Bộ giáo dục và đào tạo
Trờng đại học Bách khoa H nội

Nguyễn Khắc Thông

Đề ti
Nghiên cứu tối u hoá công nghệ
hoá bền tổng hợp bằng cơ nhiệt luyện
hợp kim nhôm biến dạng hệ Al-Mg-Si v
khả năng ứng dụng Chuyên ngành: Kim loại học và gia công nhiệt kim loại
Mã số: 2.09.01
Tóm tắt Luận án tiến sĩ kỹ thuật
Có thể tìm hiểu luận án tại Th viện kỹ thuật Quốc Gia.
Th viện Trờng Đại học Bách khoa Hà Nội.
các công trình của tác giả
1. Nguyễn Khắc Xơng, Phạm Minh Phơng, Nguyễn Văn Diện,
Nguyễn Khắc Thông
ảnh hởng của biến dạng nguội tới tổ chức và cơ tính của
hợp kim nhôm 6063 khi hoá già, Tạp chí Khoa học và công nghệ,
tập (39) - số 6, 2001, tr 55ữ60.
2. Nguyễn Khắc Xơng, Phạm Minh Phơng, Nguyễn Khắc
Thông
Lựa chọn quy trình tối u cơ nhiệt luyện nhiệt độ thấp hợp
kim nhôm biến dạng hệ Al-Mg-Si, Tạp chí Khoa học và công nghệ,
tập (40)-số 4, 2002, tr 54ữ60.
3. Nguyễn Khắc Xơng, Phạm Minh Phơng, Nguyễn Khắc
Thông
Lựa chọn quy trình tối u cơ nhiệt luyện nhiệt độ cao hợp
kim nhôm biến dạng hệ Al-Mg-Si, Tạp chí Khoa học và công nghệ,
tập (41) số 3, 2003, tr 29ữ34.
4. Nguyễn Khắc Thông, Nguyễn Văn Chi
Động học tiết pha khi hoá già hợp kim Al-Mg-Si. Tạp chí
Khoa học và công nghệ, tập (43) số 4, 2005, tr 127ữ132.
5. Nguyễn Khắc Xơng, Nguyễn Khắc Thông
Xây dựng giản đồ chuyển biến đẳng nhiệt hợp kim Al-Mg-Si
bằng phơng pháp đo cơ tính, Tạp chí Khoa học và công nghệ, tập
(43) số 6, 2005, tr 80ữ86.

1) Nghiên cứu động học tiết pha khi hóa già, xây dựng giản đồ
chuyển biến đẳng nhiệt hợp kim nhôm Al-Mg-Si.
2) Tối u hóa công nghệ hóa bền tổng hợp cơ nhiệt luyện hợp
kim nhôm Al-Mg-Si bằng phơng pháp quy hoạch thực nghiệm. 2
3) Từ các kết quả nghiên cứu ứng dụng vào thực tế tại Liên
hiệp Khoa học sản xuất - Cơ điện.
Điểm mới của luận án
Cơ chế động học và năng lợng sinh mầm tiết pha khi hóa
già hợp kim nhôm biến dạng hệ Al-Mg-Si đã đợc nghiên cứu
bằng phơng pháp đo cơ tính kết hợp với các phơng pháp bổ
trợ khác: phân tích nhiễu xạ Rơnghen, phân tích nhiệt vi sai,
hiển vi quang học và SEM. Kết quả đã chỉ ra rằng, pha giả ổn
định tạo ra khi phân hoá dung dịch rắn quá bão hoà theo cơ
chế sinh mầm từ đầu, có dạng kim và gây hoá bền cực đại khi
hoá già. Điều này tạo cơ sở vững chắc cho công nghệ cơ nhiệt
luyện mà hiệu ứng hoá bền đạt đợc thông qua hiệu quả tăng
mật độ lệch và phân bố đều tọa độ các nhân tố thuận lợi cho
sinh mầm. Đã xây dựng đợc giản đồ chuyển biến đẳng nhiệt
của hợp kim nhôm Al-Mg-Si, làm cơ sở dự đoán chuyển biến
xảy ra khi cơ nhiệt luyện hợp kim nhôm biến dạng.
Tác giả đã nghiên cứu ảnh hởng đồng thời các thông số
của quy trình công nghệ cơ nhiệt luyện nhiệt độ cao: nhiệt độ
biến dạng, mức độ biến dạng, nhiệt độ hóa già và thời gian hóa
già đến các chỉ tiêu cơ tính bằng phơng pháp quy hoạch thực
nghiệm: đã áp dụng phơng pháp hàm nguyện vọng Harrington
để xác định quy trình cơ nhiệt luyện hợp kim nhôm biến dạng
hệ Al-Mg-Si, đảm bảo tối u đồng thời các chỉ tiêu cơ tính (độ


