Issuu on Google+

431 203 Physical Metallurgy II ภาคการศึกษาที่ 2/2551

สาขาวิชาวิศวกรรมโลหการ มหาวิทยาลัยเทคโนโลยีสุรนารี

การอบชุบความรอนในเหล็ก (The Heat Treatment of Steels) 1.

บทนํา (Introduction) (1)

ความหมายของการอบชุบความรอนใหกับเหล็กใน Metals Handbook คือ การ ผสมผสานระหวางกระบวนการใหความรอน (Heating) และการปลอยใหเย็นตัว (Cooling) โดยใช อุณหภูมิ และเวลาที่เหมาะสมกับโลหะ หรือโลหะผสมในสถานะของแข็ง (Solid State) เพื่อใหได สมบัติที่ตองการ (Desired Properties) กระบวนการอบชุบความรอนพื้นฐานทั้งหมดเกี่ยวของ โดยตรงกั บ การเปลี่ ย นแปลงของเฟสออสเตนไนท (Austenite Transformation or Decomposition of Austenite) การเปลี่ยนแปลงเฟสดังกลาวทําใหเกิดลักษณะเฉพาะทาง กายภาพ และสมบัติทางกลสําหรับโลหะนั้นๆ ขั้นตอนแรกของการอบชุบความรอนในเหล็ก คือ การใหความรอนกับเหล็กจนถึงอุณหภูมิ หนึ่งซึ่งเหนือกวาอุณหภูมิวิกฤต (Critical Temperature) เพื่อใหเกิดเฟสออสเตนไนท เกือบทั้งหมดของกระบวนการใหความรอนกับเหล็ก มีตัวแปรมากมายที่ตองพิจารณา เชน อัตราการใหความรอน กลาวคือ ถาเหล็กชนิดหนึ่งผานการรีดเย็นอยางรุนแรง ทําใหมีความเคน เหลือคาง (Residual Stresses) ดังนั้นจําเปนตองควบคุมอัตราการใหความรอน (Heating Rate) อยูในระดับต่ํา เพื่อปองกันการบิดเบี้ยว (Distortion) นอกจากตองคํานึงถึงความแตกตางของ อุณหภูมิที่ใชในชิ้นงานที่มีขนาด หนา บาง ไมเทากัน ซึ่งในความเปนจริง ชิ้นสวนที่ใชงานในทาง วิศวกรรมสวนใหญจะมีรูปรางซับซอน และไมสมมาตร ดังนั้นจําเปนตองระวังในการใหความรอน กับชิ้นงานที่มีรูปรางซับซอน เพื่อปองกันไมใหเกิดความแตกตางของอุณหภูมิที่ผิว และภายในซึ่ง ทําใหเกิดความเคนเหลือคาง เกิดการบิดเบี้ยว และการแตกราว 2. การอบออนสมบูรณ (Full Annealing) (1) การอบอ อ นสมบู ร ณ ป ระกอบด ว ยการให ความร อ นกั บ เหล็ ก ณ อุ ณ หภู มิ ที่ เ หมาะสม (Proper Temperature) แลวปลอยใหเย็นตัว (Cooling) อยางชาๆ ตลอดการเปลี่ยนแปลงของเฟส ออสเตนไนทไปสูเฟสอื่นๆ (สวนใหญโครงสรางที่ได คือ เพิรลไรท อยางไรก็ตามขึ้นอยูกับสวนผสม ทางเคมี และอัตราการเย็นตัวเปนสําคัญ) โดยปกตินิยมใหเย็นตัวในเตา (Air-Cooled) หรือปลอย ใหเย็นในวัสดุกันความรอน (Insulating Material) จนถึงอุณหภูมิหอง จุดประสงคของการอบออนเปนไปไดทั้ง ทําใหเกรนมีขนาดเล็กลง (Refine Grain) ทําให เหล็กมีความออนตัว (Soften) ปรับปรุงสมบัติทางไฟฟา และสมบัติความเปนแมเหล็ก (Improve Electrical and Magnetic Properties) และในบางกรณีเพื่อปรับปรุงความสามารถในการกลึง ไส (Improve Machinability) เนื่องจากอุปกรณเตาที่ใชอบ และชิ้นงานเองตองปลอยใหเย็นไปพรอมๆ The Heat Treatment of Steels พรวสา วงศปญ  ญา

1 กันยายน 2551


431 203 Physical Metallurgy II สาขาวิชาวิศวกรรมโลหการ ภาคการศึกษาที่ 2/2551 มหาวิทยาลัยเทคโนโลยีสุรนารี กัน ดว ยเหตุนี้ก ารอบออ นจึง เปน กระบวนการที่ เ ย็น ตัว อยา งชา ๆ ใกล เ คี ยงกั บระบบสมดุ ลใน แผนภูมิเหล็ก-เหล็กคารไบด สมมติ ว า มี เ หล็ ก ที่ มี ค าร บ อน 0.2 เปอร เ ซ็ น ต และมี เ กรนหยาบ (จั ด เป น เหล็ ก กล า ไฮโปยูเทคติค) หากตองการปรับปรุงขนาดเกรนใหเล็ก (Refine Grain) สามารถทําไดโดยการ อบออน (Annealing) รูป 1 แสดงโครงสรางจุลภาคของเหล็กดังกลาว ณ ชวงอุณหภูมิตั้งแตการให ความรอนที่อุณหภูมิตางๆ แลวปลอยใหเย็นตัวจนถึงอุณหภูมิหอง สามารถอธิบายไดดังนี้

รูป 1 การเปลี่ยนแปลงโครงสรางจุลภาคในระหวางการอบออน ในเหล็กกลาคารบอน 0.2 เปอรเซ็นต (a) โครงสรางเดิมที่มีเกรนหยาบของเฟอรไรท-เพิรล ไรท (b) เหนือเสน A1 เล็กนอย เพิรล ไรทเกิดการเปลี่ยนแปลงเปนเกรนขนาดเล็กของ ออสเตนไนท ในขณะที่เฟอรไรทไมเปลี่ยนแปลง (c) เหนือเสน A3 มีเพียงเกรนขนาดเล็กของออสเตนไนท (d) หลังจากเย็นตัวจนถึงอุณหภูมิหอง ประกอบดวยเกรนขนาดเล็กของเฟอรไรท-เพิรลไรท (1) เมื่อใหความรอนกับเหล็กจนถึงอุณหภูมิ ณ จุด (a) โครงสรางพื้นฐานยังคงเปนเกรนหยาบ ของเฟอรไรท-เพิรลไรท จนกระทั่งใหความรอนตอไปเรื่อยๆ จนเหนือเสน A1 เล็กนอย เพิรลไรทเกิด การเปลี่ยนแปลงโดยปฏิกิริยายูเทคตอยดเปนเกรนขนาดเล็กของออสเตนไนท ณ จุด (b) ถาปลอย ใหเย็นตัวจากอุณหภูมิ ณ จุด (b) จะไมเกิดการเปลี่ยนแปลงขนาดเกรนตามตองการ แตเมื่อใหความรอนตอไปอยูระหวางเสน A1 และ A3 ทําใหเกรนของเฟอรไรทขนาดโต บางสวนเปลี่ยนแปลงไปเปนออสเตนไนท จนกระทั่งใหความรอนเหนือเสน A3 โครงสรางเปน The Heat Treatment of Steels พรวสา วงศปญ  ญา

2 กันยายน 2551


431 203 Physical Metallurgy II สาขาวิชาวิศวกรรมโลหการ ภาคการศึกษาที่ 2/2551 มหาวิทยาลัยเทคโนโลยีสุรนารี ออสเตนไนทที่มีขนาดเล็กทั้งหมด (จุด C) หลังจากนั้นปลอยใหเย็นตัวอยางชาๆ ภายในเตา โครงสร า งสุ ด ท า ยที่ ไ ด คื อ เกรนขนาดเล็ ก ของเฟอร ไ รท -เพิ ร ล ไรท ด ว ยเหตุ นี้ อ าจกล า วได ว า อุณหภูมิที่ใชสําหรับอบออนเหล็กกลาไฮโปยูเทคติค คือ 10°C (50°F) เหนือเสน A3 สําหรับเหล็กกลาที่มีคารบอนมากกวา 0.8 เปอรเซ็นต (เหล็กกลาไฮเปอรยูเทคตอยด) แนะนําใหใชอุณหภูมิสําหรับอบออนที่อุณหภูมิเหนือเสน A3,1 (รูป 1) ประมาณ 10°C (50°F) อยางไรก็ตามในความเปนจริงพบวาหากอบออนเหล็กกลาไฮเปอรยูเทคติค ณ อุณหภูมิเหนือเสน A3,1 ประมาณ 10°C (50°F) พบวาโครงสรางประกอบดวยเกรนหยาบของเพิรลไรทลอมรอบดวย โปรยูเทคตอยดซีเมนไตต (Pro-Eutectoid Cementite) ดังแสดงในรูป 2

รูป 2 ภาพถายโครงสรางจุลภาค (a) เหล็กกลาคารบอน 1 เปอรเซ็นต ที่กําลังขยาย 500 เทา (b) เหล็กกลาคารบอน 1.2 เปอรเซ็นตคารบอน ที่กาํ ลังขยาย 300 เทา โครงสรางเพิรลไรทลอมรอบดวยโปรยูเทคตอยดซีเมนไตต ขอสังเกตความหนาของชัน้ โปรยูเทคตอยดซีเมนไตตแปรตามปริมาณคารบอน (1) เนื่องจากโครงขายซีเมนไตต (Cementite Network) เปราะและมีแนวโนมเปนจุดเริ่มตน ของรอยแตกด ว ยเหตุ นี้ จึ ง ไม แ นะนํ า ให ทํ า อบอ อ นชิ้ น งาน (Annealing) ในเหล็ ก กล า The Heat Treatment of Steels พรวสา วงศปญ  ญา

3 กันยายน 2551


431 203 Physical Metallurgy II สาขาวิชาวิศวกรรมโลหการ ภาคการศึกษาที่ 2/2551 มหาวิทยาลัยเทคโนโลยีสุรนารี ไฮเปอรยูเ ทคตอยด (คารบอนมากกวา 0.8 เปอรเซ็น ต) เปนขั้น ตอนสุ ดทายกอนนํ าไปใชงาน นอกจากนี้ชั้นของโปรยูเทคตอยดซีเมนไตตยังทําใหการกลึง ไส เปนไปไดยาก การศึกษาอัตราสวนโครงสรางของเฟอรไรท-เพิรลไรท (ในเหล็กกลาคารบอนต่ํากวา 0.8 เปอรเซ็นต) หรือโครงสรางเพิรลไรท-ซีเมนไตต (ในเหล็กกลาคารบอนมากกวา 0.8 เปอรเซ็นต) ใน เหล็กที่ผานการอบออน (Annealing) สามารถประมาณไดจากรูป 3

รูป 3 สัดสวนของโครงสรางที่ปรากฏในเหล็กกลาที่ผานกรรมวิธีอบออน ที่ปริมาณคารบอนตางๆ (1) นอกจากนี้ยังสามารถประมาณการคาความแข็งแรงดึง (Approximate Tensile Strength) ของเหล็กกลาคารบอน (นอยกวา 0.8 เปอรเซ็นตคารบอน) ไดจากสมการ Approx Tensile Strength ≈ 40000(% Ferrite) + 120000(% Pearlite ) 100

(1)

ตัวอยางเชน เหล็กกลาคารบอน 0.2 เปอรเซ็นตผานการอบออน แลวประกอบดวย 25% เพิรลไรท และ 75% เฟอรไรท จากสมการที่ (1) Approx Tensile Strength = 40000(0.75) + 120000(0.25) = 60000 psi อย า งไรก็ ต ามหลั ก การดั ง กล า วไม ส ามารถนํ า มาใช ป ระมาณค า ความแข็ ง แรงดึ ง ใน เหล็กกลาที่มีคารบอนมากกวา 0.8 เปอรเซ็นต ทั้งนี้เนื่องจากมีโครงขายซีเมนไตต (Cementite Network) ลอมรอบทําใหคาความแข็งแรงดึงลดลงดังแสดงในตาราง 1 และชวงอุณหภูมิที่ เหมาะสมส���าหรับการอบออนในเหล็กกลาคารบอนที่มีคารบอนตางๆ แสดงดังรูป 4 The Heat Treatment of Steels พรวสา วงศปญ  ญา

4 กันยายน 2551


431 203 Physical Metallurgy II สาขาวิชาวิศวกรรมโลหการ ภาคการศึกษาที่ 2/2551 มหาวิทยาลัยเทคโนโลยีสุรนารี ตาราง 1 สมบัติทางกลของเหล็กที่ผานกรรมวิธกี ารอบออน (Annealing) และการอบปกติ (Normalizing) (1) Carbon, % Yield Point, Tensile Elongation, Reduction in BHN 1000 psi Strength, % in 2 inch Area, % 1000 psi Normalized (Hot-Rolled Steel): 0.01 26 45 45 71 90 0.20 45 64 35 60 120 0.40 51 85 27 43 165 0.60 60 109 19 28 220 0.80 70 134 13 18 260 1.00 100 152 7 11 295 1.20 100 153 3 6 315 1.40 96 148 1 3 300 Annealed: 0.01 18 41 47 71 90 0.20 36 59 37 64 115 0.40 44 75 30 48 145 0.60 49 96 23 33 190 0.80 52 115 15 22 220 1.00 52 108 22 26 195 1.20 51 102 24 39 200 1.40 50 99 19 25 215

The Heat Treatment of Steels พรวสา วงศปญ  ญา

5 กันยายน 2551


431 203 Physical Metallurgy II ภาคการศึกษาที่ 2/2551

สาขาวิชาวิศวกรรมโลหการ มหาวิทยาลัยเทคโนโลยีสุรนารี

รูป 4 ชวงอุณหภูมสิ ําหรับการอบชุบความรอน (Hardening Range) การอบออน (Annealing) และการอบปกติ (Normalizing) ในเหล็กกลาคารบอน (Plain Carbon Steels) (1) 3. การอบเพื่อเปลี่ยนแปลงรูปรางซีเมนไตตใหมีลักษณะกลม (Spheroidizing) ดังไดอธิบายไปแลวในหัวขอการอบออน (Annealing) วาเหล็กกลาคารบอนมากกวา 0.8 เปอรเซ็นตประกอบดวยเพิรลไรทลอมรอบดวยโครงขายซีเมนไตตไมสามารถกลึงไสไดดี เพราะ ซีเมนไตตแข็ง และเปราะ เครื่องมือตัด (Cutting Tool) ไมสามารถตัดผานโครงขายซีเมนไตตไดดี นอกจากนี้รอยตัดก็จะไมเรียบสวยงามตามตองการ เพื่อปรับปรุงความสามารถการกลึงไสจึงตอง อบเปลี่ยนแปลงรูปรางของโครงขายซีเมนไตตดวยกรรมวิธีที่เรียกวา Spheroidize Annealing กระบวนการดังกลาวทําใหโครงขายซีเมนไตตสลายตัวและใหคารไบดรูปรางกลมกระจายอยูใน โครงสรางพื้นฐานดังแสดงในรูป 5

