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

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

1. Hình 3.43 . Độ cứng gang cầu ADI nền đa pha phụ thuộc nhiệt độ austenit hóa và thời gian tôi đẳng nhiêt. Trên hình 3.43 cho thấy nhiệt độ austenit hóa cao sẽ làm tăng độ cứng của gang. Độ cứng của gang liên quan nhiều đến độ hòa tan của C trong nền gang. Tăng nhiệt độ austenit hóa, lượng C trong austenit tăng lên, làm cho austenit càng thêm ổn định. Mặt khác, nhiệt độ austenit hóa cao, sẽ có ít ferit thứ cấp được tiết ra khi ủ ở vùng ba pha. Kết quả là độ cứng của gang ADI nền đa pha sẽ tăng lên theo nhiệt độ austenit hóa. Thí nghiệm cho thấy ở nhiệt độ 870 oC thì tới gần 120 phút, cho độ cứng cực trị là 219 HB; còn ở nhiệt độ 930 oC phải gần 150 phút, độ cứng mới đạt giá trị cực trị 242 HB. Trong 30 phút đầu tiên, nhiệt độ austenit hóa 930 oC mẫu có tốc độ giảm độ cứng là nhanh nhất, giảm 23 HB so với 14 HB của mẫu có nhiệt độ austenit 900 và 870 oC. Hiện tượng này do bão hòa cacbon trong austenit và hiện tượng thô hạt đã trình bày ở phần lý thuyết. 250 242; 47,7 245 o 240 930 C 235; 61,3 235 900 oC 230 Độ cứng, HB cứng, Độ 225 219; 74,6 220 870 oC 215 40 45 50 55 60 65 70 75 80 Tỷ phần pha ferit thứ cấp, % Hình 3.44. Độ cứng gang cầu ADI nền đa pha phụ thuộc vào tỷ phần ferit thứ cấp tại các nhiệt độ austenit hóa khác nhau_870 – 900 – 930 oC/2 h – 770 oC/2 h - 360 oC/2h. 104
2. và ram gang, nhiệt độ austenit hóa phải đủ cao để cho độ cứng cực đại và tồn tại ít austenít dư. Khi tôi đẳng nhiệt, tăng nhiệt độ austenit thì lượng C tăng trong austenit, làm cho chúng ổn định hơn khi giữ đẳng nhiệt và tăng lượng austenit cho gang cầu ausferit do điểm MS hạ thấp. Trong luận án này, nhiệt độ austenit hóa 900 oC, với lượng C là 0,93 % trong tổ chức nền, độ cứng bắt đầu tăng khi thời gian tôi đẳng nhiệt tăng trên 120 phút (hình 3.45). 250 15.3, 248 245 o 790 C 40.6, 240 240 780 oC 61.3, 235 235 770 oC Độ cứng, HB cứng, Độ 230 73.7, 228 o 225 760 C 10 20 30 40 50 60 70 80 Tỷ phần pha ferit thứ cấp, % Hình 3.46. Độ cứng gang cầu ADI nền đa pha phụ thuộc tỷ phần pha ferit và nhiệt độ ủ vùng 3 pha_900 oC/2 h-(760-770-780-790 oC)/2 h-360 oC/2 h. Theo hình 3.46 thấy rằng độ cứng phụ thuộc vào tỷ phần ferit tiết ra. Ferit càng nhiều thì độ cứng càng giảm. Hàm lượng ferit lại phụ thuộc vào nhiệt độ vùng 3 pha, nhiệt độ vùng ba pha càng lớn thì lượng ferit thứ cấp tiết ra càng ít, lượng ausferit càng nhiều.Tại nhiệt độ 790 oC với hàm lượng ferit 15,3 % cho độ cứng cao lên đến 248 HB. Khi nhiệt độ giảm xuống 780 oC với hàm lượng ferit 40,6 % cho độ cứng giảm còn 240 HB, tiếp tục hạ nhiệt độ xuống 770 oC và 760 oC tỷ phần ferit là 61,3 % và 73,7 % thì độ cứng giảm còn 235 HB và 228 HB tương ứng. 3.7.2. Độ bền của gang cầu ADI nền đa pha Cấu trúc gang cầu ADI nền đa pha bao gồm Ferit thứ cấp, ausferit và có thể có một ít macstenxit và austenit dư, tùy thuộc vào chế độ nhiệt luyện. Tổ chức ausferit thường xuất hiện trên biên giới các hạt cùng tinh và tôn tại ở dạng lưới liên tục hoặc độc lập. Nhiệt độ ủ vùng ba pha càng cao, nhiệt độ tôi đẳng nhiệt càng cao, tính liên tục càng cao và kích thước các kim ferit càng mịn. Tính liên tục của cấu trúc ausferit trên biên giới hạt có tầm quan trọng đặc biệt, quyết định đến độ bền của vật liệu. Tính liên tục của ausferit tăng, hình thái phá hủy thay đổi từ kiểu phá hủy dẻo sang phá hủy dòn. 106