Ngày nay ngời ta sử dụng hợp kim Al-Mg-Si với tổng
lợng Si và Mg đạt giá trị lớn nhất là 1,5%, trong đó hàm lợng
Si (0,3ữ1,0%) và Mg (0,4ữ 0,9%).
Hình 1.2. M
ặt cắt đẳng nhiệt của giản đồ pha Al
-
Mg
-
Si ở 200
0
C (a) và 550
0
C(b)
Al 0,4 0,8 1,2 1,6 Mg

+ Si

+ Mg
2
Si+Si
Mg
2
Si

0,8
1,2
1,6
2,0
Si 4
Tổ chức và tính chất của hợp kim nhôm trong trạng thái đúc
có ảnh hởng quan trọng đối với tính chất của bán thành phẩm
biến dạng. Hình dáng, kích thớc hạt sự phân bố tạp chất, thiên
tích, hiệu ứng tôi từ trạng thái lỏng tác động rất mạnh đến sự
hình thành tổ chức khi biến dạng.
Phụ thuộc vào phơng pháp gia công và đặc điểm chi tiết,
hình dạng, kích thớc định hớng các hạt tinh thể sẽ rất khác
nhau. Sự hình thành trạng thái TEXTUA biến dạng trong hợp
kim nhôm đợc quyết định bởi hệ trợt chủ yếu của nhôm là
{111}, <110>, và phụ thuộc vào đặc điểm ứng suất khi gia công
biến dạng. Đối với các thỏi nhôm ép, quan sát thấy phần lớn các
hạt định hớng sao cho phơng [111] song song với trục thỏi ép,
5ữ30% các hạt còn lại định hớng phơng [100] theo trục của
thỏi.
Mật độ lệch sau biến dạng trong hợp kim nhôm chịu ảnh
hởng của trợt các lệch hoàn chỉnh vectơ
><= 1102/ab

, sự
hình thành các lệch không hoàn chỉnh Schokley a/6 <112> và
hoạt động của nguồn Frank- Read.
ở trạng thái ủ mật độ lệch trong nhôm khoảng 10

(

2
F/C
2
) < 0. Hợp kim hệ Cu-Ni-Fe, Cu-Ni-Co (Cunico), Al-
Zn Khi nhiệt luyện sẽ có phân hoá dung dịch rắn quá bão hoà
theo cơ chế Spinodal.
Phân hóa theo cơ chế sinh mầm và phát triển mầm
Trong thực tế phần lớn các hợp kim phân hóa dung dịch rắn
theo cơ chế sinh mầm và phát triển mầm, phân hóa này xảy ra
khi thỏa mãn điều kiện (

2
F/C
2
) > 0.
Điều quan trọng và có ý nghĩa thực tế lớn là các hợp kim
hóa già thông dụng khi phân hóa thờng tạo ra pha trung gian.
Pha mới tiết ra khác pha ban đầu không chỉ về thành phần mà cả
kiểu mạng tinh thể nữa.
Khi sinh mầm pha mới sẽ xuất hiện đồng thời năng
lợng đàn hồi (
F
đh
) và năng lợng bề mặt (F
bm
), các năng
lợng này làm tăng năng lợng của hệ thống và ngăn cản quá
trình phân hóa. Sự biến thiên năng lợng khi sinh mầm biểu thị