รูป 5 เหล็กกลาคารบอน 1 เปอรเซ็นตผานกระบวนการ Spheroidize Annealing ประกอบดวยซีเมนไตตเม็ดกลม กระจายอยูในโครงสรางพื้นฐานเฟอรไรท (1) The Heat Treatment of Steels พรวสา วงศปญ  ญา

6 กันยายน 2551


431 203 Physical Metallurgy II สาขาวิชาวิศวกรรมโลหการ ภาคการศึกษาที่ 2/2551 มหาวิทยาลัยเทคโนโลยีสุรนารี กรรมวิธีที่ใชเพื่อเปลี่ยนแปลงรูปรางของซีเมนไตต มีดังนี้ ¾ ใชเวลามากขึ้นสําหรับอบชิ้นงาน ณ อุณหภูมิต่ํากวาอุณหภูมิวิกฤตเล็กนอย ¾ ใชอุณหภูมิสลับไปมาระหวางการใหอุณหภูมิที่เหนือกวา และต่ํากวาอุณหภูมิวิกฤต ¾ ใชอุณหภูมิที่สูงกวาอุณหภูมิวิกฤตเล็กนอย แลวปลอยใหเย็นตัวในอากาศ การปลอยแชชิ้นงานไว ที่อุณหภูมิดังกลาวเปนเวลานานทําใหโครงสรางเพิรลไรท และซี เมนไตตเกิดการแตกตัวโดยสมบูรณ กลาวคือ โครงขายซีเมนไตตเปลี่ยนเปนรูปรางกลม แลอยูใน สมดุลกับโครงสรางอื่นๆ ที่ลอมรอบ จึงอาจเรียกซีเมนไตต และโครงสรางอื่นๆนี้วา Spheroidite ดัง รูป 5 ที่ตรงกันขามกับโครงสรางในรูป 2ซึ่งโครงสรางพื้นฐานเฟอรไรทถูกลอมรอบดวยโครงขาย ซีเมนไตตทําใหกลึงไสไดยาก โครงสราง Spheroidite เปนที่ตองการเมื่อ ตองการความแข็งต่ํา (Minimum Hardness) ความเหนียวสูงสุด (Maximum Ductility) และความสามารถในการกลึงไสสูงสุด (Maximum Machinability) โดยเฉพาะในเหล็กกลาคารบอนสูง (High-Carbon Steels) ในเหล็กกลาคารบอนต่ําไมนิยมทํา Spheroidize สําหรับงานที่ตองการกลึงไส ทั้งนี้เพราะ การทํา Spheroidize ทําใหเหล็กทั้งออน และเหนียว (Gummy) ซึ่งกลึงไสไดยาก แทนที่ใบมีดกลึง จะตัดไสเนื้อเหล็กออกไป กลับเพียงแคทําใหเนื้อเหล็กโย จึงเปนผลเสียทั้งกับชิ้นงาน คือ ไดผิวไม สวย และในขณะเดียวกันทําใหใบมีดกลึงมีความรอนสูง และสึกหรอไดเร็วกวาปกติ สวนเหล็กกลาคารบอนปานกลาง พบวามีการทํา Spheroidize บางเพื่อใหไดความเหนียว (Ductility) สูงสุดในกรณีที่ชิ้นงานนั้นๆ ตองการสมบัตินี้เดน อย า งไรก็ ต ามพึ ง ระวั ง เกี่ ย วกั บ การปล อ ยให ชิ้ น งานถู ก อบที่ อุ ณ หภู มิ สํ า หรั บ ทํ า Spheroidize (Spheroidize-Annealing Temperature) นานเกินไป มีผลเสีย คือ ซีเมนไตตจะ รวมตัว (Coalesce) กันอีกครั้งเกิดโครงขายซีเมนไตตทําใหความเหนียว และความสามารถในการ กลึงไสลดลง 4. การอบออนเพื่อคลายเครียด (Stress-Relief Annealing) กระบวนการนี้ในบางครั้งเรียก Subcritical Annealing เปนประโยชนมากสําหรับการลด ความเคนเหลือคาง (Residual Stress) ภายในชิ้นงาน เนื่องจากกระบวนการกลึงไส หรือการขึ้นรูป เย็น โดยปกติการอบออนเพื่อคลายเครียดทําที่อุณหภูมิต่ํากวาขอบเขตลางของอุณหภูมิวิกฤต (Lower Critical Temperature) ซึ่งอยูระหวาง 540°C ถึง 650°C (1000°F ถึง 1200°F) 5. Process Annealing เปนกระบวนการทางความรอนที่นิยมทําในระหวางการขึ้นรูปเย็น (Cold Working) สําหรับเหล็กแผน (Sheet) และเสนลวด (Wire) กระทําเพื่อทําใหเหล็กแผน หรือลวดมีความออน The Heat Treatment of Steels พรวสา วงศปญ  ญา

7 กันยายน 2551


431 203 Physical Metallurgy II สาขาวิชาวิศวกรรมโลหการ ภาคการศึกษาที่ 2/2551 มหาวิทยาลัยเทคโนโลยีสุรนารี ตัว (Soften) โดยกระบวนการตกผลึกใหม (Recrystallization) เพื่อใหสามารถขึ้นรูปเย็น (Cold Working) ไดที่เปอรเซ็นตสูงขึ้น มีลักษณะคลายคลึงกันกับการอบเพื่อคลายเครียด (Stress Relief) โดยอุณหภูมิที่ใชอยูระหวาง 540°C ถึง 675°C (1000°F ถึง 1250°F) 6. การอบปกติ (Normalizing) การอบปกติสําหรับเหล็กกลาคารบอนโดยปกติอุณหภูมิที่ใชอยูเหนือเสนขอบเขตบนของ อุณหภูมิวิกฤต (Upper-Critical Temperature, A3 or Acm) ประมาณ 40°C (100°F) แลวตาม ดวยการปลอยใหชิ้นงานเย็นตัวในอากาศ ณ อุณหภูมิหอง (Air-Cooling) ชวงอุณหภูมิที่ใชสําหรับ การอบออนแสดงดังรูป 4 จุดประสงคของการอบปกติ (Normalizing) คือ เพื่อใหไดความแข็ง และ ความแข็งแรงมากกวาเหล็กที่ผานการอบออน (Annealing) ดวยเหตุนี้ในบางในบางกรณีการ อบปกติจึงเปนกระบวนการทางความรอนสุดทาย (Final Heat Treatment) ที่ใชในการปรับปรุง เหล็กเพื่อใหไดสมบัติตามตองการ สําหรับเหล็กกลาคารบอนไฮเปอรยูเทคตอยด (Hyper-Eutectoid Steels) จําเปนตองใช อุณหภูมิสูงกวาเสน Acm เพื่อสลายโครงขายซีเมนไตต (Cementite Network) นอกจากนี้การอบ ปกติอาจใชเพื่อปรับปรุงความสามารถในการกลึงไส (Machinability) ปรับปรุง และทําให โครงสรางเดนไดรจากการหลอมีขนาดเล็ก (Modify and Refine Cast Dendritic Structures) หรือ บางกรณีทําเพื่อเตรียมเตรียมขนาดเกรนใหมีขนาดเล็ก และมีโครงสรางสม่ําเสมอกอนไปผาน กระบวนการชุบแข็ง (Hardening Operations) เนื่องจากเหล็กที่ผานกระบวนการอบปกติมีอัตราการเย็นตัว (Cooling Rate) สูง หรือเย็น ตัวไดเร็วกวาระบบสมดุลในแผนภูมิสมดุลของเหล็ก-เหล็กคารไบด (ที่มีการเย็นตัวชามากๆ และ จัดเปนระบบสมดุล) จึงมีความหลากหลายของโครงสรางจุลภาค และไมสามารถใชแผนภูมิสมดุล เหล็ก-เหล็กคารไบด (Iron-Iron Carbide Diagram) ในการทํานายอัตราสวนของโครงสราง โพรยูเทคตอยดเฟอรไรท และเพิรลไรท (Proportion of Pro-Eutectoid Ferrite and Pearlite Structures) หรือโพรยูเทคตอยดซีเมนไตต และเพิรลไรท (Proportion of Pro-Eutectoid Cementite and Pearlite Structures) ที่ปรากฏ ณ อุณหภูมิหอง เนื่องจากมีอัตราการเย็นตัวที่คอนขางเร็ว จึงมีเวลาเพียงเล็กนอยสําหรับการเกิดโครงสราง โพรยู เ ทคตอยด เ ฟอร ไ รท หรื อ โพรยู เ ทคตอยด ซี เ มนไตต ดั ง นั้ น ในเหล็ ก กล า คาร บ อนที่ ผ า น กระบวนการอบปกติ (Normalized Steels) จะมีโครงสรางดังกลาวนอยกวาเหล็กกลาคารบอนที่ ผานกระบวนการอบออน (Annealing) รูป 6 แสดงโครงสรางจุลภาคของเหล็กกลาคารบอน 0.5 เปอรเซ็นต ประกอบดวย โครงสรางโพรยูเทคตอยดเฟอรไรทลอมรอบโครงสรางเพิรลไรท The Heat Treatment of Steels พรวสา วงศปญ  ญา

8 กันยายน 2551


431 203 Physical Metallurgy II ภาคการศึกษาที่ 2/2551

สาขาวิชาวิศวกรรมโลหการ มหาวิทยาลัยเทคโนโลยีสุรนารี

รูป 6 เหล็กกลาคารบอน 0.5 เปอรเซ็นตที่ผานการอบปกติ โดยใหความรอนที่อุณหภูมิ ประมาณ 985°C และเย็นในอากาศ ทีก่ ํา���ังขยาย 100 เทา มีโครงสรางโพรยูเทคตอยดเฟอรไรทอยูลอมรอบเพิรลไรท (1) ในเหล็กกลาคารบอน 0.5 เปอรเซ็นตมีโครงสรางจุลภาคที่ตางไปเมื่อใชกระบวนการทาง ความรอนที่ตางกัน ตัวอยาง เชน หากเหล็กดังกลาวผานการอบออน (Annealing) โครงสรางจะ ประกอบดวย 62 เปอรเซ็นตเพิรลไรท และ 38 เปอรเซ็นตโพรยูเทคตอยดเฟอรไรท ในขณะที่เหล็ก ชนิดนี้หากผานการอบปกติ (Normalizing or Air-Cooling) พบวามีโพรยูเทคตอยดเฟอรไรทเพียง 10 เปอรเซ็นตซึ่งมีลักษณะเปนโครงขายสีขาวลอมรอบโครงสรางเพิรลไรท (สีดําในรูป 6) สําหรับเหล็กกลาคารบอนไฮเปอรยูเทคตอยด (มีคารบอนมากกวา 0.8 เปอรเซ็นต) การอบ ปกติชวยลดความตอเนื่องของโครงขายซีเมนไตต และในบางกรณีอาจไมเกิดโครงขายซีเมนไตตถา เลือกอุณหภูมิ และเวลาที่เหมาะสม เมื่อมีโครงขายซีเมนไตตปรากฏในโครงสรางของเหล็กกลา คารบอนไฮเปอรยูเทคตอยดที่ผานการอบออน (Annealed Steel) พบวาความแข็งแรง (Strength) ลดลง ในขณะที่เหล็กกลาคารบอนไฮเปอรยูเทคตอยดที่ผานการอบปกติ (Normalized Steel) ความแข็งแรงกลับเพิ่มขึ้น ดังแสดงในตาราง 1 โดยเฉพาะเหล็กที่มีคารบอนมากกวา 0.8 เปอรเซ็นต เนื่องจากอัตราการเย็นตัวที่เร็วในกระบวนการอบปกติ (Normalizing) อุณหภูมิการ เปลี่ยนแปลงโครงสรางออสเตนไนท (Temperature of Austenite Transformation) และความ ละเอียดของโครงสรางเพิรลไรท (Fineness of the Pearlite) โดยปกติยิ่งอัตราการเย็นตัวสูง (High Cooling Rate) อุณหภูมิการเปลี่ยนแปลงของเฟสออสเตนไนทยิ่งต่ํา และเกรนเพิรลไรทยิ่งละเอียด ระยะหางระหวางแผนซีเมนไตตกับเฟอรไรทที่สลับกันอยูภายในโครงสรางเพิรลไรทใน เหล็กกลาที่ผานการอบปกติ และอบออนแสดงดังรูป 7 The Heat Treatment of Steels พรวสา วงศปญ  ญา

9 กันยายน 2551


431 203 Physical Metallurgy II สาขาวิชาวิศวกรรมโลหการ ภาคการศึกษาที่ 2/2551 มหาวิทยาลัยเทคโนโลยีสุรนารี เฟอรไรทเปนโครงสรางที่ออน (Soft) ในขณะที่ซีเมนไตตเปนโครงสรางที่แข็งมาก (Hard) ถาโครงสรางของเหล็กกลาคารบอนที่ผานการอบปกติ (Normalized Steel) แลวมีชั้นของซีเมนไตต ที่อยูภายในเพิรลไรทที่ระยะหางปานกลาง ทําใหเฟอรไรทมีความแข็งแกรงเพิ่ม และทําใหเสียรูปได ยากดังนั้นความแข็งจึงเพิ่มขึ้น ยกตัวอยางเชน เหล็กกลาที่ผานการอบออน (มีเกรนหยาบของเพิรล ไรท) มีความแข็งประมาณ Rockwell C 10 ในขณะที่เหล็กดังกลาวถาผานการอบปกติ (มีเกรน ละเอียดของเพิรลไรท) มีความแข็งประมาณ Rockwell C 20

