Phiên bản đơn giản nhất của việc phân tích ảnh hưởng của các nguyên tố hợp kim đến hợp kim sắt-cacbon sẽ yêu cầu phân tích một số lượng lớn các biểu đồ hợp kim ba thành phần trong một dải nhiệt độ rộng. Tuy nhiên, Wever đã chỉ ra rằng các hệ thống cân bằng nhị phân sắt rơi vào bốn loại chính (Hình 1): hệ thống γ-field mở và đóng, và hệ thống γ-field mở rộng và co lại. Cách tiếp cận này chỉ ra rằng các nguyên tố hợp kim có thể ảnh hưởng đến biểu đồ cân bằng theo hai cách: 

• bằng cách mở rộng γ-field, và khuyến khích sự hình thành austenite trong các giới hạn thành phần rộng hơn. Những nguyên tố này được gọi là chất ổn định γ. 

• bằng cách co lại γ-field, và khuyến khích sự hình thành ferrite trong các giới hạn thành phần rộng hơn. Những nguyên tố này được gọi là chất ổn định α. 

Hình thức của biểu đồ phụ thuộc một phần vào cấu trúc điện tử của các nguyên tố hợp kim, điều này được phản ánh trong vị trí tương đối của chúng trong phân loại định kỳ. 

Hình 1. Phân loại các biểu đồ pha hợp kim sắt: a. γ-field mở; b. γ-field mở rộng; c. γ-field đóng

(Wever, Archiv, Eisenhüttenwesen, 1928-9, 2, 193)

Lớp 1: trường γ mở. Nhóm này bao gồm các nguyên tố hợp kim thép quan trọng như niken và mangan, cũng như coban và các kim loại trơ như ruthenium, rhodium, palladium, osmium, iridium và platinum. Cả niken và mangan, nếu được thêm vào với nồng độ đủ cao, sẽ hoàn toàn loại bỏ pha α-sắt bcc và thay thế nó, cho đến nhiệt độ phòng, bằng pha γ. Vì vậy, niken và mangan làm giảm quá trình chuyển pha từ γ sang α ở nhiệt độ thấp hơn (Hình 1a), tức là cả Ac1 và Ac3 đều bị giảm. Cũng dễ dàng hơn để có được austenite metastable bằng cách làm nguội từ vùng γ xuống nhiệt độ phòng, do đó niken và mangan là các nguyên tố hữu ích trong việc chế tạo thép austenitic. 

Lớp 2: trường γ mở rộng. Carbon và nitơ là các nguyên tố quan trọng nhất trong nhóm này. Trường pha γ được mở rộng, nhưng phạm vi tồn tại của nó bị cắt ngắn bởi sự hình thành hợp chất (Hình 1b). Đồng, kẽm và vàng có ảnh hưởng tương tự. Sự mở rộng của trường γ bởi carbon và nitơ là cơ sở cho toàn bộ quá trình xử lý nhiệt của thép, cho phép hình thành một dung dịch rắn đồng nhất (austenite) chứa tới 2,0% trọng lượng carbon hoặc 2,8% trọng lượng nitơ. 

Lớp 3: trường γ đóng. Nhiều nguyên tố hạn chế sự hình thành γ-sắt, khiến cho khu vực γ của biểu đồ co lại thành một khu vực nhỏ được gọi là vòng gamma (Hình 1c). Điều này có nghĩa là các nguyên tố liên quan đang khuyến khích sự hình thành sắt bcc (ferrite), và một kết quả là các trường pha δ và γ trở nên liên tục. Do đó, các hợp kim mà điều này đã xảy ra sẽ không phù hợp với các quy trình xử lý nhiệt thông thường liên quan đến việc làm nguội qua quá trình chuyển pha γ/α. Silicon, nhôm, berili và photpho thuộc loại này, cùng với các nguyên tố hình thành carbide mạnh như titan, vanadi, molybden và crôm. 

Lớp 4: trường y bị co lại. Boron là nguyên tố quan trọng nhất trong nhóm này, cùng với các nguyên tố hình thành carbide như tantalum, niobium và zirconium. Vòng γ bị co lại mạnh mẽ, nhưng đi kèm với sự hình thành hợp chất (Hình 1d). 