Hoá già là quá trình chuyển pha khuếch tán. Các yếu tố nh
nhiệt độ, thời gian hóa già, bản chất hợp kim, thành phần các
nguyên tố cơ bản, tạp chất, trạng thái tổ chức và đặc tính biến
dạng trớc khi hóa già có vai trò rất lớn.
Hình dạng và trạng thái tinh thể pha mới phân hóa
Trạng thái hai mạng chuyển tiếp hoàn toàn liên tục (liền
mạng hoàn toàn), thờng tồn tại ở nhiệt độ tơng đối thấp.
Mạng tinh thể giữa pha mẹ và pha tiết ra có sự chuyển tiếp
một phần (liền mạng một phần) lúc này ở một số mặt của mầm
pha mới, mạng tinh thể của hai pha đã tách khỏi nhau.
Mạng tinh thể của pha mẹ và pha tách ra hoàn toàn độc lập
không liền mạng. Trạng thái này thờng xuất hiện ở thời kỳ
muộn hoặc khi phân hóa ở nhiệt độ cao và có ứng suất đàn hồi
trên mặt phân cách pha là nhỏ nhất.
Các giai đoạn phân hóa dung dịch rắn quá bão hòa
Nghiên cứu bản chất tổ chức tạo ra khi hóa già, đặc tính
động học của quá trình phân hóa dung dịch rắn quá bão hòa có
ý nghĩa lý thuyết và thực tiễn rất quan trọng. Trên cơ sở hợp kim
Al - 4% Cu, kết quả nghiên cứu sự phân hóa dung dịch rắn quá
bão hòa đã chỉ ra rằng sự thay đổi tổ chức bắt đầu từ việc hình
thành các vùng Guinier - Preston (VGP) tiếp theo là sự tạo ra
pha
'' (VGP2), pha ' và pha (CuAl
2
). Mô hình này là cơ sở 7
để nghiên cứu cơ chế tiết pha phân tán từ dung dịch rắn quá bão
hòa các hợp kim nhôm khác.

phẩmnsảphatíchThể
== tfX 8Với X ở những thời điểm khác nhau có thể xác định bằng
phơng pháp phân tích nhiệt, phơng pháp kim tơng, phơng
pháp đo độ cứng, và các phơng pháp vật lý khác nh điện trở,
dãn nở hay từ tính, rơnghen Từ các giá trị X tìm đợc với sự
hỗ trợ của máy tính ta dễ dàng xác định đợc các hệ số K và n.
Nếu bằng thực nghiệm xác định đợc n và K thì có thể dự
kiến đợc những đặc điểm của tiết pha ví dụ dạng hình học,
điều kiện tạo mầm và phát triển mầm.
Từ K xác định hoạt năng tiết pha Q bằng biểu thức sau:
K = const. exp(-Q/RT) (1.14)
và do đó Với trị số Q có thể bàn luận về cơ chế dịch chuyển của
nguyên tử trong quá trình tiết pha.
1.3. Một số phơng pháp nâng cao cơ tính tổng hợp
Về nguyên tắc có hai phơng pháp đạt đợc độ bền cao:
thứ nhất chế tạo các vật liệu hoàn toàn không có lệch đạt độ bền
gần độ bền lý thuyết ; thứ hai tạo một cấu trúc gồm nhiều hãm
lệch chống lại biến dạng dẻo.
Phơng pháp thứ hai về mặt kinh tế - kỹ thuật có u thế hơn
rất nhiều. Để thực hiện phơng pháp này có thể thông qua các
kỹ thuật làm tăng mật độ lệch; làm nhỏ hạt và siêu hạt; tạo

