài tăng [74]. 
Quá trình biến đổi đẳng nhiệt bainit; gồm 2 giai đoạn, giai đoạn I tỷ phần 
mactensit giảm dần theo thời gian và biến mất hoà toàn tại thời điểm kết thúc. Tốc 
độ chuyển biến đạt giá trị rất lớn ở thời điểm gần kết thúc phản ứng. Cuối giai đoạn 
I tương ứng với phần lớn nhất của ferit bainit và austenit dư C cao. Giai đoạn II bắt 
đầu tiết ra cacbit từ austenit. Khoảng giữa, cuối giai đoạn I và bắt đầu giai đoạn II là 
cửa sổ quá trình của vùng bao gồm khu vực giữa nhiệt độ bắt đầu biến đổi bainit. 
Trong “cửa sổ quá trình”, không có chuyển biến nào xảy ra mà chỉ có sự xắp xếp lại 
và ổn định tổ chức đã hình thành trong giai đoạn I 
Hình 1.29. Biểu đồ sự phát triển của tổ chức tế vi trong quá trình chuyển hóa đẳng nhiệt bainit 
và minh họa cửa sổ của quá trình [75] 
 46 
Hàm lượng C trong austenit dư tăng trong quá trình chuyển biến giai đoạn I, 
đó chính là kết quả của việc tăng tỷ phần ferit hình kim. Austenit chỉ chuyển thành 
ferit hình kim nếu hàm lượng C nhỏ hơn hàm lượng C tương ứng với nhiệt độ cân 
bằng To [75]. 
Động học chuyển biến ausferit phụ thuộc hoàn toàn vào nhiệt độ, thời gian 
đẳng nhiệt cũng như tính khuếch tán của C trong austenit.Thời gian đẳng nhiệt quá 
ngắn sẽ làm cho phản ứng chuyển biến của austenit trở nên không hoàn toàn, một 
phần austenit dễ dàng chuyển thành mactensit [95]. 
 47 
CHƢƠNG 2 
NỘI DUNG VÀ PHƢƠNG PHÁP NGHIÊN CỨU 
2.1. Gang cầu ban đầu 
Gang cầu ban đầu có thành phần nguyên tố hợp kim theo % khối lượng: 3,62 
%C; 2,80 %Si; 0,37 %Mn; 0,37 %Ni; 0,45 %Cu; 0,43 %Cr; 0,015 %S; 0,012 %P; 
0,06 %Mo và 0,04 %Mg nấu trong lò cảm ứng trung tần. Biến tính cầu hóa trong 
gầu Tundish bằng 2% hợp kim trung gian FeSiMg6. Biến tính chống trắng bằng 0,5 
% FeSi75. Gang sau biến tính được rót thành mẫu thử tiêu chuẩn hình chữ Y (hình 
2.1a). Nhiệt độ rót 1450 đến 1480 oC. Từ phần dưới của mẫu chữ Y, cắt các mẫu 
kích thước (15x15x15) mm để thí nghiệm cho các chế độ khác nhau (hình 2.1d), 
mẫu thử cơ tính theo tiêu chuẩn TCVN 197-1:2014 (hình 2.1c) và mẫu đánh giá 
giãn nở của gang ADI có chiều dài 100 mm, đường kính 10 mm (hình 2.1b). 
a) 
b) 
c) d) 
Hình 2.1. Mẫu đúc và các loại mẫu thử dùng trong thí nghiệm a) – Mẫu đúc, b)- Mẫu đo 
giãn nở, c) – Mẫu thử kéo, d) – Mẫu soi tổ chức tế vi, phân tích EDX 
 48 
2.2. Đánh giá tổ chức tế vi 
Khoảng nhiệt độ vùng ba pha được xác định nhờ đường cong giãn nở nhiệt trên 
thiết bị NETZSC- DIL 402 PC (hình 2.2). Nguyên lý của phương pháp đo là, theo 
nhiệt độ, tại các điểm chuyển biến pha, kích thước mẫu sẽ có sự thay đổi đột ngột. 
Từ các điểm đặc biệt trên đường cong giãn nở, xác định các nhiệt độ chuyển biến 
pha khi nung. Nhiệt độ nung tmax= 1100 
o
C, tốc độ nâng nhiệt vN = 10 
o
/phút nhằm 
xác định quan hệ giữa tỉ số L/L0 với nhiệt độ và thời gian ( L: độ gia tăng chiều 
dài mẫu, Lo: chiều dài ban đầu của mẫu thí nghiệm). 