3. Hình 3.49. Sự phụ thuộc của độ bền kéo vào thời gian tôi đẳng nhiệt và vùng nhiệt độ vùng 3 pha Trên hình 3.49, sau khi austenit hóa hoàn toàn tại 900 oC/2 h, gang được ủ ferit hóa ở nhiệt độ 760; 770; 780 và 790 oC trong 2 giờ và có tỷ phần ferit thứ cấp đạt 73,7 %; 61,3 %, 40,6 % và 15,3 %, tương ứng. Sau đó tôi đẳng nhiệt ở 360 oC trong khoảng thời gian khác nhau. Độ bền của gang giảm dần khi thời gian tôi đẳng nhiệt tăng đến khoảng 90 phút và tăng dần từ (90 đến 120) phút, sau đó ổn định. Trong một nền bao gồm nhiều pha, độ bền của vật liệu phụ thuộc vào độ bền của pha yếu nhất. Thời gian ban đầu của tôi đẳng nhiệt, hàm lượng C trong austenit còn thấp, austenit dễ dàng chuyển thành mactensit và tỷ phần ausferit cũng thấp. Kéo dài thời gian tôi đẳng nhiệt, tỷ phần mactensit giảm nhanh, tỷ phần austenit tăng lên nhưng không đủ bù trừ cho việc giảm tỷ phần mactensit, hậu quả là độ bền giảm theo thời gian cho đến 90 phút chuyển biến. Tiếp tục kéo dài thời gian tôi đẳng nhiệt, độ bền tăng nhẹ cho đến khi bắt đầu bước vào vùng cửa sổ quá trình. Kết quả đo độ cứng (hình 3.43 và 3.45) cũng cho một qui luật tương tự, nghĩa là, ban đầu độ cứng giảm theo thời gian tôi đẳng nhiệt sau đó sẽ tăng dần. Trong đa số các mẫu gang, độ bền kéo bắt đầu tăng sau khi tôi đẳng nhiệt khoảng 90 phút. Thời điểm đó, quá trình bắt đầu bước vào vùng cửa sổ. Tại cùng nhiệt độ austenit hóa 900 oC giới hạn bền kéo của gang đạt giá trị (609, 655, 689 và 760) MPa, tương ứng ở nhiệt độ vùng ba pha 760, 770, 780 và 790 oC, tôi đẳng nhiệt 360 oC (hình 3.49). Trong khoảng thời gian 90 đến120 phút tôi đẳng nhiệt, độ bền của gang đều tăng theo thời gian đẳng nhiệt. (hình 3.47 và 3.49). Thời gian giữ đẳng nhiệt càng dài, độ bền tăng, bởi vì austenit là pha dẻo với %C tăng trở nên cứng hơn và do đó bền hơn. 108
4. Hình 3.51. Độ dai va đập của gang cầu ADI nền đa pha phụ thuộc nhiệt độ austenit hóa và thời gian tôi đẳng nhiệt 37 74.6, 34.5 2 35 o 33 61.3, 30.1 870 C 31 29 900 oC 27 47.7, 23.3 25 23 930 oC Độ dai va va J/cm dai Độ đập, 21 19 40 45 50 55 60 65 70 75 80 Tỷ phần ferit thứ cấp, % Hình 3.52. Độ dai va đập của gang cầu ADI nền đa pha phụ thuộc vào tỷ phần ferit thứ cấp và nhiệt độ austenit hóa_890 - 900 - 930 oC/2 h - 770 oC/2 h - 360 oC/2 h 110