cơ nhiệt luyện hợp kim nhôm biến dạng
Cơ nhiệt luyện: điểm đặc trng của cơ nhiệt luyện là
chuyển biến pha xảy ra trong điều kiện có mật độ sai lệch
mạng tinh thể cao.
Tuỳ thuộc vào nhiệt độ biến dạng dẻo,
ngời ta chia cơ nhiệt luyện thành hai dạng: cơ nhiệt luyện nhiệt
độ thấp (Low thermo mechanical treatment - LTMT) và cơ nhiệt
luyện nhiệt độ cao (High thermo mechanical treatment -
HTMT).
Cơ nhiệt luyện dợc ứng dụng rất rộng rãi cho các hợp
kim kim loại, đặc biệt là thép và các hợp kim nhôm biến dạng
hóa bền bằng nhiệt luyện. Quy trình cơ nhiệt luyện đợc nghiên
cứu theo hớng tối u hóa đồng thời các chỉ tiêu của tính chất
vật liệu và kết hợp hài hòa trong lu trình công nghệ tạo hình
bán thành phẩm/chi tiết.
2.2. Một số phơng pháp cơ nhiệt luyện đặc biệt
LTMT với biến dạng ở vùng nhiệt độ thay đổi đột biến cơ
tính
. B.A. và nhiều tác giả đã xác định rằng độ bền của
hợp kim với năng lợng khuyết tật xếp nhỏ chứa các tạp chất
gây xô lệch mạnh mạng tinh thể, sau khi biến dạng dẻo ở các
nhiệt độ khác nhau, thay đổi cơ tính theo một quy luật phức tạp
bất thờng. Theo quan điểm này, cơ nhiệt luyện với biến dạng
tại các vùng cơ tính thay đổi đột biến sẽ đạt đợc hiệu ứng hóa
bền cao.
LTMT với ba chế độ hoá già 10
& đã nghiên cứu và đề xuất quy

Lò điện trở công suất, Lò cảm ứng trung tần CT 0,06,
máy cán, thiết bị thử kéo SHIMADZU-JAPAN. Máy đo độ cứng 11
Brinen. Máy phân tích quang phổ ARL -3460 của hãng FISON
Thụy Sĩ. Thiết bị chụp ảnh tế vi OLIMPUS-JAPAN. JEOL- JSM
5300 Scanning microscope. Phân tích nhiễu xạ VHU-HN-
SIEMENS D500. Phân tích nhiệt vi sai (NETZ SCH STA 409).
3.2. Quy trình chế tạo mẫu nghiên cứu
Nấu luyện hợp kim nghiên cứu. Đợc tiến hành tại Trung
tâm đúc, Viện công nghệ Bộ công nghiệp, trên lò trung tần CT
0,06; phối liệu bằng hợp kim trung gian, phân tích thành phần
bằng quang phổ kế ARL - 3460.
Kết quả thành phần của hợp kim nghiên cứu đợc trình bày
trong bảng 3.2.
Bảng 3.2. Thành hợp kim Al-Mg-Si
Al % Mg% Si%
98,764 0,769 0,467
Từ phôi đúc, chế tạo mẫu nghiên cứu động học tiết pha, cơ
nhiệt luyện và nghiên cứu ứng dụng thực tế.
3.3. Xác định hoạt năng tiết pha
Xác định hoạt năng tiết pha từ hệ số động học chuyển pha
(K). Trong phơng pháp này cần xác định K ở những nhiệt độ
khác nhau, nhng ở nhiệt độ này vẫn cùng một đặc điểm của n
(cùng điều kiện tạo mầm và phát triển mầm).
Xác định hoạt năng tiết pha từ tỷ phần chuyển pha (X).
Trong phơng pháp này cần biết t cho một X nào đó ở những
nhiệt độ khác nhau và thờng lấy X mà ở đó dễ xác định nhất.
3.4. Xây dựng giản đồ chuyển biến đẳng nhiệt