Sự phân bố của các nguyên tố hợp kim trong thép. Mặc dù cho đến nay chỉ xem xét các hệ nhị phân, khi carbon được đưa vào để tạo thành các hệ ba nguyên tố, các nguyên tắc chung tương tự thường áp dụng. Đối với một hàm lượng carbon cố định, khi nguyên tố hợp kim được thêm vào, trường y sẽ được mở rộng hoặc co lại tùy thuộc vào chất tan cụ thể. 

Với một nguyên tố như silicon, trường γ bị hạn chế và có sự mở rộng tương ứng của trường α. Nếu vanadi được thêm vào, trường γ sẽ bị co lại và sẽ có carbide vanadi trong trạng thái cân bằng với ferrite trên phần lớn trường ferrite. Nickel không hình thành carbide và mở rộng trường γ. Thông thường, các nguyên tố có xu hướng đối kháng sẽ triệt tiêu lẫn nhau ở các kết hợp thích hợp, nhưng trong một số trường hợp xảy ra bất thường. Ví dụ, chromium được thêm vào nickel trong một loại thép với nồng độ khoảng 18% giúp ổn định pha γ, như được thể hiện bởi các loại thép austenitic 18Cr8Ni. 

Một cách thuận tiện để minh họa định lượng tác động của một nguyên tố hợp kim lên trường pha γ của hệ Fe-C là chiếu lên mặt phẳng Fe-C của hệ ba nguyên tố các ranh giới trường pha γ cho nồng độ tăng dần của một nguyên tố hợp kim cụ thể. Để có thông tin chính xác và đầy đủ hơn, cần xem xét các chuỗi mặt cắt đẳng nhiệt trong các hệ ba nguyên tố thực sự Fe-C-X, nhưng ngay cả trong một số hệ quen thuộc hơn, thông tin đầy đủ cũng không có sẵn, một phần vì việc thu thập dữ liệu chính xác có thể là một quá trình khó khăn và tốn thời gian. 

Gần đây, việc giới thiệu các phương pháp dựa trên máy tính đã cho phép tổng hợp dữ liệu nhiệt hóa học và cân bằng pha rộng lớn, và trình bày chúng dưới dạng, ví dụ, các phần đẳng nhiệt trên một dải nhiệt độ rộng. 

Nếu chỉ xem xét các loại thép mà trong đó austenite chuyển đổi thành ferrite và carbide khi làm nguội chậm, các nguyên tố hợp kim có thể được chia thành ba loại: 

• các nguyên tố chỉ tham gia vào pha ferrite 

• các nguyên tố tạo ra carbide ổn định và cũng tham gia vào pha ferrite 

• các nguyên tố chỉ tham gia vào pha carbide. 

Trong loại đầu tiên có các nguyên tố như niken, đồng, photpho và silicon, mà trong các loại thép có thể biến đổi, thường được tìm thấy trong dung dịch rắn trong pha ferrite, độ hòa tan của chúng trong cementite hoặc trong các carbide hợp kim là khá thấp. 

Phần lớn các nguyên tố hợp kim được sử dụng trong thép thuộc về loại thứ hai, vì chúng là các nguyên tố tạo ra carbide và như vậy, ở nồng độ thấp, chúng đi vào dung dịch rắn trong cementite, nhưng cũng sẽ hình thành dung dịch rắn trong ferrite. Ở nồng độ cao hơn, hầu hết sẽ hình thành các carbide hợp kim, mà về mặt nhiệt động học ổn định hơn cementite. 

Các ví dụ điển hình là mangan, crôm, molybdenum, vanadi, titan, tungsten và niobi. Carbide mangan không được tìm thấy trong thép, nhưng thay vào đó mangan dễ dàng tham gia vào dung dịch rắn trong Fe3C. Các nguyên tố tạo ra carbide thường có mặt vượt quá nhiều so với lượng cần thiết trong pha carbide, mà chủ yếu được xác định bởi hàm lượng carbon của thép. Phần còn lại tham gia vào dung dịch rắn trong ferrite với các nguyên tố không tạo ra carbide là niken và silicon. Một số nguyên tố này, đặc biệt là titan, tungsten và molybdenum, tạo ra sự cứng hóa dung dịch rắn đáng kể cho ferrite. 