5. Những qui luật biến đổi của độ bền kéo, độ dai va đập và độ giãn dài có thể giải thích theo các quan điểm sau đây. 1) Nhiệt độ chuyển biến thấp sẽ làm tăng sự tạo mầm ferit và giảm hệ số khuếch tán của cacbon, đồng thời làm cho cấu trúc hình kim trở nên nhỏ hơn. Cấu trúc ausferit hình kim mịn có thể làm tăng cả độ cứng lẫn độ dai va đập của gang. 2) Xuất hiện rất nhiều bề mặt phân cách giữa mactensit và ausferit, điều này có thể gây trở ngại cho quá trình lan truyền vết nứt. Các mặt phân cách này còn hấp phụ năng lượng va đập, cải thiện độ dai va đập. 3) Bản chất pha austenit trong ausferit là pha dẻo. Khi vết nứt gặp pha austenit, nó sẽ tạo ra biến dạng dẻo, đồng thời hấp phụ công biến dạng, giải phóng ứng suất, như vậy cũng tham gia vào việc ngăn cản quá trình phát triển của vết nứt. Hình 3.55. Độ giãn dài phụ thuộc nhiệt độ austenit hóa và thời gian tôi đẳng nhiệt Tốc độ hình thành ferit hình kim sẽ tăng lên khi nhiệt độ austenit hóa giảm. Mặt khác, phản ứng tạo thành ferti hình kim càng nhanh, càng có nhiều C được giải phóng ra, austenit dư càng ổn định. Pha austenit dư này càng khó có khả năng chuyển thành mactensit khi mẫu được làm nguội xuống nhiệt độ phòng. 112
6. 90 phút 120 phút 18 73.7, 17.6 o 760 C 17 61.3, 16.4 40.6, 15.4 o 16 770 C 73.7, 17 15 780 oC 14 61.3, 15.5 15.3, 12.2 40.6, 14.6 13 12 790 oC 11 Độ giãn % đối, dài giãn Độ tương 15.3, 11.5 10 0 10 20 30 40 50 60 70 80 Tỷ phần ferit thứ cấp, % Hình 3.58. Độ giãn dài của gang cầu ADI nền đa pha phụ thuộc vào tỷ phần pha ferit và nhiệt độ ủ vùng ba pha_900 oC/2 h-(760-770-780-790 oC)/2 h-360 oC/90 phút và 120 phút Trong cùng điều kiện nhiệt độ austenit hóa, nhiệt độ và thời gian tôi đẳng nhiệt, tỷ phần ferit thay đổi theo nhiệt độ vùng 3 pha. Tỷ phần ferit càng lớn thì độ giãn dài của gang càng cao. Mặt khác, tổ chức của gang được tổ hợp từ nhiều pha nên tồn tại một tỉ lệ pha hợp lý để cơ tính tổng hợp đạt cực đại (độ bền vừa phải, độ giãn dài và độ dai va đập cực đại) là giai đoạn đầu của vùng cửa sổ. Căn cứ vào kết quả thử nghiệm trong luận án (hình 3.49, 3.53, 3.57) cho thấy giá trị đó tại vùng austenit hóa 900 oC giữ nhiệt 2 giờ ủ vùng ba pha 770 oC giữ nhiệt 2 h và tôi đẳng nhiệt tại 360 oC thời gian 90 phút là 61,3 % ferit thứ cấp. Khi đó giới hạn bền kéo đạt 655MPa, độ giãn 2 dài đạt 16,4 % và độ dai va đập đạt 35,5 J/cm . 800 700 600 500 400 300 200 Giới hạn bền kéo, kéo, MPabền hạn Giới 100 0 0 5 10 15 20 25 Độ giãn dài tương đối, % Hình 3.59. Đường cong ứng suất-biến dạng của gang cầu ADI nền đa pha. austenit hóa 900 oC/2 h; ủ vùng ba pha 770 oC/2 h; tôi đẳng nhiệt 360 oC/ 90 phút 114
7. cần có cơ tính tổng hợp tốt, thí dụ, độ bền 650 đến 760 MPa, độ giãn dài 15 đến 17 %, thì gang cầu ADI nền đa pha có tỷ phần ferit khoảng 40 đến 65 % là phương án hợp lý. Lưu ý rằng, gang cầu truyền thống GC 50-2 có độ bền 500 MPa; độ giãn dài 2 %. Gang cầu ferit 45-10 (hay FCD 450) có độ bền 450 MPa và độ giãn dài 10 đến 15 %. Sự thay đổi cơ tính của gang theo thời gian tôi đẳng nhiệt hoàn toàn phụ thuộc vào sự thay đổi bản chất và số lượng các pha có mặt trong tổ chức nền. Trong các mẫu thử, khi nhiệt độ austenit hóa và nhiệt độ đẳng nhiệt không đổi, kéo dài thời gian đẳng