3.3 Xác định hàm lƣợng cacbon 
Tổ chức tế vi của gang được đánh giá tại Trung tâm Kiểm định chất lượng, 
Viện Công nghệ, Bộ Quốc phòng. Kỹ thuật mài mẫu, đánh bóng và tẩm thực mẫu 
tiến hành theo tiêu chuẩn, đánh bóng lần cuối cùng bằng bột kim cương 1μm, tẩm 
thực bằng dung dịch Nital 3 %. Tổ chức kim loại đánh giá trên kính hiển vi quang 
học Axio Obsever D1M (Germany) (hình 2.3). Kính hiển vi quang học có kèm theo 
Hình 2.2. Giãn nở kế NETZSC-DIN 402PC 
Hình 2.3. Kính hiển vi quang học Axio Obsever D1m. 
 49 
phần mềm Matavis Hard để xác định tỷ phần các pha và tổ chức của gang. Pha ferit 
có màu trắng, mactenxit có màu tối và pha austenit có màu xám. 
Hàm lượng cacbon trong austenit sau khi austenit hoá, được xác định như sau. 
Sau khi đã nung austenit hoá hoàn toàn, gang được tôi trong nước. Toàn bộ austenit 
sẽ chuyển thành mactensit. Hàm lượng C trong mactensit chính là hàm lượng C bão 
hoà trong austenit và được xác định bẳng ba phương pháp: 
- Phổ phân tán năng lượng Rơnghen (EDX) 
- Công thức kinh nghiệm: %C = -0,435 +( 0,335×10-3)T+ (1,61×10
-6
)T
2
+ 
0,006(%Mn) – 0.11( %Si) -0,07(%Ni) + 0,014(%Cu) – 0,3(%Mo) [96] (2.1) 
Trong đó : T là nhiệt độ austenit hóa (K) 
- Theo giản đồ Thermocaln. 
2.3. Phƣơng pháp tính tỷ phần pha austenit sau phản ứng giai đoạn I 
a) Theo giản đồ pha 
Trong quá trình ủ đẳng nhiệt xảy ra chuyển biến pha như sau: 
 γ → α + γHC 
Trong đó: 
γ- tổ chức austenit trước khi ủ đẳng nhiệt 
α và γHC - tổ chức ferit và austenit hình thành sau chuyển biến đẳng nhiệt. 
 Hàm lượng cacbon là không đổi trước và sau chuyển biến, nghĩa là: 
 Ci = Vα Cα+ Vγ Cγ (2.2) 
Trong đó: 
Ci- Hàm lượng cacbon ban đầu trong austenit (%) 
Vα- Tỷ phần thể tích ferit sau phản ứng (%) 
Cα - Hàm lượng cacbon trong ferit sau phản ứng (%) 
Vγ - Tỷ phần thể tích austenit sau phản ứng (%) 
Cγ - Hàm lượng cacbon trong austenit sau phản ứng (%). 
Theo giản đồ pha, hàm lượng C trong ferit rất nhỏ (< 0,02 %), theo 
Thermocaln thì hàm lượng này còn nhỏ hơn nữa nên có thể coi %Cα ≈ 0, do vậy, có 
thể tính gần đúng: 
 Ci = Vγ Cγ 
 Tỷ phần khối lượng austenit sau phản ứng (Vγ): 
100


C
C
V i (%) (2.3) 
 50 
 Căn cứ vào giản đồ pha xác định được %Cγ bão hòa lớn nhất có thể đạt được 
trong austenit và nhờ phương pháp EDX theo điểm, xác định được hàm lượng 
cacbon trong tổ chức austenit ở nhiệt độ và thời gian austenit hóa khác nhau. 
b) Xác định tỷ phần pha theo phương pháp kim tương định lượng 
Dưới tác dụng của dung dịch tẩm thực (dung dịch 8g CrO3 + 40g NaOH + 
72g H2O), các pha ferit và austenit dưới kính hiển vi sẽ có màu khác nhau, ferit có 
màu trắng và austenit có màu xám. Phần mềm Multiphase sẽ nhận biết và định 
lượng tỷ phần các pha trong tổ chức (Hình 2.4). 
Hình 2.4. Xác định tỷ phần pha bằng ảnh kim tương màu 
2.4. Xác định cơ tính và thành phần hoá học 
Độ bền kéo và độ giãn dài được xác định trên thiết bị TT-HW-1000 (hãng 
Torontech, Canada). Mẫu thử đường kính 8 mm, dài 170 mm (theo tiêu chuẩn 
TCVN 197-1:2014) được gia công từ phần dưới mẫu chữ Y sau khi đã nhiệt luyện 
(hình 2.1c). 
Độ cứng được đo bằng máy AT200-DRTM (hãng ERNST, Thụy Sỹ) (hình 2.5). 