Trong danh mục thứ ba có một vài yếu tố chủ yếu tham gia vào pha carbide. Nitơ là yếu tố quan trọng nhất và nó tạo thành carbo-nitride với sắt và nhiều yếu tố hợp kim khác. Tuy nhiên, trong sự hiện diện của một số yếu tố hình thành nitride rất mạnh, ví dụ như titan và nhôm, các pha nitride hợp kim riêng biệt có thể xảy ra. 

Trong khi các biểu đồ pha ba, Fe-C-X, có thể đặc biệt hữu ích trong việc hiểu các pha có thể tồn tại trong thép đơn giản, các phần isothermal cho một số nhiệt độ là cần thiết trước khi có thể xây dựng một bức tranh đầy đủ về các pha cân bằng. Đối với các loại thép phức tạp hơn, nhiệm vụ này là rất khó khăn và các biểu đồ cân bằng chỉ có thể cung cấp một hướng dẫn sơ bộ về các cấu trúc có khả năng gặp phải. Tuy nhiên, có thể xây dựng các biểu đồ giả nhị phân cho các nhóm thép, cung cấp cái nhìn tổng thể về các pha cân bằng có khả năng gặp phải ở một nhiệt độ cụ thể. 

Các thay đổi cấu trúc do sự bổ sung hợp kim. Việc bổ sung các yếu tố như niken, silicon, mangan vào hợp kim sắt-cacbon, không tạo ra carbide cạnh tranh với cementite, không làm thay đổi cơ bản các cấu trúc vi mô hình thành sau quá trình biến đổi. Tuy nhiên, trong trường hợp các yếu tố hình thành carbide mạnh như molybdenum, chromium và tungsten, cementite sẽ được thay thế bằng các carbide hợp kim thích hợp, thường ở nồng độ yếu tố hợp kim tương đối thấp. Các yếu tố hình thành carbide mạnh hơn như niobium, titan và vanadium có khả năng hình thành carbide hợp kim, ưu tiên ở nồng độ hợp kim dưới 0,1 wt%. 

Do đó, có thể mong đợi rằng các vi cấu trúc của thép chứa các nguyên tố này sẽ bị thay đổi một cách triệt để. Đã có những chứng minh về sự khác biệt trong độ hòa tan của carbon trong austenite và ferrite dẫn đến sự hình thành các tập hợp ferrite/cementite quen thuộc trong thép carbon thông thường. Điều này có nghĩa là, vì độ hòa tan của cementite trong austenite lớn hơn nhiều so với trong ferrite, nên có thể phân phối lại cementite bằng cách giữ thép trong vùng austenite để hòa tan, và sau đó cho phép quá trình chuyển đổi diễn ra thành ferrite và cementite. Việc xem xét các carbide hợp kim và nitride có thể xảy ra theo cách tương tự cho thấy rằng tất cả các loại quen thuộc đều ít hòa tan hơn nhiều trong austenite so với cementite. 

Carbide chromium và molybdenum không được đưa vào, nhưng chúng hòa tan nhiều hơn đáng kể trong austenite so với các carbide khác. Việc xem xét chi tiết các dữ liệu như vậy, cùng với kiến thức thực tiễn về hành vi của thép hợp kim, cho thấy rằng, đối với niobium và titanium, nồng độ lớn hơn khoảng 0,25% trọng lượng sẽ hình thành các carbide hợp kim dư thừa không thể hòa tan trong austenite ở nhiệt độ hòa tan cao nhất. Đối với vanadium, giới hạn cao hơn ở mức 1-2%, và với molybdenum lên đến khoảng 5%. Chromium có giới hạn cao hơn nhiều trước khi việc hòa tan hoàn toàn của carbide chromium trong austenite trở nên khó khăn. Lập luận này giả định rằng có đủ carbon có mặt trong thép để kết hợp với nguyên tố hợp kim. Nếu không, nguyên tố kim loại dư thừa sẽ đi vào dung dịch rắn cả trong austenite và ferrite. 