nhiệt sẽ làm giảm độ bền và độ cứng trong khoảng thời gian ban đầu của chuyển biến ausferit. Tính chất cơ học của gang cầu ADI nền đa pha đã vượt quá tính chất cơ học của gang cầu ferit (gang cầu FCD 450 có độ bền 450 MPa, giãn dài 15%), đồng thời vẫn giữ khả năng biến dạng cao. Loại vật liệu có cơ tính tổng hợp cao như vậy thường được dùng để chế tạo các chi tiêt đòi hỏi an toàn cao. Thực tế, tính chất gang cầu ADI nền đa pha dao động trong khoảng rộng phụ thuộc vào tỷ phần tương đối các pha xuất hiện trong tổ chức của gang. Như vậy gang ADI nền đa pha có thể thay thế cho một số gang truyền thống như gang cầu ferit, gang cầu ferit-peclit hoặc gang cầu mactensit đẳng nhiệt. Trong các mẫu có tỷ phần ausferit cao, các hạt ferit xung quanh hạt cầu lại được bao bọc hoàn toàn bởi lưới ausferit (hình 3.34). Trong một cấu trúc như vậy, nếu tính liên tục của lưới ausferit tăng lên (lưới càng đậm đặc), khả năng biến dạng của ferit độ bền thấp sẽ bị hạn chế và tính dẻo của gang sẽ giảm theo. F Gr Af Hình 3.34. Tính liên tục của lưới ausferit. Austinit hóa 900 oC/2 h; ủ vùng ba pha 770 oC/2 h; tôi đẳng nhiệt 360 oC/2 h. (Ảnh hiển vi quang học của gang cầu đã qua tẩm thực bằng 8g CrO3 + 40 g NaOH + 72 ml H2O) Gang cầu song pha có nhiều ferit thứ cấp sẽ có độ bền mỏi thấp vì tính dẻo thấp của Ferit thứ cấp và vết nứt lan truyền tốt nhất là trong môi trường ferit. Gang 116
8. Hình 3.61. Ảnh hiển vi điện tử quét SEM gang cầu ADI nền đa pha. Austenit hóa 900 oC/2 h; ủ vùng ba pha 770 oC/2 h; tôi đẳng nhiệt 360 oC/2 h (Ảnh hiển vi điện tử quét SEM của gang cầu đã qua tẩm thực bằng 8g CrO3 + 40 g NaOH + 72 ml H2O) Hình 3.62. Ảnh hiển vi điện tử quét SEM gang cầu ADI nền đa pha. Austenit hóa 900 oC/2 h; ủ vùng ba pha 770 oC/2 h; tôi đẳng nhiệt 400 oC/2 h (Ảnh hiển vi điện tử quét SEM của gang cầu đã qua tẩm thực bằng 8g CrO3 + 40 g NaOH + 72 ml H2O) 118
9. KIẾN NGHỊ Do thời gian có hạn, còn nhiều vấn đề chưa nghiên cứu hết trong luận án nên tác giả có một số kiến nghị như sau: - Cần nghiên cứu ảnh hưởng của một số nguyên tố hợp kim đến sự hình thành các pha trong tổ chức của gang cầu nền đa pha là ferit thứ cấp và ausferit, - Cần áp dụng các phương pháp phân tích đồng thời các pha hình thành trong quá trình chuyển biến đẳng nhiệt như phương pháp Rơnghen định lượng để xác định được tỷ phần các pha được hình thành. 120
10. TÀI LIỆU THAM KHẢO [1] ASM Metals HandBook Vol 4 - Heat Treating, 2002 [2] K. Röhrig (2000),Taschenbuch der Giesserei- Praxis. Schiele & Schön, Berlin. [3] Olivera Eri, Dragan Rajnovi (2005) , An austempering study of ductile iron alloyed with copper. J. Serb. Chem. Soc. 70 (7) 1015–1022. [4] V. Kilicli and M. Erdogan (2006),Tensile properties of partially austenitised and austempered ductile irons with dual matrix structures. Materials Science and Technology. Vol 22 No 8 919-927 [5] Aristizabal RE, Haglund AV, Druschitz AP, Ostrander M (2010). Intercritically austempered steel. AISTech 2010 