120
0
C - 72 giờ; HB
Ti

i
độ cứng mẫu đạt đợc sau chế độ nhiệt
luyện: nung lên 480
0
C giữ đồng đều hóa thành phần nh chế độ
chuẩn - nguội đẳng nhiệt ở nhiệt độ T
i
với thời gian giữ đẳng
nhiệt bằng
i
- tôi trong nớc - hóa già ở 120
0
C - 72 giờ.
T
i
giảm từ 450
0
C xuống 200
0
C với bớc giảm = 50
0
C

i
- thời gian giữ đẳng nhiệt tại T

4 biến số hệ thống gồm: nhiệt độ hoá già T
HG

(
0
C) là x
1
; nhiệt
độ biến dạng T
BD
(
0
C) là x
2
; mức độ biến dạng (%) là x
3
; thời
gian hoá già (h) là x
4
. Tổng số thí nghiệm N = 25.
Thực hiện 25 thí nghiệm theo ma trận và 3 thí nghiệm ở tâm, xử
lý số liệu với sự trợ giúp của PC để xác định phơng trình hồi
quy tơng hợp có dạng:
y = b
0
+ b
j
x
j
+ b

3
(55% ữ 85%) ; x
4
(3hữ7h).
Phơng pháp giải bài toán tối u đa chỉ tiêu cơ tính bằng
hàm nguyện vọng Harrington gồm một số bớc sau:
a)
Biến đổi các giá trị của các chỉ tiêu có thứ nguyên về
thang đo nguyện vọng không thứ nguyên d.
b)
Trên cơ sở chủ quan của ngời nghiên cứu (tức yêu cầu
của sản xuất) đối với các chỉ tiêu riêng của các đối tợng, xây
dựng các giá trị hàm nguyện vọng riêng phần d.
c)
Đặt chặng nguyện vọng đợc số hoá từ 0 đến 1. Giá trị d
= 0 (hoặc D = 0) tơng ứng với nguyện vọng không chấp nhận
đợc đối với chỉ tiêu này. Với d = 1 (hoặc D = 1) là giá trị tốt
nhất của chỉ tiêu này (có nghĩa là không thể tốt hơn đợc, hoặc
là giá trị rất quan tâm). Nếu tiếp tục d > 1 (hoặc D > 1) thì hoặc
không thể đợc hoặc là không có nghĩa. 14
d) Các giá trị trung gian đợc gán trị số với sự tơng ứng của
d (hoặc D).
e)
Lập hàm nguyện vọng đặc trng D bằng quy tắc trung
bình:

Hàm nguyện vọng đặc trng D có thể đợc sử dụng để tối u


Hình 4.1. Kết quả phân tích nhiệt vi sai hợp kim Al-Mg-Si
)23.3(
21
k
k
dddD = 15
Xác định hệ số động học (K và n). Tính toán trên
EXCEL ta tìm đợc hệ số n, K trong phơng trình động học tiết
pha, kết quả trong bảng 4.2.
Bảng 4.2. Hằng số tốc độ tiết pha
k, hệ số n
t
0
C
K, n
120
0
C 150
0
C 175
0
C 200
0
C 225
0
C 250

tôi
,
hoá
g
ià 3h
,
X500
Hình 4.8. AlMgSi, sau
tôi
,
X500 16
Bàn luận
1) Trong vùng nhiệt độ hoá già 120
0
C, 150
0
C, 175
0
C và 200
0
C
hợp kim AlMgSi tiết pha theo cơ chế:

qbh
(Mg
2
Si) và quá trình thô hoá hạt.

=
98%, 90% và 80% nh trình bày trên hình 4.13.

17
1
72
Hoá
g
ià
ủ

Tôi đẳn
g
nhi
ệt
kk
Hình 4.11. Quy trình nhiệt luyện mẫu nghiên cứu.
Hình 4.12. Động học chuyển pha ở các nhiệt độ đẳng nhiệt
70
80
90
100
0.00E
+
0
0
3.30E
-
0
1
6.67E-0
1
1.00E
+

ĐN 350
ĐN 300
ĐN 250
ĐN 200 18
Một số nhận xét
Từ giản đồ CBĐN ta thấy vùng nhiệt độ tại đó dung dịch rắn
quá bão hoà kém ổn định nhất giao động trong khoảng
320ữ350
0
C. Giữ đẳng nhiệt ở vùng nhiệt độ cao pha tiết ra chủ
yếu trên biên giới hạt. Trên các ảnh tổ chức tế vi (hình 4.14,
hình 4.15) ta thấy rõ điều đó.