รูป 7 ภาพสเกตซโครงสรางเพิรล ไรทที่แตกตางเนือ่ งจากการอบออน และการอบปกติ (1) ในสภาพการเย็นตัวอยางไมสมดุล (Non-Equilibrium Cooling) ทําใหจุดยูเทคตอยด เลื่อนไปในทิศทางที่คารบอนต่ํากวาที่ควรจะเปนสําหรับเหล็กกลาไฮโปยูเทคตอยด หรือคารบอน สูงกวาที่ควรจะเปนสําหรับเหล็กกลาไฮเปอรยูเทคตอยด ในแผนภูมิสมดุลเหล็ก-เหล็กคารไบด กลาวโดยยอวาผลของการอบปกติ คือ โครงสรางสุดทายที่ไดประกอบดวยเกรนที่ละเอียดของเพิรล ไรทมากกวาเหล็กชนิดเดียวกันที่ผานการอบออน ทําใหมีความแข็ง และความแข็งแรงมากกวา เหล็กชนิดเดียวกันที่ผานการอบออน 7. การชุบแข็ง (Hardening) ภายใตอัตราการเย็นตัวชา หรือปานกลาง (Slow or Medium Cooling Rate) คารบอนมี ความสามารถในการแพรออกจากโครงสรางออสเตนไนท ดังนั้นอะตอมเหล็ก (Iron) เกิดการ เคลื่อนที่และเปลี่ยนโครงสรางอะตอมพื้นฐานเปน Body Centered Cubic (BCC) การ เปลี่ยนแปลงจากเหล็กแกมมา-เหล็กแอลฟา (ออสเตนไนทไปสูเฟอรไรท) เกิดขึ้นดวยกระบวนการ กําเนิดนิวเคลียส การโตขึ้นของเกรน และแปรตามเวลา ภายใตอัตราการเย็นตัวที่เร็ว อะตอมคารบอนไมสามารถเคลื่อนยายออกจากสารละลาย ของแข็ง (ของเหล็ก) ไดทัน โครงสรางอะตอมพื้นฐานไมสามารถเกิด BCC เพราะคารบอนอะตอม บางสวนยังเหลือคางในโครงขายของเหล็กทําใหไดโครงสรางชนิดหนึ่งที่เรียกวา มารเทนไซต (Martensite) ซึ่งเปนสารละลายของแข็งที่อิ่มตัวไปดวยอะตอมของคารบอน (Supersaturated Solid Solution) ในโครงสราง Body Centered Tetragonal (BCT Structure) โดยปกติโครงสราง The Heat Treatment of Steels พรวสา วงศปญ  ญา

10 กันยายน 2551


431 203 Physical Metallurgy II สาขาวิชาวิศวกรรมโลหการ ภาคการศึกษาที่ 2/2551 มหาวิทยาลัยเทคโนโลยีสุรนารี ของออสเตนไนท (Face Centered Cubic, FCC Structure) หรือโครงสรางของเฟอรไรท (BCC Structure) เกิดจากหนวยเซลลเล็กๆ ที่เรียกวา Unit Cell มาเรียงตอกันเปนจํานวนมากทั้งสาม ทิศทาง (Three Dimensional Directions) และหนึ่งหนวยเซลลเกิดจากอะตอมมารวมตัวกันเปน รูปลูกบาศกโดยมีระยะหางระหวางอะตอม เปน a, b และ c ที่เรียกวา Lattice Parameter ใน ทิศทางแกน x, y และ z ตามลําดับโดยปกติโครงสราง BCC และ FCC มีระยะหางระหวางอะตอม ที่เทากั น แตในโครงสรางซี เมนไตตดัง ไดอธิบายขางตน เนื่ องจากอัตราการเย็น ตัว ที่เร็วทําให คารบอนอะตอมแพรออกจากโครงสรางเหล็กไมทัน ทําใหการเปลี่ยนแปลงจาก FCC ไปเปน BCC ไมทันจึงไดโครงสราง BCT แทน ซึ่งมีระยะหางระหวางอะตอมในแนวแกน Z (c) มากกวาปกติ อัตราสวนของคาระยะหางระหวางอะตอมในแกน Z ตอแกน X (c/a) มีคาสูงสุดเทากับ 1.08 ดัง แสดงในรูป 8 ซึ่งการแทรกตัวของอะตอมคารบอนใน Lattice ทําให Lattice เกิดการบิดเบี้ยว ดวย เหตุนี้จึงทําใหโครงสรางมารเทนไซตมีความแข็งสูงเพราะคารบอนอะตอมที่แทรกอยูนี้ไปขัดขวาง การเคลื่อนที่ของดิสโลเคชัน

รูป 8 การเปลี่ยนแปลงคา Lattice Parameter a และ c ตามปริมาณคารบอน ในเหล็กกลาคารบอน (1) การจั ด เรี ย งตั ว ของอะตอมในโครงสร า งมาร เ ทนไซต ไ ม อั ด แน น เท า กั บ โครงสร า ง ออสเตนไนท และการขยายตัวมักเกิดขึ้นในระหวางการเปลี่ยนแปลงเฟส การขยายตั ว ในระหว า งการเกิ ด โครงสร า งมาร เ ทนไซต ทํ า ให เ กิ ด ความเค น เฉพาะที่ (Localized Stresses) ทําใหเกิดการเสียรูปอยางถาวรในแมทริกซ (Plastic Deformation of Matrix) ภายใตการทําใหเย็นตัวอยางรวดเร็ว (Drastic Cooling) ที่เรียกวา Quenching มารเทนไซตมีรูปรางคลายเข็ม หรือขนนก (Needle-Like or Acicular) ดังรูป 9 The Heat Treatment of Steels พรวสา วงศปญ  ญา

11 กันยายน 2551


431 203 Physical Metallurgy II ภาคการศึกษาที่ 2/2551

สาขาวิชาวิศวกรรมโลหการ มหาวิทยาลัยเทคโนโลยีสุรนารี

รูป 9 โครงสรางมารเทนไซตที่กําลังขยาย 2500 เทา (1) ในกรณีที่เหล็กมีคารบอนสูงโครงสรางพื้นฐานจึงประกอบดวยออสเตนไนทเหลือคา ง (Retained Austenite) จึงทําใหมองเห็นโครงสรางขนนกของมารเทนไซตไดชัดเจนขึ้นดังรูป 10

รูป 10 เหล็กกลาคารบอน 1 เปอรเซ็นตผานการชุบแข็งในน้าํ ประกอบดวยโครงสราง ออสเตนไนทเหลือคาง และมารเทนไซตที่มีรูปรางคลายเข็ม (1) คุณลักษณะที่สําคัญหลายประการสําหรับการเกิดโครงสรางมารเทนไซต ¾ เปนการเปลี่ยนแปลงแบบ Diffusionless และไมมีการเปลี่ยนแปลงสวนผสมทาง เคมี ปริมาตรเพียงเล็กนอยของออสเตนไนทเกิดการเปลี่ยนแปลงโครงสรางผลึกอยางทันทีทันใด โดยอาศัยปฏิกิริยาแรงเฉือน (Shearing Reaction) ¾ การเปลี่ยนแปลงนี้เกิดเฉพาะในระหวางการเย็นตัว (Cooling) และหยุดเมื่อถูก รบกวน ดังนั้นการเปลี่ยนแปลงแปรตามอุณหภูมิที่ลดลงโดยไมขึ้นกับเวลา และการเปลี่ยนแปลงนี้ The Heat Treatment of Steels พรวสา วงศปญ  ญา

12 กันยายน 2551


431 203 Physical Metallurgy II สาขาวิชาวิศวกรรมโลหการ ภาคการศึกษาที่ 2/2551 มหาวิทยาลัยเทคโนโลยีสุรนารี เรียกวา Athermal ซึ่งตรงขามกับการเปลี่ยนแปลงอีกชนิดหนึ่งที่เกิดขึ้นที่อุณหภูมิคงที่ และเรียกวา Isothermal Transformation ปริมาณมารเทนไซตที่เกิดขึ้นเมื่ออุณหภูมิลดลงไมเปนสัดสวน โดยตรงกับอุณหภูมิที่ลดลง ปริมาณมารเทนไซตที่มีรูปรางคลายเข็มเกิดในขั้นแรกมีปริมาณเพียง เล็กนอย หลังจากนั้นมีปริมาณเพิ่มขึ้น แลวลดลงอีกครั้งในตอนทายดังแสดงในรูป 11 อุณหภูมิที่ เริ่มเกิดการเปลี่ยนแปลงโครงสรางจากออสเตนไนทไปสูมารเทนไซต เรียก Martensite Start Temperature, Ms และอุณหภูมิสิ้นสุดการเปลี่ยนแปลงจากโครงสรางออสเตนไนทไปสูโครงสราง มารเทนไซต เรียก Martensite Ended Temperature, Mf ถาเหล็กถูกทําใหเย็นที่อุณหภูมิคงที่ ณ อุณหภูมิหนึ่ง และอุณหภูมินั้นต่ํากวาเสน Ms การเปลี่ยนโครงสรางไปเปนมารเทนไซตจะหยุดทันที และจะเกิดการเปลี่ยนแปลงตอไปไดถาอุณภูมิต่ําลง ¾ จุดเริ่ม ตนของการเปลี่ยนแปลงโครงสรางออสเตนไนทไปเปน มารเ ทนไซต (MsTemperature) ไมเปลี่ยนแปลงตามอัตราการเย็นตัว (Cooling Rate) แต Ms-Temperature เปลี่ยนแปลงตามสวนผสมทางเคมี (Chemical Compositions) เทานั้น ซึ่งมีหลายสูตรดวยกัน ตัวอยางของสูตรที่ใชคํานวณหา Ms-Temperature เชน

รูป 11 ปริมาณมารเทนไซตที่เกิดในระหวางการเย็นตัว เปนฟงกชันของอุณหภูมิ (1) Ms(° F ) = 1000 − (650 × %C ) − (70 × % Mn) − (35 × % Ni ) − (70 × %Cr ) − (50 × % Mo)

อิทธิพลของธาตุคารบอนตอเสน Ms และ Mf แสดงดังรูป 12 เสนสิ้นสุดการเปลี่ยนแปลง ของโครงสรางออสเตนไนทไปเปนโครงสรางมารเทนไซต (Mf) แสดงเปนเสนปะเนื่องจากยังไมเปน ที่ ร ะบุ แ น ชั ด จากภาคทฤษฎี อ ธิ บ ายว า การเปลี่ ย นแปลงของโครงสร า งออสเตนไนท ไ ปเป น โครงสรางมารเทนไซตไมมีโอกาสเปลี่ยนไดสมบูรณ และมักมีปริมาณเล็กนอยของออสเตนไนท เหลือคาง (Retained Austenite) แมวาอุณหภูมิลดลงต่ํา การเปลี่ยนแปลงดังกลาวยิ่งเปนไปได The Heat Treatment of Steels พรวสา วงศปญ  ญา

13 กันยายน 2551


431 203 Physical Metallurgy II สาขาวิชาวิศวกรรมโลหการ ภาคการศึกษาที่ 2/2551 มหาวิทยาลัยเทคโนโลยีสุรนารี ยากยิ่งขึ้นเมื่อปริมาณของโครงสรางออสเตนไนทลดลง อยางไรก็ตามในรูป 11 เปนการประมาณ การสัดสวนของโครงสรางมารเทนไซตที่เกิด โดยพิจารณาจากภาพถายโครงสรางจุลภาคดังนั้นจึง เปนไปไดยากสําหรับการแยกออสเตนไนทเหลือคางจากมารเทนไซต ดวยเหตุนี้อาจกลาวไดวาเสน Mf คือ อุณหภูมิที่การเปลี่ยนแปลงของโครงสรางออสเตนไนทไปเปนโครงสรางมารเทนไซตไดเกือบ สมบูรณ ¾ มาร เทนไซต จั ดไดวา เปนโครงสรางที่ไมอยูในระบบสมดุ ลอย างแทจริง ถึ งแมวา โครงสรางนี้ดํารงอยูไดที่อุณหภูมิหอง โครงสรางมารเทนไซตสามารถพิจารณาไดวาเปนรอยตอ ระหวางโครงสรางออสเตนไนทที่ไมมีเสถียรภาพ (Unstable Austenite Phase) และโครงสรางที่ สมดุลของของผสมระหวางเฟอรไรท และซีเมนไตต (Final Equilibrium Condition of a Mixture of Ferrite and Cementite) สมบัติที่สําคัญที่สุดของมารเทนไซต คือ มีความแข็งสูง แมวาโครงสรางมารเทนไซตมี ความแข็งมากกวาโครงสรางออสเตนไนทที่ปริมาณคารบอนเทากัน ดังแสดงในรูป 13 แตมีขอพึง จําคือ ความแข็งที่ไดของมารเทนไซตมาจากปริมาณคารบอนที่เพียงพอ ความแข็งของมารเทนไซต เพิ่มขึ้นอยางรวดเร็วในตอนแรกตามปริมาณคารบอนที่เพิ่มขึ้นโดยมีคาประมาณ 60 Rockwell C ที่ 0.4 เปอรเซ็นตคารบอน หลังนั้นถึงแมวาปริมาณคารบอนจะเพิ่มขึ้นอีก แตคาความแข็งคอยๆ เพิ่มโดยมีคาประมาณ 65 Rockwell C ที่ 0.8 เปอรเซ็นตคารบอน สาเหตุที่คาความแข็งไมเพิ่มขึ้น อยางรวดเร็วเมื่อคารบอนมากกวา 0.4 เปอรเซ็นต คือ มีออสเตนไนทเหลือคางมากขึ้นเมื่อคารบอน เพิ่มมากขึ้นทําใหความแข็งไมเพิ่มขึ้นอยางรวดเร็ว ความแข็งของมารเทนไซตเชื่อวาเปนผลจาก อะตอมคารบอนไปแทรกตัวใน Lattice ทําให Lattice บิดเบี้ยว (จึงยากตอการเคลื่อนที่ของดิส โลเคชัน หรือทําใหเกิดการเสียรูปของผลึก ดังนั้นจึงตองใชแรงกระทํามากขึ้นนั่นเอง) อยางไรก็ตาม คารบอนที่แทรกตัวนี้จะแทรกไดถึงระดับหนึ่งเพราะ (มีขีดจํากัดในการละลาย/แทรกตัว) สุดทาย อาจกลาวสรุปไดวา ความแข็งของมารเทนไซตเปนฟงกชันของคารบอนเทานั้น เปนเวลาหลายปที่มีความเชื่อวาการเปลี่ยนแปลงไปเปนมารเทนไซตเกิดเฉพาะในเหล็ก อยางไรก็ตามการเปลี่ยนแปลงดังกลาวพบวาสามารถเกิดในโลหะผสมอื่นๆ ดวย เช น เหล็ก นิกเกิล ทองแดง-สังกะสี และทองแดง-อะลูมิเนียม ดังนั้นจึงอาจกลาวไดวาการเปลี่ยนแปลงไป เปนมารเทนไซตไมเกิดเฉพาะในเหล็กเทานั้น