Proceedings: Association for Iron and Steel Technology. [6] Druschitz AP, Aristizabal RE, Druschitz E, Hubbard CR, Watkins TR, Walker L, Ostrander M (2011),In-Situ neutron diffraction studies of intercritically austempered ductile iron. Metallurgical and Materials Transactions A. Published online. [7] Druschitz A.P, Aristizabal R.E, Druschitz E, Hubbard C, Watkins T (2011). Neutron diffraction studies of intercritically austempered ductile irons. SAE International Journal of Materials Manufacturing; 4, 111-118. [8] Aristizabal RE, Druschitz AP, Druschitz E, Bragg R, Hubbard CR (2011),Intercritically austempered ductile iron. AFS Transactions. 2011; 119: 407-13. [9] Basso AD, Martinez RA, Sikora JA (2007), Influence of austenitizing temperatures on microstructure and properties of dual phase ADI. Materials Science and Technology. 23: 1321 -26. [10] Rousiere D, Aranzabal J (2000),Development of mixed (ferrito-ausferritic) structures for spheroidal graphite irons. Metallurgical Science and Technology; 18: 24-29. [11] Aranzabal J, Serramoglia G, Rousiere D (2002),Development of a new mixed (ferriticausferritic) ductile iron for automotive suspension parts. International Journal of Cast Metal Research; 16: 185-90. [12] R.Aristizabal (2012),Intercritically austenitized quenched and tempered ductile iron. International Journal of Metalcasting/Fall. American Foundry Society. [13] Druschitz AP, Fitzgerald DC. (March 3, 2009). U.S. Patent No. 7,497,915. [14] A.Basso,M.Caldera (2010),Mechanical Characterization of Dual Phase Austempered DuctileIron. ISIJ International, Vol. 50, No. 2, pp. 302–306 [15] Aristizabal RE, Foley RD, Druschitz AP (2012), Intercritically Austenitized, Quenched and Tempered, Ductile Iron Proceedings of the 116th Metalcasting Congress, Columbus, OH. American Foundry Society (AFS). [16] El-Baradie ZM, Ibrahim MM, El-Sisy IA, Abd El-Hakeem AA (2004). Austempering of spheroidal graphite cast iron. Materials Science; 40: 523- 28. 112 122
11. [32] Druschitz, A.P. and D.C. Fitzgerald (2009), Machinable austempered cast iron article having improved machinability, fatigue performance, and resistance to environmental cracking, US Patent No. 7,497,915, Intermet Corporation, Troy, MI: United States. [33] Aristizabal, R.E., et al.(2011), Intercritically Austempered Ductile Iron. Transactions of the American Foundry Society, 119: p. 407-412. [34] Keough, J. and K. Hayrynen (2000), Automotive Applications of Austempered Ductile Iron (ADI): ACritical Review. SAE Technical Paper, 01-0764. [35] Cerah, M., Kocatepe K., Erdogan, M.