2
10
3
s
10 ph
1 ph
1h


















98
90
80
100%
b

độ hoá già (x
1
), nhiệt độ biến dạng (x
2
), mức độ biến dạng (x
3
),
thời gian hoá già (x
4
).
Xử lý số liệu thí nghiệm thu đợc với sự trợ giúp của PC, sau
khi kiểm tra tính tơng hợp của mô hình toán học theo chỉ tiêu
Fisher, đã nhận đợc hàm mục tiêu Y
1
() có dạng:
Y
1
() = 264,38 - 11,52 x
2
+ 8,48 x
3
+ 9,48 x
4
+18,98 x
2
x
3
+
7,7 x
2

[HB]= 72,19 + 2,5x
4
+ 3,79x
2
x
3
+ 2,76x
2
x
4
-10,25x
1
2
- 3,7x
4
2

(4.38)
Y
3
[] = 11,65 - 0,78x
2
+ 0,83x
4
- 1,08x
1
x
2
+ 0,93x
1

0,2
) cao
hơn một giá trị tối thiểu nào đó, đồng thời các chỉ tiêu dẻo (,
) cũng phải có giá trị đủ lớn xác định. Đây là nội dung của bài
toán tối u đa chỉ tiêu.
Giải bài toán tối u đa chỉ tiêu bằng hàm nguyện vọng
Từ điều kiện thực tế của sản xuất ta chọn các giá trị A, B
của các chỉ tiêu
y
1
; C, D của y
3
nh chỉ ra trong bảng (4.9),
trong đó Y
1
là giới hạn bền ( [MPa]), Y
3
là độ giãn dài ([%]).
Bảng 4.9 Giá trị gán của hàm mục tiêu vào thang nguyện vọng
Y
1
[MPa] Y
3
[%]
Độ lớn các chỉ tiêu A, B 190 112 10,5 6,5
Giá trị cơ bản theo thang
nguyện vọng d
0,63 0,2 0,63 0,2
Điều kiện hạn chế của y
1


Từ đó đã xây dựng đợc mô hình toán học hàm nguyện
vọng D:
Y(D) = 0,7860 - 0,0516x
2
+ 0,0570x
4
- 0,0627x
1
x
2
+ 0,0543x
1
x
4

+ 0,0727x
2
x
3
- 0,0913x
1
2
- 0,0974x
2
2

- 0,1238x
3
2

4.3.3. Một số nhận xét
Từ kết quả nghiên cứu cho phép rút ra những kết luận sau:

Hình 4.17. Tổ chức sau khi
HTMT, = 70%, (HVĐTQ).
Hình 4.16. X200, tôi ở
520
0
C, hóa già ở 175
0
C, 4h.
(
)
(
)
[]
)50.4(
3
312,0504,2exp
1
016,0268,2exp
2
1
exp

0
C ; độ biến dạng 75%; thời gian hoá già 6,76h.
Giá trị tối u đạt đợc: Y
1
() = 275 [MPa] ; Y
2
(HB) = 78 ;
Y
3
() = 11,8 [%] ;
4) Với chế độ HTMT này sẽ đảm bảo các chỉ tiêu cơ tính bền và
dẻo đồng thời tơng đối cao đáp ứng nhu cầu sử dụng trong thực
tế với các sản phẩm thanh nhôm định hình.
5) Qua phân tích ảnh tổ chức tế vi của các mẫu hợp kim nhôm
nghiên cứu sau HTMT đợc hoá già ở cùng một chế độ, ta thấy
các pha phân tán phân bố khá đều đặn trên bề mặt nền với kích
thớc nhỏ, điều đó khẳng định khả năng tăng độ bền và tính ổn
định cao của các hợp kim sau khi cơ nhiệt luyện.