The Heat Treatment of Steels พรวสา วงศปญ  ญา

14 กันยายน 2551


431 203 Physical Metallurgy II ภาคการศึกษาที่ 2/2551

สาขาวิชาวิศวกรรมโลหการ มหาวิทยาลัยเทคโนโลยีสุรนารี

รูป 12 อิทธิพลของคารบอนที่มีตอชวงอุณหภูมกิ ารเปลี่ยนแปลงเปนมารเทนไซต (1)

รูป 13 ผลของธาตุคารบอนตอความแข็งของโครงสรางออสเตนไนท และมารเทนไซต (สวนที่แรเงาตอนปลายแสดงผลของออสเตนไนทเหลือคาง) (1)

The Heat Treatment of Steels พรวสา วงศปญ  ญา

15 กันยายน 2551


431 203 Physical Metallurgy II สาขาวิชาวิศวกรรมโลหการ ภาคการศึกษาที่ 2/2551 มหาวิทยาลัยเทคโนโลยีสุรนารี จุดประสงคหลักของการชุบแข็ง (Hardening) เพื่อทําใหเกิดโครงสรางมารเทนไซตโดย สมบูรณ และอัตราการเย็นตัว (Cooling Rate) ที่หลีกเลี่ยงการเกิดโครงสรางอื่นๆที่มีความออนตัว (Soft) แลวไดมารเทนไซตเรียกวา อัตราการเย็นตัววิกฤต (Critical Cooling Rate) อัตราการเย็นตัววิกฤต (Critical Cooling Rate) ถูกกําหนดโดยสวนผสมทางเคมี (Chemical Composition) และขนาดเกรนของออสเตนไนท (Austenite Grain) จัดวาเปนสมบัติ หนึ่งที่สําคัญที่ใชบงชี้วาเหล็กตองมีอัตราการเย็นตัวเทาไรเพื่อใหไดโครงสรางมารเทนไซต 8. แผนภูมิ ก ารเปลี่ย นแปลงที่อุณ หภูมิคงที่ (The Isothermal-Transformation Diagram) (1) เนื่องจากในความเปนจริง การเย็นตัวของเหล็ก และเหล็กกลาที่มีธาตุผสมเย็นตัวไมชา เทียบเทากับอัตราการเย็นตัวที่ชามากๆ เขาสูสมดุลดังในแผนภูมิเหล็ก-เหล็กคารไบด ดังนั้นการใช แผนภูมิเหล็ก-เหล็กคารไบดในการอธิบายอัตราการเย็นของเหล็กตางๆ ในระหวางกระบวนการ ทางความรอนจึงไมเหมาะสม จวบจนกระทั่ง E. S. Davenport และ E. C. Bain (Trans. AIME, Vol.90. p. 117, 1930) ไดทําการศึกษา การเปลี่ยนแปลงของเฟสออสเตนไนทที่อุณหภูมิคงที่ วิกฤต (Constant Subcritical Temperature) เปนที่ทราบกันดีวาออสเตนไนทไมมีเสถียรภาพที่ อุณหภูมิต่ํากวา Lower Critical Temperature (Ae1) จึงจําเปนอยางยิ่งที่จะทราบวาใชเวลานาน เทาไรในการเริ่มตน และสิ้นสุดการเปลี่ยนแปลงโครงของโครงสรางออสเตนไนท และโครงสราง สุดทายที่ไดคืออะไร วิธีการที่ดีที่สุดในการศึกษาการเปลี่ยนแปลงของโครงสรางออสเตนไนทในระหวางการเย็น ตัว คือ การศึกษาการเปลี่ยนแปลงที่อุณหภูมิคงที่ของเหล็กดังกลาว ที่อุณหภูมิตางๆ ในระหวาง การเย็นตัว ในที่นี้เหล็กกลาที่สวนผสมยูเทคตอยด (Eutectoid Steel) ถูกเลือกนํามาศึกษาเพื่อ หลีกเลี่ยนผลกระทบจากการมีโครงสรางโพรยูเทคตอยดเฟอรไรท (Pro-Eutectoid Ferrite) หรือ โพรยูเทคตอยดซีเมนไตต (Pro-Eutectoid Cementite) ในระหวางการเย็นตัว และการ เปลี่ยนแปลงเฟส ขั้นตอนในการหาแผนภูมิการเปลี่ยนแปลงโครงสรางที่อุณหภูมิคงที่ (An IsothermalTransformation Diagram) สามารถกระทําไดดังขั้นตอนตอไปนี้ ขั้น ที่ 1 เตรียมชิ้นงานหลายชิ้นที่ ตัดมาจากเหล็กแทงเดียวกั น โดยแขวนชิ้นงานเล็ ก ๆ เหลานี้ภายในเตาอบดังแสดงในรูป 14 เหตุผลที่เลือกชิ้นงานขนาดเล็กเพื่อใหเ���ล็กเกิดการ เปลี่ยนแปลงเนื่องจากอุณหภูมิไดรวดเร็ว ขั้นที่ 2 นําชิ้นงานเขาสูเตาอบ หรือดางเกลือหลอมเหลวที่อุณหภูมิที่เหมาะสมเพื่อใหเกิด การเปลี่ ย นแปลงไปเป น โครงสร า งออสเตนไนท และเรี ย กอุ ณ หภู มิ นี้ ว า Austenitizing The Heat Treatment of Steels พรวสา วงศปญ  ญา

16 กันยายน 2551


431 203 Physical Metallurgy II สาขาวิชาวิศวกรรมโลหการ ภาคการศึกษาที่ 2/2551 มหาวิทยาลัยเทคโนโลยีสุรนารี Temperature สําหรับเหล็กกลายูเทคตอยด AISI 1080 (Eutectoid Steel) อุณหภูมินี้อยูที่ ประมาณ 775°C (1425°F) โดยปลอยใหชิ้นงานตัวอยางอยู ณ อุณหภูมินี้เปนระยะเวลาหนึ่งจน เกิดการเปลี่ยนแปลงไปเปนโครงสรางออสเตนไนท โดยสมบูรณทั่วทั้งชิ้นงาน ขั้นที่ 3 หลังจากนั้นจุมแชชิ้นงานในอางเกลือหลอมเหลวที่อุณหภูมิต่ํากวาอุณหภูมิวิกฤต (Temperature below the Ae1 line) เชน ที่อุณหภูมิ 710°C (1300°F) ขั้นที่ 4 หลังจากจุมแชชิ้นงานที่อุณหภูมิ 710°C (1300°F) ที่ระยะเวลาตางๆ ใหนําเหล็ก ดังกลาวออกจากอางเกลือหลอมเหลว แลวทําใหเย็นตัวอยางรวดเร็วในน้ําเย็น หรือน้ําแข็ง ขั้นที่ 5 ขั้นตอนดังกลาวขางตนทั้งหมด ถูกกระทําซ้ําที่อุณหภูมิต่ํากวาอุณหภูมิวิกฤตใหม หลังจากนั้นนําคาทดสอบที่ไดไปแสดงผลในแผนภูมิ

รูป 14 ตัวอยางชิ้นงานที่ใชในการหาแผนภูมิการเปลี่ยนแปลงโครงสรางของออสเตนไนท ที่อุณหภูมิคง (Isothermal-Transformation Diagram, I-T Diagram) (1) เหตุผลที่เลือกศึกษาที่อุณหภูมิ 710°C (1300°F) เพราะคณะผูวิจัยตองการทราบวาเกิด อะไรขึ้นกับโครงสรางออสเตนไนท ณ อุณหภูมิดังกลาว แตเนื่องจากไมสามารถศึกษาโครงสรางได ที่อุณหภูมิสูง ดังนั้นจึงดูโครงสรางที่อุณหภูมิหองแทน (โดยทําการอบใหความรอนที่อุณหภูมิ 710°C หรือ 1300°F) ดั งนั้นเราสามารถเปรียบเที ยบแสดงความสัม พัน ธของโครงสรา งที่ อุณหภูมิหอง (Microstructure at Room Temperature) ไปสูโครงสรางที่อุณหภูมิสูง (Microstructure at High Temperature) ไดโดยอยูบนพื้นฐานขอเท็จจริงที่วา -โครงสรางมารเทนไซตเกิดจากโครงสรางออสเตนไนทเทานั้นที่อุณหภูมิต่ํา -ถ า โครงสร า งออสเตนไนท เ กิ ด การเปลี่ ย นแปลงที่ อุ ณ หภู มิ สู ง แล ว ได โ ครงสร า งที่ มี เสถียรภาพที่อุณหภูมิหอง อัตราการเย็นตัวเร็วจะไมมีผลตอการเปลี่ยนแปลงโครงสราง หรืออาจ The Heat Treatment of Steels พรวสา วงศปญ  ญา

17 กันยายน 2551


431 203 Physical Metallurgy II สาขาวิชาวิศวกรรมโลหการ ภาคการศึกษาที่ 2/2551 มหาวิทยาลัยเทคโนโลยีสุรนารี กลาวไดวาถาโครงสรางเพิรลไรทเกิดขึ้นที่อุณหภูมิ 710°C หรือ 1300°F แลวโครงสรางเพิรลไรทนี้ก็ จะเหมือนกันกับโครงสรางเพิรลไรทที่เกิด ณ อุณหภูมิหองถึงแมวาจะนําเหล็กดังกลาวไปทําใหเย็น ตัวอยางรวดเร็ว โครงสรางก็จะไมเกิดการเปลี่ยนแปลงอีก ขั้นที่ 3 ถึง 5 แสดงดังรูป 15 กลาวคือ ตัวอยางชิ้นงานหมายเลข 1 ภายหลังจุมแชชิ้นงาน ในอางเกลือหลอมเหลวที่อุณหภูมิ 1300°F เปนเวลา 30 วินาที แลวทําใหเย็นตัวอยางรวดเร็วจะได โครงสรางมารเทนไซต 100 เปอรเซ็นตที่อุณหภูมิหอง นั่นหมายความวาที่อุณหภูมิ 1300°F มีเพียง โครงสรางออสเตนไนทเทานั้นที่ปรากฏ (100 เปอรเซ็นต ออสเตนไนท)

รูป 15 แนวโนมการเปลีย่ นแปลงของโครงสรางออสเตนไนทไปเปนเพิรล ไรทเกรนหยาบ จาก Austenitizing Temperature of 750°C หรือ 1300°F โดย A: ออสเตนไนท M: มารเทนไซต และ P: เพิรล ไรท ชิ้นงานหมายเลข 2 เมื่อจุมแชชิ้นงานในอางเกลือหลอมเหลวเปนเวลา 6 ชั่วโมง หลังจาก นั้นทําใหเย็นตัวอยางรวดเร็วไดโครงสรางสุดทายเปนมารเทนไซต 95 เปอรเซ็นต และ 5 เปอรเซ็นต เพิรลไรทเกรนหยาบ (ดูรูป 16 ประกอบ) หมายความวาที่ระยะเวลาในการจุมแชชิ้นงานหมายเลข 2 เปนเวลา 6 ชั่วโมงที่อุณหภูมิ 1300°F โครงสรางประกอบดวย 95 เปอรเซ็นตออสเตนไนท และ 5 เปอรเซ็นตเพิรลไรทเกรนหยาบ ตัวอยางของเสนการเปลี่ยนแปลงของโครงสรางออสเตนไนทที่ อุณหภูมิคงที่ (The Typical Isothermal-Transformation Curve) แสดงดังรูป 16 พื้นที่สีขาวในรูป เปนโครงสรางมารเทนไซต (พึงระวัง และจําไวเสมอวา ไมเสมอไปที่โครงสรางสีขาวจะเปนมารเทน ไซต ทั้งนี้นักศึกษาตองพิจารณาสวนผสมทางเคมี กระบวนการขึ้นรูป ตลอดจนถึงน้ํายาเคมีที่ใชกัด เพื่อดูโครงสรางดวย กอนตัดสินใจวาโครงสรางนั้นๆ เปนโครงสรางใด) The Heat Treatment of Steels พรวสา วงศปญ  ญา

18 กันยายน 2551


431 203 Physical Metallurgy II สาขาวิชาวิศวกรรมโลหการ ภาคการศึกษาที่ 2/2551 มหาวิทยาลัยเทคโนโลยีสุรนารี เป น ที่ น า สั ง เกตจากรู ป 16 ว า การเปลี่ ย นแปลงของโครงสร า งออสเตนไนท ไ ปเป น มารเทนไซต หรือเพิรลไรท นั้น ไมเปนเสนตรง (Non-Linear Transformation) กลาวคือ ในชวงแรก อัตราการเปลี่ยนแปลงโครงสรางชามาก แลวเปลี่ยนแปลงอยางรวดเร็ว กอนที่จะเปลี่ยนแปลง อยางชาๆในขั้นสุดทาย

รูป 16 แผนภูมิการเปลีย่ นแปลงโครงสรางที่อุณหภูมิคงที่ (Typical IsothermalTransformation Diagram) ของโครงสรางออสเตนไนทไปเปนเพิรลไรท สําหรับเหล็กกลา AISI 1080 ที่อุณหภูมิ 1300°F มารเทนไซตคือสวนที่เปนสีขาว ภาพนี้ใชประกอบการ อธิบายการเปลี่ยนแปลงโครงสรางฯ ในชิ้นงานหมายเลขตางๆ ดังแสดงในรูป 15 (1) จากผลการทดลองนี้ เ อง 2 จุ ด (ในที่ นี้ คื อ เวลา)ที่ สํ า คั ญ ที่ ต อ งนํ า มาพิ จ ารณา คื อ จุดเริ่มตน และจุดสิ้นสุดของการเปลี่ยนแปลงโครงสรางของออสเตนไนทไปเปนโครงสรางตางๆ (เชน เฟอรไรท เพิรลไรท เบนไนท มารเทนไซต เปนตน) เมื่อผานการทํา Austenitizing ที่อุณหภูมิ ตางๆ นอกจาก 2 จุดนี้แลว จุดที่เกิดการเปลี่ยนแปลงไปแลวประมาณ 50 เปอรเซ็นตก็ถูกนํามา พิจารณาดวย หลังจากนั้นนําคาที่ไดทั้ง 3 จุดของชิ้นเหล็กที่ถูกอบที่อุณหภูมิตางแลวมาสรางกราฟ แสดงความสัมพัน ธระหวางอุณหภูมิ -เวลาก็จะได ไดอะแกรมแสดงการเปลี่ยนแปลงเฟสจาก จุดเริ่มตนไปจนถึงจุดสิ้นสุดการเปลี่ยนแปลงดังแสดงในรูป 17 อยางไรก็ตาม การพล็อตคาจุดเริ่มตน และจุดสิ้นสุดการเปลี่ยนแปลงเฟสในแผนภูมิแสดง การเปลี่ยนแปลงเฟสที่อุณหภูมิคงที่ (Isothermal-Transformation Diagram, IT Diagram) มักจะ พล็ อ ตเป น ช ว งกว า งดั ง นั้ น ค า ที่ ไ ด เ ป น เพี ย งการประมาณเท า นั้ น เวลา (แกนนอน) แสดงใน ล็อกการิทึ่มสเกล เพื่อสะดวกในการเปลี่ยนแปลงชวงคาบของเวลา เชน 1 นาที หรือ 1 วัน หรือ 1 สัปดาห เปนตน แผนภูมินี้เปนที่รูจักดีในชื่อ Isothermal-Transformation Diagram ชื่ออื่นๆ ไดแก TTT Curve (Transformation, Temperature, Time) หรือ S Curve เพื่อใหไดแผนภูมิที่ใหความ The Heat Treatment of Steels พรวสา วงศปญ  ญา