(2005), “Inflence of Martensite Volume Faction and Tempering Time on the Tensile Properties of Partially Austenitized in the (α+γ) Temperature Range and Quenched + Tempered Ferritic Ductile Iron,” Journal of Materials Science, vol. 40, pp. 3453-3459. [36] V. Kilicli và M. Erdogan (2009), The Nature of the tensile fracture in austempered ductile iron with dual matrix microtructure. [37] Y. Sahin, V. Kilicli và M. Erdogan (2006), Wear behavior of austempered ductile iron with dual matrix structures. [38] Quách Tất Bát (2013) Nghiên cứu công nghệ chế tạo gang cầu ADI. Luận án Tiến sĩ KHKT. ĐHBK, Hà Nội. [39] Nguyễn Hữu Dũng (2013) “Chuyển biến ausferit trong công nghiệp chế tạo gang cầu tôi đẳng nhiệt (ADI)”. Tạp chí khoa học và công nghệ 51 (6) 789- 795. [40] Phùng Thị Tố Hằng, Lại Minh Dũng (2008), Tổ chức Aus-Ferit trong gang cầu ADI. Tạp chí Khoa học Công nghệ Kim loại; No21, Tr 26-30. [41] Hoàng Minh Đức – Phạm Trường Tuấn – Lại Minh Dũng (2008), Nghiên cứu gang cầu ADI, ứng dụng cho việc chế tạo trục khuỷu. Tạp chí khoa học và công nghệ - số 4 (48) Tập 2. [42] Nguyễn Quang Dũng (2010), Nghiên cứu chế tạo gang cầu song pha bằng phương pháp tôi đẳng nhiệt. Đề tài nghiên cứu khoa học và phát triển cấp bộ, Bộ Công thương. [43] Lê Công Dưỡng (1996), Vật liệu học, NXB KHKT. [44] Ductile Iron Quality Assurance Guide. [45] Juan José Ramírez-Natera (2016), On the microstructure and mechanical properties of automotive parts made of ductile iron, Heat treat, Mexico . [46] Nguyễn Hữu Dũng (2019), Lý thuyết hợp kim hoá và biến tính, XNB Đại học Bách khoa Hà nội. [47] X. Guo, D.M. Stefanescu (1997), A Mechanical Properties Model for Ductile Iron. AFS Trans., 105, P47-54 [48] Irena Zmak (2009), Mechanical properties of ductile cast iron detemined by neural networks. Proceedings of the Third International Conference on Modeling, Sharjah,U.A.E January 20-22. [49] Alejandro Baso, Martın Caldera (2010), Mechanical Characterization of Dual Phase Austempered Ductile Iron. ISIJ International, Vol. 50, No. 2, pp. 302–306 124
12. [68] F.I. Haider, Suryanto, M.H. Mahmood (2019). Cacbon Diffusion in 304l Austenitic Stainless Steel at 650-750 Oc in Carburizing Environment. International Journal of Recent Technology and Engineering. Volume-7, Issue-6S. [69] Jürgen Gegner, Concentration and temperatuture-dependent difffusion coefficent of cacbon in FCC iron mathematically derived from literature data. University of Siegen, Institute of Material Engineering Paul-Bonatz- Strasse 9-11, D-57068 Siegen, Germany. [70] Jürgen Gegner, Nicolas Bontems (2006), First purchasable high-end FDM software for advanced case-hardening technology of steel. University of Siegen, Institute of Material Engineering, Germany. [71] Mohamed Hameda Alaalam (1998), Effect of Austenitizing Conditions on the Impact Properties of an Alloyed Austempered Ductile Iron of Initially Ferritic Matrix Structure.Journal of Materials Engineering and Performance. [72] Kobayashi, T., Yamamoto, H. (1988) , Development of High Toughness in Austempered Type Ductile Cast Iron and Evaluation of its Properties,” Met Trans A, vol. 19, pp. 319-327 [73] Kocatepe, K., Cerah, M., Erdogan, M. (2006), Effect of Martensite Volume Fraction and its Morphology on the Tensile Properties of Ferritic Ductile Iron with Dual Matrix Structures,” Journal of Materials Processing Technology, vol. 178, pp. 44-51. [74] F.L.G. Oliveira a, M.S. Andrade (2007), Kinetics of austenit formation during continuous heatin g in a low cacbon steel. Materials Characterization 58 (2007) 256-261 [75] Porter DA, Easterling KE. Phase transformation in metals and alloys. 