Nói chung, hình thái sợi đại diện cho một cách tiếp cận gần hơn đến cấu trúc cân bằng nên nó chiếm ưu thế hơn trong các loại thép đã chuyển đổi chậm. Ngược lại, sự kết tủa giữa các pha và các cấu trúc nucleated do dislocation xảy ra dễ dàng hơn trong các loại thép chuyển đổi nhanh, nơi có lực thúc đẩy cao, ví dụ, trong các loại thép vi hợp kim. 

Phép tương tự rõ ràng nhất với pearlite được tìm thấy khi carbide hợp kim ở hình thái lath hình thành các nốt trong sự kết hợp với ferrite. Những nốt pearlitic này thường gặp ở nhiệt độ chỉ dưới Ac1, trong các loại thép chuyển đổi tương đối chậm. 

Ví dụ, những cấu trúc này được thu được trong các loại thép crom với tỷ lệ crom từ 4% đến 12% và tinh thể học tương tự như của pearlite cementit. Tuy nhiên, nó khác nhau về chi tiết do các cấu trúc tinh thể khác nhau của các carbide có thể có. Các cấu trúc quan sát được tương đối thô, nhưng mịn hơn pearlite hình thành dưới các điều kiện tương đương, do cần thiết phải phân chia nguyên tố hợp kim, ví dụ như crom giữa carbide và ferrite. Để đạt được điều này, khoảng cách giữa các lớp phải mịn hơn đáng kể so với trường hợp sắt-carbon tương đương. 

Kết tủa giữa các pha. Kết tủa giữa các pha đã được chứng minh là hình thành định kỳ tại giao diện γ/α trong quá trình chuyển đổi. Các hạt kết tủa hình thành thành các dải gần như song song với giao diện, và theo hướng chung của giao diện ngay cả khi nó thay đổi hướng một cách đột ngột. Một đặc điểm khác là sự phát triển thường xuyên chỉ của một trong các biến thể Widmanstätten có thể có, ví dụ như các tấm VC trong một khu vực cụ thể đều chỉ thuộc về một biến thể của thói quen, tức là biến thể mà trong đó các tấm gần như song song nhất với giao diện. 

Quy mô cực kỳ tinh vi của hiện tượng này trong các loại thép vanadi, cũng xảy ra trong các loại thép Ti và Nb, là do tốc độ nhanh mà quá trình chuyển đổi γ/α diễn ra. Ở nhiệt độ chuyển đổi cao hơn, tốc độ phản ứng chậm hơn dẫn đến các cấu trúc thô hơn. Tương tự, nếu phản ứng bị làm chậm lại bằng cách thêm các nguyên tố hợp kim khác, ví dụ như Ni và Mn, sự phân tán kết tủa sẽ trở nên thô hơn. 

Quy mô của sự phân tán cũng khác nhau giữa các loại thép, thô nhất là ở thép crom, tungsten và molybdenum, nơi mà phản ứng diễn ra tương đối chậm, và mịn hơn nhiều ở các loại thép mà vanadi, niobi và titan là các yếu tố hợp kim chủ yếu và sự biến đổi diễn ra nhanh. 

Sơ đồ biến đổi cho thép hợp kim. Sự biến đổi của austenite dưới nhiệt độ eutectoid có thể được trình bày tốt nhất trong một sơ đồ biến đổi isothermal, trong đó điểm bắt đầu và kết thúc của sự biến đổi được vẽ như một hàm của nhiệt độ và thời gian. Những đường cong như vậy được gọi là đường cong thời gian-nhiệt độ-biến đổi, hay đường cong TTT, và là một trong những nguồn thông tin định lượng quan trọng cho việc xử lý nhiệt của thép. 

Trong trường hợp đơn giản của một loại thép carbon eutectoid, đường cong có hình dạng gần giống chữ C với phản ứng pearlite xảy ra đến điểm cuối của đường cong và một chút vượt ra ngoài. Ở nhiệt độ thấp hơn, bainite và martensite được hình thành. Các sơ đồ trở nên phức tạp hơn đối với các hợp kim hypo- và hyper-eutectoid khi các phản ứng ferrite hoặc cementite cũng phải được đại diện bởi các đường bổ sung.

NGUỒN: key-to-steel