19 กันยายน 2551


431 203 Physical Metallurgy II สาขาวิชาวิศวกรรมโลหการ ภาคการศึกษาที่ 2/2551 มหาวิทยาลัยเทคโนโลยีสุรนารี ถู ก ต อ งแม น ยํ า จํ า เป น ต อ งใช ชิ้ น งานสํ า หรั บ ศึ ก ษาทั้ ง ผลของกระบวนการอบชุ บ และศึ ก ษา โครงสรางเปนจํานวนมากกวา 100 ชิ้น

รูป 17 แผนภูมิแสดงการวัดการเปลีย่ นแปลงของโครงสรางออสเตนไนทที่อุณหภูมิคงที่ ดวย I-T Diagram (1)

รูป 18 Isothermal-Transformation Diagram สําหรับเหล็ก AISI 1080 (1) The Heat Treatment of Steels พรวสา วงศปญ  ญา

20 กันยายน 2551


431 203 Physical Metallurgy II สาขาวิชาวิศวกรรมโลหการ ภาคการศึกษาที่ 2/2551 มหาวิทยาลัยเทคโนโลยีสุรนารี I-T Diagram สําหรับเหล็กกลา AISI 1080 แสดงในรูป 18 เหนือเสน Ae1 ออสเตนไนทมี เสถี ย รภาพ บริ เ วณด า ยซ า ยมื อ ของเส น จุ ด เริ่ ม ต น การเปลี่ ย นแปลง (Beginning of Transformation Line) ประกอบดวยโครงสรางออสเตนไนทที่ไมเสถียรภาพ (Unstable Austenite) บริเวณขวามือของเสนจุดสิ้นสุดการเปลี่ยนแปลง (Ending of Transformation Line) คือ ผลิ ตภั ณ ฑ ที่ ไ ด ภ ายหลัง สิ้ น สุ ดการเปลี่ย นแปลงของโครงสร า งออสเตนไนท ส ว นบริ เ วณที่ อ ยู ระหวางจุดเริ่มตน และจุดสิ้นสุดการเปลี่ยนแปลง (Area in between the Beginning and Ending of Transformation Lines) ประกอบดวย 3 เฟส คือ A+F+C (ออสเตนไนท+เฟอรไรท และคารไบด หรือ ออสเตนไนท+ผลิตภัณฑที่ออสเตนไนทเกิดการเปลี่ยนแปลง) จุดที่ไกลที่สุด (อยูชิดแกนตั้ง) และอยูบนเสนแสดงจุดเริ่มตนการเปลี่ยนแปลงเฟส เรียกวา Nose of the Diagram ในทุกๆ ไดอะแกรมของเหล็ก (ยกเวนเหล็กกลาที่สวนผสมยูเทคตอยด 0.8 เปอรเซ็นต คารบอน) จะมีเสนอีกเสนหนึ่งเพิ่มขึ้นมาอยูเหนือจมูกของไดอะแกรม (Nose of the Diagram) ดัง แสดงในรูป 19 เสนที่เพิ่มนี้บงชี้ถึงการเปลี่ยนแปลงของออสเตนไนทไปเปนโพรยูเทคตอยดเฟอร ไรทในเหล็กกลาไฮโปยูเทคตอยด (Hypo-Eutectoid Steels, Carbon < 0.8 %) โพรยูเทคตอยด ซีเมนไตตในเหล็กกลาไฮเปอรยูเทคตอยด (Hyper-Eutectoid Steels, C > 0.8%) Pro-Eutectoid

รูป 19 I-T Diagram ของเหล็ก AISI 1050 มี 0.5 เปอรเซ็นตคารบอน และ 0.91 เปอรเซ็นต แมงกานีส ขนาดเกรน 7-8 ASTM Standard ผานการ Austenitizing ที่อุณหภูมิ 1670°F (1)

The Heat Treatment of Steels พรวสา วงศปญ  ญา

21 กันยายน 2551


431 203 Physical Metallurgy II สาขาวิชาวิศวกรรมโลหการ ภาคการศึกษาที่ 2/2551 มหาวิทยาลัยเทคโนโลยีสุรนารี เสนที่ 2 แสดงจุดเริ่มตนของการเปลี่ยนแปลงโครงสรางของออสเตนไนทไปเปนเพิรลไรท พื้นที่ระหวางเสนที่ 1 และ 2 คือ A+F (ออสเตนไนท+โพรยูเทคตอยดเฟอรไรท) หรือ A+C (ออสเตนไนท+โพรยูเทคตอยดซีเมนไตต) ปกติเสนทั้งสองจะรวมกันที่จมูกของเสนแสดงจุดเริ่มตน การเปลี่ยนแปลงของโครงสรางออสเตนไนท ในรูป 18 Ms Temperature แสดงดวยเสนแนวนอน สวนลูกศรที่ชี้แสดง M50 และ M90คือ เปอรเซ็นตที่โครงสรางออสเตนไนทเปลี่ยนแปลงไปเปนมารเทนไซตเนื่องจากการทําใหเย็นตัวอยาง รวดเร็วที่ 50 และ 90 เปอรเซ็นตตามลําดับ 9. การเปลี่ยนแปลงไปเปนเพิรลไรท และเบนไนท (Transformation to Pearlite and Bainite) ยอนกลับไปดูรูป 19 ที่เกิดขึ้นเหนือจมูกของเสนกราฟ ผลิตภัณฑที่ได คือ เพิรลไรท โครง สรางเพิรลไรทประกอบดวยโครงสรางที่สลับชั้นกันของโครงสรางเฟอรไรท (α-Iron, BCC Structure) และซีเมนไตต (Fe3C) ที่อุณหภูมิต่ํากวา Ae1 (Eutectoid Temperature) เล็กนอย เพิรล ไรทที่มีชั้นสลับระหวางเฟอรไรท และซีเมนไตตที่หยาบเกิดขึ้นโดยมีความแข็งประมาณ Rockwell C 15 เมื่ออุณหภูมิที่ทําใหเกิดการเปลี่ยนแปลง (Transformation Temperature) ลดลงการ สลับกันระหวางเฟอรไรท และซีเมนไตตยังคงเกิดขึ้นเชนเดิม แตระยะหางระวางชั้นที่สลับกันแคบ ลงจนกระทั่งไมสามารถเห็นการสลับกันของชั้นโครงสรางดังกลาวไดจากกลองจุลทรรศนแบบใช แสง (Optical Microscope) ดังแสดงในรูป 20 เมื่ออุณหภูมิที่ทําใหเกิดการเปลี่ยนแปลงโครงสราง และความละเอียดของโครงสรางเพิรลไรทลดลง พบวาความแข็ง (Hardness) เพิ่มขึ้น พื้นที่ระหวางจมูกของเสนกราฟ (ที่อุณหภูมิประมาณ 950°F) และเสนเริ่มตนการ เปลี่ยนแปลงไปเปนมารเทนไซต (Ms Temperature) โครงสรางใหมที่สะสม หรือตกตะกอนอยูที่ ขอบเกรนของเฟอรไรท หรือซีเมนไตตเกิดขึ้น โครงสรางนี้เรียกวา เบนไนท (Bainite) (ซึ่งถูกคนพบ โดย E. C. Bain) เมื่ออุณหภูมิการเปลี่ยนแปลงเฟสสูงขึ้น (Upper Temperature of the Transformation Range) โครงสรางเบนไนทจะมีแนวโนมที่จะรวมตัวกับโครงสรางเพิรลไรท และ เรียกโครงสรางนี้วา Upper Bainite (รูป 21a) ที่อุณหภูมิการเปลี่ยนแปลงเฟสต่ํา (Low temperature) โครงสรางเบนไนทจะมีลักษณะคลายคลึงกับเข็ม และมีแนวโนมรวมตัวกับ มารเทนไซตจึงเรียกโครงสรางนี้วา Lower หรือ Acicular Bainite ดังแสดงในรูป 22a รูป 21b แสดงโครงสรางเบนไนทที่เกิด ณ อุณหภูมิ 850°F ที่กําลังขยาย 15000 เทา ที่ ประกอบดวยแผนคารไบดขนาดเล็ก (Tiny Carbide platelets) ที่มีการเรียงตัวขนานไปกับเฟอร ไรทแบบเข็มที่เปนโครงสรางพื้นฐาน เมื่อ Transformation Temperature ลดลง โครงสราง เฟอรไรทแบบเข็มจะมีขนาดบางลง และแผนคารไบดก็จะเล็กลงโดยที่โครงสรางทั้งสองมีแนวโนมที่ The Heat Treatment of Steels พรวสา วงศปญ  ญา

22 กันยายน 2551


431 203 Physical Metallurgy II สาขาวิชาวิศวกรรมโลหการ ภาคการศึกษาที่ 2/2551 มหาวิทยาลัยเทคโนโลยีสุรนารี จะอยูใกลชิดกันมากขึ้น (ระยะหางระหวางโครงสรางทั้งสองลดลง) โดยปกติแผนคารไบดมีการ จัดเรียงตัวโดยทํามุม 60°กับทิศทางตามแกนยาวของของโครงสรางเฟอรไรทแบบเข็ม (Ferrite Needles) มากกวาการเรียงตัวในทิศทางขนาน (ดูรูป 22b ซึ่งแสดงโครงสรางเบนไนทที่เกิดขึ้น ที่ อุณหภูมิ 500°F ที่กําลังขยาย 15000 เทา)

รูป 20 การเกิดของโครงสรางเพิรล ไรทที่อุณหภูมวิ ิกฤตตางๆ (a) 1300°F (b) 1225°F (c) 1150°F และ (d) 1075°F ที่กําลังขยาย 1500 เทา ขอสังเกตความละเอียดของโครงสราง เพิรลไรทเพิม่ ขึ้นเมื่ออุณหภูมิวกิ ฤตลดลง (1) ในขณะที่เพิรลไรทกําเนิดขึ้นโดยโครงผลึกของคารไบด สวนเบนไนทจะเกิดขึ้นโดยโครง ผลึกของเฟอรไรท ขอแตกตางนี้สังเกตไดจากรูป 23 ความแข็งของโครงสรางเบนไนทอยูระหวาง Rockwell C 40 ถึง 60 สําหรับ Upper Bainite และ Lower Bainite ตามลําดับ The Heat Treatment of Steels พรวสา วงศปญ  ญา

23 กันยายน 2551


431 203 Physical Metallurgy II ภาคการศึกษาที่ 2/2551

สาขาวิชาวิศวกรรมโลหการ มหาวิทยาลัยเทคโนโลยีสุรนารี

รูป 21 (a) Feathery Bainite และ Fine Pearlite ใน Martensite Matrix ที่กําลังขยาย 1000 เทา (b) โครงสรางเบนไนทที่เกิดขึน้ ทีอ่ ุณหภูมิ 850°F ถายดวยกลองจุลทรรศน อิเลคตรอนที่กําลังขยาย 15000 เทา (1)

รูป 22 (a) Accicular Lower Bainite มีรูปรางคลายเข็มในโครงสรางพื้นฐานมารเทนไซต ที่ กําลังขยาย 2500 เทา (b) โครงสรางเบนไนทที่เกิดขึน้ ที่อุณหภูมิ 500°F ถายดวยกลอง จุลทรรศนอิเลคตรอนที่กาํ ลังขยาย 15000 เทา (1)

รูป 23 การโตของเพิรล ไรทโดยกําเนิดจากโครงผลึกของคารไบด และการโตของเบนไนท โดยกําเนิดจากโครงผลึกของเฟอรไรท (1) The Heat Treatment of Steels พรวสา วงศปญ  ญา

24 กันยายน 2551


431 203 Physical Metallurgy II สาขาวิชาวิศวกรรมโลหการ ภาคการศึกษาที่ 2/2551 มหาวิทยาลัยเทคโนโลยีสุรนารี 10. เสนโคงการเย็นตัว และแผนภูมิการเย็นตัวที่อุณหภูมิคงที่ (Cooling Curves and IT Diagram) เสนโคงการเย็นตัวสามารถหาไดจากการทดลองโดยนํา Thermocouple ติดไวในตําแหนง ที่แนนอนบนชิ้นงานที่ตองการวัด แลวทําการบันทึกการเปลี่ยนแปลงของอุณหภูมิกับเวลา และเมื่อ เสนโคงการเย็นตัว มีสเกลเดียวกันกับแผนภูมิการเย็นตัวที่อุณหภูมิคงที่ (I-T Diagram) ดังนั้นเรา สามารถรวมไดอะแกรมทั้งสองเขาดวยกันดังแสดงในรูป 24

รูป 24 เสนโคงการเย็นตัวเมื่อปรากฏในแผนภูมิการเปลีย่ นแปลงเฟสที่อณ ุ หภูมิคงที่ใน เหล็กกลายูเทคตอยด บริเวณที่แรเงา หมายถึงการเปลี่ยนแปลงเฟส (1) เสนโคงการเย็นตัวหมายเลข 1 หมายถึงชิ้นงานมีอัตราการเย็นตัวชาโดยปกติหมายถึง อัตราการเย็นตัวที่ปรากฏในกระบวนการอบออน (Annealing Process) จากไดอะแกรมพบวา โครงสรางออสเตนไนทจะยังคงมีเถียรภาพเปนเวลานานจนกระทั่งเสนโคงการเย็นตัวตัดผาน จุดเริ่มตนการเปลี่ยนแปลงโครงสราง ณ จุด X1 ผลิตภัณฑที่ไดจากการเปลี่ยนแปลงโครงสราง ณ อุณหภูมินั้นจะเปนโครงสรางเพิรลไรทที่มีเกรนหยาบ (Coarse Pearlite) การเปลี่ยนแปลง โครงสรางของออสเตนไนทเกดขึ้นอยางตอเนื่องจนกระทั่งถึงจุด X’1 จะเห็นไดวาความแตกตาง The Heat Treatment of Steels พรวสา วงศปญ  ญา