2nd. London: Chapman & Hall; 1992. p. 440. [76] H. Bhadeshia (1985), Prog. Mater. Sc., 29(4):321 – 386. [77] T. Massalski (2002), Metall. Mater. Trans. A, 33(8):2277–2283. [78] H. I. Aaronson (2002), Metall. Mater. Trans. A, 33(8):2285–2297. [79] H. I. Aaronson, C. Laird, and K. R. Kinsman (1968), Scr. Metall., 2(5):259 – 264. [80] S. Tateyama, Y. Shibuta, and T. Suzuki (2008), The nucleation process and the roles of structure and density fluctuations in supercooled liquid Fe. Scr. Mater., 59:971–974. [81] Z. Yang and R. A. Johnson (1993), Model. Sim. Mater. Sc. Eng., 1(5):707. [82] X. Ou (2017). Molecular dynamics simulations of fcc-to-bcc transformation in pure iron: a review. Journal Materials Science and Technology Volume 33, Issue 7 [83] P.G.H. Pistorius, H.J. De Klerkt, G.T. Van Rooyen , The Austenit-Ferrite Transformation in 11,5 per cent Chromium Steels, Proceedings oflhe 6111 l1Iemaliol/(/{ChromiumSwelol/dAlloY,fCo/lgress, Cope Town.Volume 2. Johannesburg, SAl MM. 1992. pp. 65-70. [84] Y. van Leeuwen. Moving interfaces in low-cacbon steel: A phase transformation model. PhD thesis, Delft University of Technology, 2000 126
13. [102] 22Z. Ławrynowicz. Ausferritic or bainitic transformation in ADI. Advanced in materials science, Vol. 13, No. 4 (38), December 2013 [103] M. Nili Ahmadabadi and S. Farjami, Transformation kinetics of unalloyed and high Mn austempered ductile iron, Materials Science and Technology, Vol. 19, 2003, pp.645-649. [104] Marie Romedenne, Fabien Rouillard. Carburization of Austenitic and Ferritic Steels in Cacbon-Saturated Sodium: Preliminary Results on the Diffusion Coefficient of Cacbon at 873 K. Oxidation of Metals, (2017) vol. 87 (n° 5-6). pp. 643-653. 128
14. Thời Thời gian Nhiệt Thời gian Kết quả thử cơ tính Độ cứng, Nhiệt độ gian giữ Nhiệt độ giữ nhiệt độ vùng tôi đẳng HB austenite nhiệt tôi đẳng austenite 3 pha, nhiệt, Giới hạn Giới hạn Giới hạn Độ giãn Độ dai va hóa, oC vùng 3 nhiệt, oC hóa, giờ oC phút bền kéo, chảy, đàn hồi, dài tương đập, pha, giờ MPa MPa MPa đối, % J/cm2 180 693 554 523 15 28,2 242 30 742 596 562 13,6 14,5 270 60 718 572 543 14,5 22,6 255 90 689 545 516 15,4 27 245 780 120 712 573 544 14,6 22,5 240 150 725 578 556 14,1 21,5 243 2h 360 900 2h 180 731 585 557 13,8 21,1 249 30 821 675 650 10,5 7,3 278 60 788 659 619 11,1 13,1 262 90 760 631 604 12,2 17,5 254 790 120 767 635 609 11,5 13,3 248 150 779 653 614 11,3 12,7 251 180 784 658 618 11 12,2 255 30 748 585 560 12,5 15,1 272 60 730 579 558 13,8 23,2 252 90 708 555 521 14,6 28,3 245 930 2h 770 2h 360 120 715 572 542 13,9 23,3 243 150 727 588 561 13,5 22,4 242 180 730 591 570 13,3 21,7 248 135