Mỗi thí nghiệm đo 3 mẫu. Mỗi mẫu đo ở 3 vị trí rồi lấy giá trị trung bình. 
Độ dai va đập được thử trên máy thử WPM (Đức) có giải đo đến 300 J (hình 
2.6). 
Thành phần các nguyên tố được xác định bằng phương pháp phân tích quang 
phổ trên máy Spectro Lab (Đức) (hình 2.8) và phổ phân tán năng lượng EDX, ảnh 
SEM được quan sát trên kính hiển vi điện tử quét JEOL JSM-7600F (Mỹ) (hình 
2.9). 
 51 
 Hình 2.5. Máy thử độ cứng AT200-DRTM Hình 2.6. Máy thử độ dai va đập WPM 
 Hình 2.7. Máy thử kéo nén TT-HW2-1000 Hình 2.8 Máy phân tích thành phần hóa học 
Hình 2.9. Kính hiển vi điện tử quét JEOL JSM-7600F. 
 52 
2.5. Chế độ nhiệt luyện 
Gang cầu nền (F+P) được austenit hoá hoàn toàn ở vùng nhiệt độ 870, 900 và 
930 
o
C trong các khoảng thời gian khác nhau để đảm bảo gang có tổ chức hoàn toàn 
austenit. 
Chuyển nhanh mẫu sang thiết bị ủ vùng ba pha, thay đổi nhiệt độ và thời gian 
giữ nhiệt vùng ba pha để xác định tỷ phần ferit thứ cấp. Nhiệt độ thay đổi 760, 770 , 
780 và 790 
o
C. Thời gian giữ nhiệt đủ lớn để đảm bảo chuyển biến pha ferit thứ cấp 
đạt trạng thái cân bằng theo giản đồ pha. Theo tính toán, khoảng thời gian này kéo 
dài từ 1,5 đến 2,0 giờ. 
Mẫu sau đó được tôi đẳng nhiệt ở nhiệt độ khác nhau là 280, 320, 360 và 
400 
o
C.với thời gian từ 0 đến 120 phút Môi trường tôi là bể muối chứa 50 %KNO3 + 
50 %NaNO3. Xác định hàm lượng C trong ausferit sau tôi đẳng nhiệt, cơ tính, độ 
giãn nở của gang và tỷ phần chuyển biến theo công thức Johnson-Mehl-Avrami. Sơ 
đồ nhiệt luyện được mô tả trên hình 2.11. 
Dùng phương pháp phân tích phổ EDX theo điểm theo đường để xác định thành 
phần và sự phân bố của các nguyên tố trong tổ chức nền. Vị trí đo là các điểm xác 
định và trên đoạn thẳng giữa hai hạt graphít cầu của gang sau chuyển biến. Thiết bị 
đo là máy JEOL-JSM6490. 
Hình 2.10. Hệ thống lò nhiệt luyện phục vụ thí nghiệm 
 53 
 Hình 2.11. Sơ đồ quy trình nhiệt luyện gang cầu 
2.6. Phƣơng pháp nghiên cứu chuyển biến và tỷ phần pha khi tôi 
đẳng nhiệt 
a) Nguyên lý 
Với kích thước mẫu đo: có Lo = 100 mm, đường kính = 10 mm 
Khi thay đổi nhiệt độ nung, vật liệu thay đổi kích thước. Chiều dài L của vật 
liệu phụ thuộc vào nhiệt độ theo công thức: 
L = Lo + . T (2.4) 
Khi tôi đẳng nhiệt, nhiệt độ không đổi, T = 0 nên L = L – Lo = 0, nghĩa là, 
nếu có thay đổi kích thước của mẫu, thì sự thay đổi đó không phải do ảnh hưởng 
của nhiệt độ, mà do một nguyên nhân khác. Đó chính là sự chuyển biến pha. 
Trong quá trình tôi đẳng nhiệt, các phản ứng xảy ra đều kèm theo sự biến đổi thể 
tích và chiều dài của vật liệu. Áp dụng nguyên lý này để xác định các điểm tới hạn 
và xác định cửa sổ của quá trình. Sự thay đổi về thể tích V và độ dài L của mẫu 
như sau: 
 Phản ứng giai đoạn 1: γ → ferit + γHC ; V và L đều tăng; 
 Giai đoạn hình thành vùng “cửa sổ quá trình”: phản ứng giai đoạn 1 đã kết 
thúc, tổ chức (ferit + γHC) ổn định, không có phản ứng nào xảy ra mà chỉ có 
sự xắp xếp lại và ổn định tổ chức. Giá trị V và L gần như không thay đổi; 
 Phản ứng giai đoạn 2: γHC → ferit + cácbit-; V và L đều tăng; 
Luận án đã thiết kế và chế tạo thiết bị đo giãn nở, thiết bị có thể nhận biết được 
sự thay đổi kích thước theo chiều dài của mẫu, mức chính xác đến 1μm (hình 2.12). 