25 กันยายน 2551


431 203 Physical Metallurgy II สาขาวิชาวิศวกรรมโลหการ ภาคการศึกษาที่ 2/2551 มหาวิทยาลัยเทคโนโลยีสุรนารี ของอุณหภูมิ ณ จุดเริ่มตนการเปลี่ยนแปลงเฟส (X1) และจุดสิ้นสุดการเปลี่ยนแปลงเฟส (X’1) ไม สูงมากนัก ดังนั้นโครงสรางเพิรลไรทที่มีเกรนหยาบจึงคอนขางสม่ําเสมอและมีความแข็งต่ํา ที่ อุ ณ หภู มิ ต่ํ า กว า X’1 อั ต ราการเย็ น ตั ว ไม มี ผ ลต อ โครงสร า งจุ ล ภาค และสมบั ติ ต า งๆ (Microstructure and Properties) หรืออาจกลาวไดวาที่อุณหภูมิต่ํากวาจุดสิ้นสุดการเปลีย่ นแปลง โครงสราง ถึงแมวาจะเพิ่มอัตราการเย็นตัวใหกับชิ้นงานก็ไมทําใหเกิดการเปลี่ยนแปลงโครงสราง ในชิ้ น งานอี ก และด ว ยเหตุ ผ ลนี้ เ องจั ด ได วา มี ป ระโยชน ใ นภาคปฏิ บั ติ หรื อ ภาคอุ ต สาหกรรม กลาวคือ ไมจําเปนตองปลอยใหชิ้นงานเย็นตัวภายในเตาจนถึงอุณหภูมิหองตามภาคทฤษฎีของ กระบวนการอบออน เพียงแตปลอยใหชิ้นงานเย็นตัวจนถึงจุดสิ้นสุดการเปลี่ยนแปลงโครงสราง หลังจากนั้นนําชิ้นงานออกจากเตา จะทําใหประหยัดเวลาเพราะถาปลอยใหชิ้นงานเย็นภายในเตา จนถึงอุณหภูมิหองจะใชเวลานาน เสนโคงการเย็นตัวหมายเลข 2 หมายถึง Isothermal หรือ Cycle Annealing มี จุดมุงหมายเพื่อใหเกิดความสม่ําเสมอของโครงสราง กระทําไดโดยปลอยใหชิ้นงานเย็นตัวจาก อุณหภูมิอบชุบ (Hardening or Austenitizing Temperature) จนถึงอุณหภูมิชวงบน (Upper Temperature for Transformation) ของ I-T Diagram แลวปลอยแชทิ้งไวทีอุณหภูมินี้เปน ระยะเวลาหนึ่งจนการเปลี่ยนแปลงโครงสรางเสร็จโดยสมบูรณ เสนโคงการเย็นตัวหมายเลข 3 จะมีอัตราการเย็นตัวที่สูงกวากระบวนการอบออน (เสนโคง หมายเลข 1) ดังนั้นอาจหมายความวานี่ คือ กระบวนการอบปกติ (Normalizing) จากไดอะแกรม ชี้ใหเห็นวาการเปลี่ยนแปลงโครงสรางเริ่มตน ณ จุด X3 โดยใหโครงสรางเพิรลไรทเกรนหยาบ (โดย ใชเวลาที่สั้นกวาการอบออนในเสนโคงการเย็นตัวหมายเลข 1) การเปลี่ยนแปลงดังกลาวจะสิ้นสุด ณ จุด X’3 โดยไดโครงสรางเพิรลไรทเกรนขนาดปานกลาง อยางไรก็ตามเมื่อพิจารณาความ แตกตางของชวงอุณหภูมิระหวางจุดเริ่มตน และจุดสิ้นสุดการเปลี่ยนแปลงโครงสราง (Different Temperatures between X3 and X’3) จะเห็นไดวามีคามาก ดังนั้นจึงทําใหเกิดความไมสม่ําเสมอ ของโครงสรางเพิรลไรทที่ได โดยบางแหงจะเปนเกรน หยาบ บางแหงจะเปนเกรนปานกลาง เสนโคงการเย็นตัวหมายเลข 4 เปนตัวอยางของอัตราการเย็นตัว ของชิ้นงานที่ทําใหเย็น โดยการกวนในน้ํามันโดยประกอบดวยโครงสรางผสมระหวางเพิรลไรทเกรนหยาบ และปานกลาง เส น โค ง การเย็ น ตั ว หมายเลข 5 เป น ตั ว อย า งของอั ต ราการเย็ น ตั ว ที่ ถู ก รบกวน (Intermediate Cooling) โดยมีจุดเริ่มตนการเปลี่ยนแปลงโครงสรางที่ X5 ในระยะเวลาสั้นจึงได โครงสรางเพิรลไรทเกรนละเอียดโครงสรางดังกลาวจะเกิดอยางตอเนื่อง จนกระทั่งเกิดการสัมผัสที่ X’5 (สมมติวาเกิดการเปลี่ยนแปลงของโครงสรางออสเตนไนทไปเปนเพิรลไรทเกรนละเอียดแลว ประมาณ 25 เปอรเซ็นต) ทีอุณหภูมิต่ํากวาจุด X’5 การเปลี่ยนแปลงโครงสรางของออสเตนไนทไม The Heat Treatment of Steels พรวสา วงศปญ  ญา

26 กันยายน 2551


431 203 Physical Metallurgy II สาขาวิชาวิศวกรรมโลหการ ภาคการศึกษาที่ 2/2551 มหาวิทยาลัยเทคโนโลยีสุรนารี สามารถเกิดขึ้นได โครงสราง ณ จุด นี้ ประกอบดวย 25 เปอรเซ็นตของเพิรลไรทเกรนละเอียดที่ รูปรางกลมอยูลอมรอบเกรนออสเตนไนท โครงสรางนี้จะยังคงอยูจวบจนกระทั่งเสนโคงการเย็นตัว ไปตัดกับ Ms Temperature ที่จุด X’’5 โครงสรางออสเตนไนทก็จะเกิดการเปลี่ยนแปลงไปเปนมาร เทนไซต ดังนั้นโครงสรางสุดทายที่ได คือ 75 เปอรเซ็นตมารเทนไซต และ 25 เปอรเซ็นตเพิรลไรท เกรนละเอียดที่มีรูปรางกลมและอยูลอมรอบเกรนของออสเตนไนทดังแสดงในรูป 25 อยางไรก็ตาม ถาโครงสรางเพิรลไรทเกิดขึ้นเพียงเล็กนอย บริเวณสีดําของโครงสรางเพิรลไรทในโครงสรางพื้นฐาน สี ข าวที่ เ ป น มาร เ ทนไซต จ ะมี เ พี ย งเล็ ก น อ ย และอาจทํ า ให เ ห็ น อาณาบริ เ วณของโครงสร า ง ออสเตนไนท และขนาดเกรนของโครงสรางออสเตนไนทดั้งเดิมกอนที่จะเกิดการเปลี่ยนแปลง โครงสราง

รูป 25 โครงสรางจุลภาคที่เกิดขึ้นเมื่ออัตราการเย็นตัวถูกรบกวน (Intermediate Cooling) ประกอบดวยโครงสรางเพิรลไรทเกรนละเอียดทีม่ ีรูปรางกลมอยูลอมรอบโครงสราง ออสเตนไนท ที่กําลังขยาย 150 เทา (1) เสนโคงการเย็นตัวหมายเลข 6 เปนตัวอยางของเสนโคงการเย็นตัวที่ทําใหเกิดการเย็น ตัวอยางรวดเร็ว จึงทําใหเสนโคงไมตัดกับจมูกของกราฟ โครงสรางออสเตนไนทจะคงอยูจนกระทั่ง เสนโคงการเย็นตัวสัมผัสกับ เสน Ms ที่จุด X6 การเปลี่ยนแปลงของโครงสรางออสเตนไนทไป เปนมารเทนไซตเกิดขึ้นในชวงระยะเวลาระหวาง เสน Ms และ Mf โครงสรางสุดทายที่ได คือ มารเทนไซตทั้งหมดที่มีความแข็งสูง The Heat Treatment of Steels พรวสา วงศปญ  ญา

27 กันยายน 2551


431 203 Physical Metallurgy II สาขาวิชาวิศวกรรมโลหการ ภาคการศึกษาที่ 2/2551 มหาวิทยาลัยเทคโนโลยีสุรนารี จะเห็นไดวาเพื่อใหไดโครงสรางมารเทนไซต 100 เปอรเซ็นต จําเปนอยางยิ่งตองหลีกเลี่ยง การเย็นตัวที่จะสัมผัสบริเวณจมูก ดังนั้นเสนโคงการเย็นตัวหมายเลข 7จึงเปรียบไดกับเปนอัตรา การเย็นตัววิกฤต (Critical Cooling Rate, CCR) สําหรับเหล็กชนิดนี้ อัตราการเย็นตัวใดๆก็ตามที่ ชากวาอัตราการเย็นตัววิกฤตนี้จะตัดกับจมูก และทําใหไดโครงสรางที่ออนกวามารเทนไซต แตถา อัตราการเย็นตัวใดที่มีอัตราการเย็นตัวที่เร็วกวาอัตราการเย็นตัววิกฤตก็จะทําใหไดโครงสรางมาร เทนไซตเทานั้นไมมีโอกาสเกิดโครงสรางอื่น เปนที่นาสังเกตวาโอกาสที่จะเกิด 100 เปอรเซ็นตของโครงสรางเพิรลไรท หรือ มารเทนไซต โดยการทําใหเย็นตัวอยางตอเนื่อง (Continuous Cooling) แตไมมีโอกาสที่จะไดโครงสรางเบนไนท 100 เปอรเซ็นต วิธีการที่จะทําใหไดโครงสรางเบนไนททั้งหมดกระทําไดโดยปลอยใหชิ้นงานเย็น ตัวอยางรวดเร็วพอเพื่อหลีกเลี่ยงการสัมผัสบริเวณจมูกของกราฟ หลังจากนั้นปลอยใหชิ้นงานแช อยูในชวงอุณหภูมิที่ทําใหเกิดโครงสรางเบนไนทเปนระยะเวลาหนึ่งจนการเปลี่ยนแปลงโครงสราง เสร็จสมบูรณซึ่งแสดงไดโดยเสนโคงการเย็นตัวหมายเลข 6 และ 8 ในรูป 24 11. การเปลี่ยนแปลงโครงสรางอยางตอเนื่อง (Transformation on Continuous Cooling) ตามภาคทฤษฎีเสนโคงแสดงอัตราการเย็นตัว (Cooling-Rate Curves) ไมควรที่จะแทรก เขาไปในแผนภูมิแสดงการเย็นตัวที่อุณหภูมิคงที่ (Isothermal Transformation Diagram, I-T Diagram) ดังแสดงในเนื้อหากอนหนานี้ I-T Diagram แสดงความสัมพันธระหวาง เวลา-อุณหภูมิสําหรับการเปลี่ยนแปลง โครงสรางของออสเตนไนทที่ปรากฏเฉพาะที่อุณหภูมิคงที่ แตในความเปนจริง กระบวนการทาง ความรอน (Heat Treatment Process) เกี่ยวของกับการเปลี่ยนแปลงที่มีการเย็นตัวอยางตอเนื่อง (Continuous Cooling) มีความเปนไปไดที่จะแปลง I-T Diagram ไปสูแผนภูมิอื่นที่สามารถแสดง การเปลี่ยนแปลงของโครงสรางออสเตนไนทในระหวางการเย็นตัวอยางตอเนื่อง ซึ่งแผนภูมินี้รูจัก กันดีในชื่อ Cooling-Transformation Diagram (C-T Diagram) ตัวอยางของแผนภูมิแสดงการเย็นตัวอยางตอเนื่องของเหล็กกลายูเทคตอยด แสดงดังรูป 26 หากพิจารณา I-T Diagram ของเหล็กกลายูเทคตอยด ดังรูป 24 เปรียบเทียบกับ CCT Diagram (รูป 26) จะสังเกตไดวาจมูกของเสนกราฟใน CCT Diagram จะเลื่อนต่ําลง และเคลื่อน ไปทางขวามือ อัตราการเย็นตัววิกฤตที่สัมผัสกับจมูกของกราฟใน CCT Diagram จะมี คาประมาณ 250°F/s จากคาอัตราการเย็นตัววิกฤตดังกลาวจะเห็นไดวา อัตราการเย็นตัวนี้มีคา นอยกวาคาอัตราการเย็นตัววิกฤตที่ไดจาก I-T Diagram ดังนั้นอาจสรุปไดวาการประเมินคาอัตรา การเย็นตัววิกฤติที่จะใหไดโครงสรางมารเทนไซตในระหวางการเย็นตัวจาก I-T Diagram มีการ The Heat Treatment of Steels พรวสา วงศปญ  ญา

28 กันยายน 2551


431 203 Physical Metallurgy II สาขาวิชาวิศวกรรมโลหการ ภาคการศึกษาที่ 2/2551 มหาวิทยาลัยเทคโนโลยีสุรนารี คลาดเคลื่อนเล็กนอย (คือ ตองการเวลานอยกวา) อยางไรก็ตามคาที่คลาดเคลื่อนนี้ชวยเพิ่มโอกาส ในการใหไดมาของโครงสรางมารเทนไซต

รูป 26 Continuous Cooling Transformation (CCT) Diagram ที่ดัดแปลงจาก I-T Diagram สําหรับเหล็กยูเทคตอยด (0.8 เปอรเซ็นตคารบอน) (1) ในรูป 26 สังเกตไดวาไมมีอาณาบริเวณที่แสดงการเกิดโครงสรางเบนไนท (Bainite) ซึ่ง แตกตางไปจากเหล็กกลาที่มีธาตุผสม (Alloyed Steels) ตัวอยางของ CCT Diagram สําหรับเหล็กกลาที่มีธาตุผสมแสดงดังรูป 27 ซึ่งเปนเหล็ก ไฮโปยูเทคตอยด (Hypo-Eutectoid Steel, Carbon < 0.8%) ทําใหมี บริเวณของโครงสราง เพิ่มเติม กลาวคือ แบงเปนบริเวณโครงสรางออสเตนไนทเปลี่ยนไปเปนเฟอรไรท (Austenite-toFerrite) ซึ่งไมปรากฏในเหล็กกลายูเทคตอยด (มีคารบอน 0.8 เปอรเซ็นต) ในเหล็กกลาชนิดนี้ (AISI 4340) บริเวณที่เปนโครงสรางเพิรลไรท (Pearlite) อยูหางออกไปทางขวามือของไดอะแกรม The Heat Treatment of Steels พรวสา วงศปญ  ญา

29 กันยายน 2551


431 203 Physical Metallurgy II สาขาวิชาวิศวกรรมโลหการ ภาคการศึกษาที่ 2/2551 มหาวิทยาลัยเทคโนโลยีสุรนารี และบริเวณนี้ไมกดทับบริเวณที่เปนโครงสรางเบนไนท (Bainite) ดังนั้นถาอัตราการเย็นตัวอยู ระหวาง 2100 และ 54000°F/h จึงมีโอกาสเปนไปไดที่จะมีโครงสรางเบนไนทปรากฏในโครงสราง จุลภาค ขอสังเกต พึงระวังวา ที่อัตราการเย็นตัวในบริเวณจมูกตอนบน (Upper-Nose) 2100°F/h ไมใชอัตราการเย็นตัววิกฤตที่จะไดโครงสรางมารเทนไซต แตที่อัตราการเย็นตัววิกฤตในบริเวณ จมูกตอนลาง (Lower-Nose) หรือหัวเขาของไดอะแกรม (Knee of Diagram) ที่อัตรา 54000°F/h เทานั้นที่จะทําใหไดโครงสรางมารเทนไซต

รูป 27 CCT Diagram สําหรับเหล็กกลาที่มีธาตุผสมระบบสามธาตุ (AISI 4340): 0.42 เปอรเซ็นตคารบอน 0.78 เปอรเซ็นตแมงกานีส 1.79 เปอรเซ็นตนิกเกิล 0.80 เปอรเซ็นตโครเมียม และ 0.33 เปอรเซ็นตโมลิบดีนัม (1) อยางไรก็ตามยังไมเปนที่เขาใจอยางแทจริงในการแปลง I-T Diagram เพื่อใหได CCT Diagram การศึกษาที่อุณหภูมิคงที่ (Isothermal Studies) มีจุดมุงหมายเพื่อการจัดแบงประเภท ของโครงสรางจุลภาคในระหวางการเย็นตัวอยางตอเนื่องของเหล็ก และเพื่อชี้ใหเห็นวาที่อัตราการ เย็นตัวใด โครงสรางใดเกิดขึ้นบาง The Heat Treatment of Steels 30 พรวสา วงศปญ  ญา กันยายน 2551


431 203 Physical Metallurgy II สาขาวิชาวิศวกรรมโลหการ ภาคการศึกษาที่ 2/2551 มหาวิทยาลัยเทคโนโลยีสุรนารี I-T diagram มีประโยชนสําหรับการออกแบบ วางแผนกระบวนการอบชุบทางความรอน (Planning Heat treatment) และทําใหเขาใจวาเหล็กนั้นๆ มีปฏิสัมพันธเชนใดกับกระบวนการทาง ความรอน อยางไรก็ตาม I-T Diagram ไมสามารถใชในการทํานายโครงสรางจุลภาคที่เกิดจาก กระบวนการทางความรอนนั้นๆ ไดอยางแมนยํา เปนเพียงการอนุมานอยางคราวๆ เทานั้น นอกจากนี้พึงระลึกไวเสมอวา I-T Diagram ไดมาจากการทดลองของกลุมตัวอยางชิ้นงาน จํานวนหนึ่งเทานั้น ดังนั้นเมื่อใชชิ้นงานกลุมอื่นก็พึงไดผลที่แตกตาง 12. ตําแหนงของแผนภูมิการเย็นตัวที่อุณหภูมิคงที่ (Position of the I-T Curves) มีตัวแปรอยู 2 ชนิดเทานั้นที่จะทําใหตําแหนงของแผนภูมิการเย็นตัวที่อุณหภูมิคงที่เกิด การเปลี่ ย นแปลง คื อ ส ว นผสมทางเคมี (Chemical Composition) และขนาดเกรนของ ออสเตนไนท (Austenite Grain Size) ตัวอยางเชน การเพิ่มปริมาณคารบอน เพิ่มปริมาณธาตุผสม หรือการเพิ่มขนาดเกรนของ ออสเตนไนท จะหนวงเหนี่ยวการเปลี่ยนแปลงโครงสราง/เฟส โดยขยับ หรือเลื่อน I-T Diagram ไป ทางขวามือ ดวยเหตุนี้จึงทําใหมีโอกาสไดโครงสรางมารเทนไซตไดงายเพราะอัตราการเย็นตัว วิกฤตชาลง (เสนโคงการเย็นตัวมีโอกาสตัดจมูกของกราฟลดลง) นอกจากการหนวงเหนี่ยวการ เปลี่ยนแปลงเฟสแลวยังรวมไปถึงการเพิ่มความสามารถในการชุบแข็งไดลึก (Hardenability or Depth Penetration of Hardness) อีกดวยหากเหล็กนั้นมีธาตุผสม หรือคารบอน หรือขนาดเกรน ของออสเตนไนทเพิ่มขึ้นผลของการเพิ่มปริมาณคารบอนสามารถเห็นไดจากรูป 28รูป 30 รูป 28 แสดง I-T Diagram ของเหล็กกลา AISI 1035 เสน Ms Temperature อยูที่ ประมาณ 750°F เนื่องจากเหล็กนี้เปนเหล็กกลาไฮโปยูเทคตอยดจึงมีบริเวณการเปลี่ยนแปลงของ โครงสรางออสเตนไนทไปเปนโครงสรางเฟอรไรท (Austenite to Ferrite Region) จมูกของกราฟไม ปรากฏ ซึ่งแสดงใหเห็นวาโอกาสที่จะไดโครงสรางมารเทนไซตเปนไปไดยาก โครงสรางจุลภาคของ เหล็กดังกลาวประกอบดวยโครงขายเฟอรไรทที่อยูลอมรอบมารเทนไซตดังแสดงในรูป 29 รูป 30แสดง I-T Diagram สําหรับเหล็กกลา AISI 1050 ซึ่งมีคารบอน 0.5 เปอรเซ็นต เมื่อ เปรียบเทียบกับเหล็กกลา AISI 1035 ซึ่งมีคารบอน 0.35 เปอรเซ็นต จะเห็นไดชัดเจนวาการเพิ่ม ปริมาณคารบอนในเหล็กทําให I-T Diagram ขยับไปทางขวามือจึงทําใหมีโอกาสมองเห็นจมูกของ กราฟ และคา Ms Temperature จะลดลงเหลืออยูที่ประมาณ 620°F ในทางทฤษฎีเพื่อใหได โครงสรางมารเทนไซตจําเปนตองมีอัตราการเย็นตัวที่เร็วพอในระดับ 1000°F ภายใน 7 วินาที โครงสรางจุลภาคของเหล็ก AISI 1050 แสดงดังรูป 31 ซึ่งประกอบดวยโครงสรางสีดําของเพิรลไรท ที่อยูลอมรอบออสเตนไนท มีเบนไนทขนนก (Feathery Bainite) และมีโครงสรางพื้นเปน มารเทนไซตที่สามารถมองเห็นไดชัดเจนกวาเหล็กกลาคารบอนต่ํา (AISI 1035) The Heat Treatment of Steels พรวสา วงศปญ  ญา

31 กันยายน 2551


431 203 Physical Metallurgy II ภาคการศึกษาที่ 2/2551

สาขาวิชาวิศวกรรมโลหการ มหาวิทยาลัยเทคโนโลยีสุรนารี

รูป 28 I-T Diagram สําหรับเหล็ก AISI 1035: 0.35 เปอรเซ็นตคารบอน 0.37 เปอรเซ็นตแมงกานีส ขนาดเกรนตามมาตรฐาน ASTM: 75 เปอรเซ็นต เบอร 2 ถึง 3 และ 25 เปอรเซ็นต เบอร 7 ถึง 8 ผานการทํา Austenitizing ที่ 1550°F (1)

รูป 29 โครงสรางจุลภาคของเหล็กกลาคารบอนต่ํา ชุบแข็งในน้าํ แสดงโครงขายของ โครงสรางเฟอรไรทที่ลอมรอบโครงสรางมารเทนไซต (a) ที่กําลังขยาย 100 เทา (b) ที่กําลังขยาย 500 เทา (1)

The Heat Treatment of Steels พรวสา วงศปญ  ญา

32 กันยายน 2551


431 203 Physical Metallurgy II ภาคการศึกษาที่ 2/2551

สาขาวิชาวิศวกรรมโลหการ มหาวิทยาลัยเทคโนโลยีสุรนารี

รูป 30 I-T Diagram สําหรับเหล็ก AISI 1050: 0.50 เปอรเซ็นตคารบอน 0.91 เปอรเซ็นตแมงกานีส ขนาดเกรนตามมาตรฐาน ASTM: เบอร 7 ถึง 8 ผานการทํา Austenitizing ที่ 1670°F (1)

รูป 31 โครงสรางจุลภาคของเหล็กกลาคารบอนปานกลาง ชุบแข็งในน้าํ แสดงโครงสรางสีดาํ ของเพิรลไรทที่อยูบ ริเวณขอบเกรนของออสเตนไนท เบนไนทขนนก และโครงสรางพื้นที่เปนมารเทนไซต (a) ที่กําลังขยาย 100 เทา (b) ที่กําลังขยาย 750 เทา (1)

The Heat Treatment of Steels พรวสา วงศปญ  ญา

33 กันยายน 2551


431 203 Physical Metallurgy II ภาคการศึกษาที่ 2/2551

สาขาวิชาวิศวกรรมโลหการ มหาวิทยาลัยเทคโนโลยีสุรนารี

รูป 32 I-T Diagram สําหรับเหล็ก 1335: 0.35 เปอรเซ็นตคารบอน 1.85 เปอรเซ็นตแมงกานีส ขนาดเกรนตามมาตรฐาน ASTM: 70 เปอรเซ็นตเบอร 7 และ 30 เปอรเซ็นตเบอร 2 ผานการทํา Austenitizing ที่ 1550°F (1) เพื่อใหเห็นถึงผลของธาตุผสมตอการเปลี่ยนแปลงตําแหนง และรูปรางของ I-T Diagram ตัวอยางของ I-T Diagram สําหรับเหล็กกลาแมงกานีส (AISI 1335) จึงถูกนํามาพิจาร���าดังแสดง ในรูป 32 เมื่อเปรียบเทียบ I-T Diagram ของเหล็กดังกลาวกับเหล็กกลาคารบอน 0.35 เปอรเซ็นต (ดูรูป 28) พบวาการเติมธาตุแมงกานีส (Mn) เพียง 1.5 เปอรเซ็นตชวยขยับ หรือเลื่อนแผนภูมิไป ทางขวามือ ทําใหมีโอกาสเห็นจมูกของกราฟได แสดงวาโอกาสที่จะชุบเหล็กดังกลาวใหมีความ แข็งเพิ่มขึ้น หรือไดโครงสรางมารเทนไซตก็เปนไปไดมากกวาในเหล็กกลาคารบอนธรรมดาที่ไมมี ธาตุผสม (Plain Carbon Steel) นอกจากนี้เปนขอสังเกตวารูปรางของไดอะแกรมก็เปลี่ยนไปโดยมี รูปรางเปน S-Shape ซึ่งมีประโยชนชวยใหออกแบบการอบออนโดยใชระยะเวลาสั้นๆ ไดจาก ไดอะแกรมนี้ กลาวคือ ณ จุด X (ดูรูป 32) การเปลี่ยนแปลงโครงสรางจะเสร็จสิ้นภายในระยะเวลา เพียง 5 นาที ที่อุณหภูมิ 1100°F ในขณะที่อุณหภูมิ 1200°F จะใชเวลาถึง 1 ชั่วโมง ดังนั้นการทํา Isothermal Annealing ที่อุณหภูมิ 1100°F จะชวยใหประหยัดเวลา และพลังงาน

The Heat Treatment of Steels พรวสา วงศปญ  ญา

34 กันยายน 2551


431 203 Physical Metallurgy II ภาคการศึกษาที่ 2/2551

สาขาวิชาวิศวกรรมโลหการ มหาวิทยาลัยเทคโนโลยีสุรนารี

รูป 33 I-T Diagram สําหรับเหล็กที่มีสว นผสม: 0.33 เปอรเซ็นตคารบอน 0.45 เปอรเซ็นตแมงกานีส โครเมียม 1.97 เปอรเซ็นต ขนาดเกรนตามมาตรฐาน ASTM: เบอร 6 ถึง 7 ผานการทํา Austenitizing ที่ 1600°F (1) การเติ ม โครเมี ย ม 2 เปอร เ ซ็ น ต ดั ง แสดงในรู ป 33ไม ไ ด ข ยั บ หรื อ เลื่ อ นไดอะแกรมไป ทางขวามือ แตจะเปลี่ยนรูปรางของไดอะแกรมโดยเฉพาะอยางยิ่งในชวงอุณหภูมิ 900 ถึง 1200°F ผลของการเติมธาตุผสมจะเปนแบบสะสม ดังจะเห็นไดจาก CCT Diagram ในเหล็กที่มี ธาตุผสมอยางนอย 3 ธาตุ (รูป 27) คาอัตราการเย็นตัววิกฤตมีคาประมาณ 54000°F/h หรือ 15°F/s เมื่อเปรียบเทียบกับเหล็กกลายูเทคตอยดที่มีอัตราการเย็นตัววิกฤตประมาณ 250°F/s จะ เห็นไดวาเหล็กกลายูเทคตอยดมีอัตราการเย็นตัวที่ชากวา และมีความสามารถในการชุบแข็งไดต่ํา ในขณะที่เหล็กกลาที่มีธาตุผสมอยางนอย 3 ธาตุ จะมีอัตราการเย็นตัววิกฤตที่ชากวามาก และมี ความสามารถในการชุบแข็งไดลึก และเปนการงายกวาในการเกิดมารเทนไซตเพียงแคเติมธาตุ ผสมถึงแมวาเหล็กกลาที่มีธาตุผสมนี้จะมีปริมาณคารบอนนอยกวาก็ตาม และดวยเหตุนี้เองจึง นิยมเติมธาตุผสมเพื่อชวยใหการชุบแข็งไดงาย The Heat Treatment of Steels พรวสา วงศปญ  ญา