 54 
Hình 2.12. Bộ thiết bị đo giãn nở nhiệt trong quá trình tôi đẳng nhiệt 
a) Đồng hồ so điện tử; b) Dụng cụ đọc tín hiệu đo; c) Cáp nối; d) Đấu nối thiết bị vào 
máy tính; e) Ống thạch anh nối giữa đồng hồ so với mẫu tôi đẳng nhiệt 
Môi trường đẳng nhiệt là hỗn hợp 2 muối 50 %KNO3+ 50 %NaNO3. Tín hiệu 
giãn nở nhận được qua thiết bị xử lý và được phần mềm ghi lại theo mỗi nhịp thời 
gian 3 giây. 
 Hình 2.13. Độ giãn nở của gang theo thời gian 
b) Xác định tỷ phần chuyển biến pha của phản ứng giai đoạn I theo công thức 
Johnson-Mehl-Avrami. 
Chuyển biến giai đoạn I làm tăng thể tích và độ dài của mẫu, ban đầu mẫu có 
chiều dài Lo, sau một thời gian, do chuyển biến pha mà mẫu sẽ có chiều dài L. Quan 
hệ chiều dài mẫu và thời gian đẳng nhiệt như trên hình 2.13. 
Trên đường cong giãn nở của gang mà thiết bị đo được (hình 2.13), chuyển 
biến giai đoạn I: γ → ferit + γHC kết thúc thì đồ thị bắt đầu đi ngang, tức là mẫu 
gần như không giãn. Lấy điểm bắt đầu đi ngang trên đồ thì là điểm bắt đầu vào 
vùng “cửa sổ của quá trình. Sau một khoảng thời gian trong vùng “cửa sổ” mẫu bắt 
đầu có sự giãn nở, và điểm bắt đầu quá trình giãn nở chính là lúc bắt đầu bước vào 
giai đoạn II được minh họa trên hình 2.13 
 55 
Để hạn chế các yếu tổ làm ảnh hưởng đến kết quả đo độ giãn dài, mẫu cần 
phải nhúng ngập trong dung dịch muối, ống nối từ đồng hồ chỉ thị đến mẫu được 
làm bằng thạch anh để hạn chế sự biến đổi kích thước của ống nối ảnh hưởng đến 
kết quả đo (hình 2.14). 
Nhờ thiết bị và phần mềm, sự thay đổi chiều dài của mẫu theo thời gian được 
ghi lại. Tại mỗi thời điểm t, chiều dài mẫu sẽ tăng thêm một lượng: 
Độ giãn dài tuyệt đối: oLLL (2.5) 
Độ giãn dài tương đối:
maxmax L
L
LL
LL
o
o
  (2.6) 
Giả sử, phản ứng giai đoạn I chưa xảy ra, tỷ phần chuyển biến f = 0, khi đó L 
= Lo. tất nhiên độ giãn dài tương đối  cũng = 0. 
Khi phản ứng kết thúc, tỷ phần chuyển biến f = 100 % (= 1) và chiều dài L 
đạt giá trị Lmax và  = 1. 
Rõ ràng, trong quá trình chuyển biến, giá trị tỷ phần chuyển biến f thay đổi 
trong khoảng (0 đến 1), giá trị của độ giãn dài tương đối  cũng thay đổi trong 
khoảng (0 đến 1) tương ứng. Như vậy, có thể đồng nhất giá trị độ giãn dài tương đối 
 như giá trị của tỷ phần f trong công thức Johnson-Mehl-Avrami. 
Hình 2.14. Thiết bị đo giãn nở của gang 
1. Nồi lò; 2. Dây điện trở; 3. Tường lò; 4. Can nhiệt; 5. Bộ cảm biến nhận tín hiệu 
giãn dài của mẫu; 6. Nắp lò; 7. Tấm định vị gá mẫu; 8. Hỗn hợp muối KNO3+ 
NaNO3; 9. Mẫu thí nghiệm; 10. Ống thạch anh 
10 
 56 
Hình 2.15. Sự thay đổi chiều dài mẫu khi giữ đẳng nhiệt. 
Theo Johnson-Mehl-Avrami, trong quá trình chuyển biến pha đẳng nhiệt, tỷ 
phần chuyển biến (f) phụ thuộc vào t