35 กันยายน 2551


431 203 Physical Metallurgy II สาขาวิชาวิศวกรรมโลหการ ภาคการศึกษาที่ 2/2551 มหาวิทยาลัยเทคโนโลยีสุรนารี โดยปกติธาตุดังตอไปนี้มีแนวโนมในการเลื่อนไดอะแกรมไปทางขวา (ชวยเพิ่มโอกาสใน การชุบแข็ง และไดโครงสรางมารเทนไซตงาย) โดยเรียงลําดับจากธาตุที่มีความรุนแรงสูงสุดไป ต่ําสุด ไดแก วาเนเดียม (V) ทังสเตน (W) โมลิบดีนัม (Mo) โครเมียม (Cr) แมงกานีส (Mn) ซิลิกอน (Si) และนิกเกิล (Ni) ผลของขนาดเกรนออสเตนไนทที่มีตอการหนวงเหนี่ยวอัตราการเย็นตัวแสดงดังรูป 34 จะ เห็นไดชัดเจนวาเมื่อเกรนออสเตนไนทมีขนาดโตขึ้น ตําแหนงของไดอะแกรมถูกเลื่อนไปทางขวามือ ทําใหเพิ่มโอกาสในการไดโครงสรางมารเทนไซต และเพิ่มความสามารถในการชุบแข็ง

รูป 34 I-T Diagram ของเหล็กทีม่ ี 0.87 เปอรเซ็นตคารบอน 0.30 เปอรเซ็นตแมงกานีส และ 0.27 เปอรเซ็นตวาเนเดียม โดย — มีขนาดเกรน เบอร 2-3 ผานการทํา Austenitizing ที่อุณหภูมิ 1925°F … มีขนาดเกรน เบอร 11 ผานการทํา Austenitizing ที่อุณหภูมิ 1500°F แสดงการเลือ่ นไดอะแกรมไปทางขวาโดยออสเตนไนทที่มีเกรนโต (1) สรุปไดวามีตัวแปรเพียง 2 ชนิดเทานั้นที่มีผลในการลดอัตราการเย็นตัววิกฤต หรือเลื่อน IT Diagram ไปทางขวามือ คือ การเพิ่มปริมาณคารบอน หรือธาตุผสม และสุดทาย คือ การเพิ่ม ขนาดเกรนออสเตนไนท ในขณะที่การเติมธาตุผสมไมมีผลตอการเพิ่มความแข็งสูงสุดที่จะไดใน เหล็กนั้นๆ ซึ่งความแข็งที่ไดในเหล็กนั้นถูกควบคุมดวยปริมาณของธาตุคารบอนเทานั้น เหล็กกลาคารบอนธรรมดา ที่ปราศจากธาตุผสมสามารถชุบแข็งไดโดยการทําใหเย็น ตัวอยางรวดเร็วในน้ํา (Water Quenched) ในขณะที่เหล็กที่มีปริมาณคารบอนใกลเคียงกัน แตเติม The Heat Treatment of Steels พรวสา วงศปญ  ญา

36 กันยายน 2551


431 203 Physical Metallurgy II สาขาวิชาวิศวกรรมโลหการ ภาคการศึกษาที่ 2/2551 มหาวิทยาลัยเทคโนโลยีสุรนารี ธาตุผสมบางชนิดเขาไปก็อาจชุบแข็งไดลึกกวา หรือมีความแข็งมากกวา หรือสามารถชุบแข็งได แมวามีอัตราการเย็นตัวที่ชากวา เชน การชุบในน้ํามัน (Oil Quenched) การชะลออัตราการเย็นตัว มีผลดี คือ ลดความเสี่ยงการบิดเบี้ยว และการแตกราวของชิ้นงานในระหวางกระบวนการทาง ความรอน ในขณะที่การเพิ่มขนาดเกรนออสเตนไนทมีผลกระทบที่คลายคลึงกับการเติมธาตุผสม แตมีขอดอย คือ ขนาดเกรนที่โตของออสเตนไนทมีแนวโนมในการลดความแกรง (Toughness) ของเหล็ก ดังนั้นถาตองการลดอัตราการเย็นตัววิกฤติ โดยไมทําลายสมบัติทางกล วิธีการที่ดีที่สุด คือ การเติมธาตุผสม 13. อุณหภูมิสําหรับอบชุบ (Hardening or Austenitizing Temperature) อุณหภูมิที่แนะนําสําหรับการอบชุบในเหล็กกลาไฮโปยูเทคตอยด (คารบอน < 0.8 เปอรเซ็นต) คือ เหนือเสน A3 ประมาณ 50°F (10°C) คลายคลึงกับอุณหภูมิที่แนะนําในการอบ ออน (Annealing Process) ถาใชอุณหภูมิที่ต่ํากวาเสน A3 อาจทําใหมี โพรยูเทคตอยดเฟอรไรท เหลือคางอยูที่บริเวณขอบเกรนภายหลังเสร็จสิ้นกระบวนการชุบแข็ง ทําใหโครงสรางไมสม่ําเสมอ ความแข็งต่ํากวาที่ตองการ และมีจุดออน ณ บริเวณดังกลาว

รูป 35 โครงสรางจุลภาคของเหล็กกลาคารบอนสูง ชุบแข็งในน้าํ มันจากอุณหภูมิระหวาง เสน Acm และ A3,1 ประกอบดวยโครงสรางเพิรล ไรท (สีดํา) อยูภ ายในโครงสรางมารเทน ไซต (สีขาว) ที่กําลังขยาย 500 เทา ขอสังเกต พบวามีคารไบดขนาดเล็ก รูปรางกลม กระจายตัวอยูภายในโครงสรางเพิรล ไรท (1) สําหรับเหล็กกลาไฮเปอรยูเทคตอยด (คารบอน > 0.8 เปอรเซ็นต) อุณหภูมิที่แนะนําใหใช สําหรับทํา Austenitizing คือ อยูระหวางเสน Acm และ A3,1ดังนั้นคารไบดที่ไมสามารถถูก ละลายไดหมดจะยังคงเหลือคางในโครงสราง ณ อุณหภูมิหอง รูป 35 แสดงโครงสรางจุลภาคของ เหล็กกลาไฮเปอรยูเทคตอยดที่ชุบแข็งในน้ํามันจากชวงอุณหภูมิทํา Austenitizing ระหวางเสน The Heat Treatment of Steels พรวสา วงศปญ  ญา

37 กันยายน 2551


431 203 Physical Metallurgy II สาขาวิชาวิศวกรรมโลหการ ภาคการศึกษาที่ 2/2551 มหาวิทยาลัยเทคโนโลยีสุรนารี Acm และ A3,1 พบวามีคารไบดขนาดเล็กรูปรางกลมที่ละลายไมหมดกระจายอยูในโครงสราง เพิรลไรท สวนในโครงสรางมารเทนไซตเปนไปไดยากที่จะสังเกตเห็น หากทํา Austenitizing ที่ อุณหภูมิสูงกวาเสน Acm ทําใหคารไบดดังกลาวละลายได แตมีผลเสีย คือ เกรนของออสเตนไนท จะโต ทําใหเกิดความเสี่ยงตอการแตกราวในระหวางการเย็นตัว 14. ความสม่ําเสมอของออสเตนไนท (Homogeneity of Austenite) ในที่นี้หมายถึงความสม่ําเสมอของปริมาณคารบอนที่ปรากฏในโครงสรางออสเตนไนท เพื่อใหเขาใจไดงาย พิจารณาเหล็กกลาไฮโปยูเทคตอยดในระหวางถูกใหความรอน เมื่อผานเสน A1 เกรนออสเตนไนทที่เกิดจากเกรนเพิรลไรทจะมีคารบอนประมาณ 0.8 เปอรเซ็นต เมื่อใหความ รอนตอไปเกรนออสเตนไนทที่เกิดจากโพรยูเทคตอยดเฟอรไรทจะมีคารบอนในปริมาณเล็กนอย จนกระทั่งใหความรอนจนเกินเสน A3 เกรนออสเตนไนททั้งหมดมีคารบอนไมเทากันทุกเกรน เมื่อ ทําใหเย็นตัวอยางรวด���ร็ว เกรนออสเตนไนทที่มีคารบอนต่ําก็จะไมมีโอกาสไดโครงสรางมารเทน ไซต ในขณะที่ เ กรนออสเตนไนท ที่ มี ค าร บ อนสู ง มี โ อกาสได โ ครงสร า งมาร เ ทนไซต จึ ง ทํ า ให โครงสรางสุดทายที่ไดมีความแข็งไมสม่ําเสมอเนื่องจากโครงสรางที่ไมสม่ําเสมอนั่นเอง อยางไรก็ ตามปญหานี้สามารถหลีกเลี่ยงไดโดยการใหความรอนแกเหล็กอยางชาๆ (อัตราการใหความรอน กับเหล็กต่ํา) ทําใหอะตอมคารบอนมีโอกาสในการแพรในระหวางกระบวนการใหความรอนทําใหมี คารบอนสม่ําเสมอภายในโครงสราง อยางไรกามวิธีนี้ไมเหมาะสมสําหรับภาคอุตสาหกรรมเพราะ ใชเวลานาน และสิ้นเปลืองพลังงาน วิธีการที่เหมาะสม และมีความเปนไปไดในทางปฏิบัติ คือ อุน ชิ้นงานจนถึงอุณหภูมิชุบแข็ง (Hardening or Austenitizing Temperature) แลวแชชิ้นงานไว ณ อุณหภูมิดังกลาวเปนระยะเวลา 1 ชั่วโมงตอความหนา หรือเสนผาศูนยกลาง 1 นิ้ว 15. กลไกการถายเทความรอนในระหวางการชุบแข็ง (Mechanism of Heat Removal During Quenching) โครงสร า งจุ ล ภาค (Microstructure) ความแข็ ง (Hardness) และความแข็ ง แรง (Strength) เป น ผลเนื่ อ งจากกระบวนการทางความร อ นที่ ถู ก ควบคุ ม โดยอั ต ราการเย็ น ตั ว ใน ระหวางกระบวนการชุบแข็ง ถาอัตราการเย็นตัวที่แทจริงเร็วกวาอัตราการเย็นตัววิกฤตโครงสราง สุดทายที่ไดมีเพียงมารเทนไซตเทานั้น ถาอัตราการเย็นตัวที่แทจริงนอยกวาอัตราการเย็นตัววิกฤต ผลที่ได คือ เหล็กชิ้นนั้นไมสามารถชุบแข็งไดโดยสมบูรณตามที่ตองการ นอกจากนี้หากพบวา ภายในชิ้นงานเดียวกันมีอัตราการเย็นตัวที่ตางกันมากๆ จะไดโครงสรางที่ไมสม่ําเสมอ กลาวคือ บางบริเวณแข็ง บางบริเวณออน ดวยเหตุนี้ จําเปนอยางยิ่งตองเขาใจกลไกของการถายเทความ รอนในระหวางกระบวนการชุบแข็ง (Quenching Process) เพื่อความเขาใจ พิจารณาตัวอยางเสนโคงการเย็นตัวของเหล็กรูปทรงกระบอกที่ผานการ ชุบแข็งในน้ําอุนดังแสดงในรูป 36 แทนที่จะแสดงอัตราการเย็นตัวที่ (Cooling Rate) คงที่ตลอด The Heat Treatment of Steels 38 พรวสา วงศปญ  ญา กันยายน 2551


431 203 Physical Metallurgy II สาขาวิชาวิศวกรรมโลหการ ภาคการศึกษาที่ 2/2551 มหาวิทยาลัยเทคโนโลยีสุรนารี กระบวนการชุบแข็ง กลับพบวาเสนโคงการเย็นตัว (Cooling Curve) แบงเปน 3 ชวง พึงระวัง เกี่ยวกับเสนโคงการเย็นตัว (Cooling Curve) และอัตราการเย็นตัว (Cooling Rate) เสนโคงการเย็นตัว (Cooling Curve) แสดงการเปลี่ยนแปลงอุณหภูมิตามเวลาในระหวาง กระบวนการชุบแข็ง ในขณะที่อัตราการเย็นตัว (Cooling Rate) แสดงถึงอัตราการเปลี่ยนแปลง ของอุณหภูมิตอเวลา อัตราการเย็นตัวสามารถหาไดจากเสนโคงการเย็นตัวโดยการลากเสนสัมผัส (Tangent) กับเสนโคงการเย็นตัว หลังจากนั้นหาคาความชัน (Slope of Tangent) ก็จะไดคาอัตรา การเย็นตัว ถาเสนสัมผัสมีความชันนอยแสดงวามีอัตราการเย็นตัวชา จากการลากเสนสัมผัสเสน โคงการเย็นตัวในรูป 36 พบวาอัตราการเย็นตัว (Cooling Rate) มีการเปลี่ยนแปลงในระหวางการ เย็นตัว

รูป 36 ตัวอยางเสนโคงการเย็นตัวในเหล็กรูปทรงกระบอกที่ผานการชุบแข็งในน้ําอุน (1) ชวงการเย็นตัว A ไอระเหยหอหุมผิวชิ้นงาน (เปนฉนวน) ในชวงแรกนี้ อุณหภูมิของโลหะ สูงเนื่องจากตัวกลางในการชุบแข็ง (Quenching Medium) กลายเปนไอระเหยลอมรอบผิวชิ้นงาน และมีฟ ลมบางๆของไอนี้อยู ลอมรอบโลหะร อน การเย็นตัว ดวยการนํา และการแผ ความร อน (Conduction and Radiation) ผานแผนฟลมของไอระเหยเปนไปไดยาก ดังนั้นอัตราการเย็นตัวจึง ต่ํา ชวงการเย็นตัว B ไอระเหยชวยสงผานความรอน ในชวงนี้เมื่อชิ้นงาน หรือเหล็กเย็นตัว จนถึงระดั บเดี ยวกันกั บที่ ฟ ลมของไอระเหยไมมีเสถียรภาพอีกตอไป ฟ ลม นี้จึง แตกออกทํา ให ผิวชิ้นงาน หรือเหล็กมีโอกาสสัมผัสกับตัวกลางในการชุบแข็ง ทําใหความรอนภายในชิ้นงานถูก ถายเทอยางรวดเร็ว ชวงนี้จัดเปนชวงการถายเทความรอนที่เร็วที่สุดในระหวางการเย็นตัว ชวงการเย็นตัว C ชวงนี้เกิดขึ้นเมื่อผิวของชิ้นงานมีอุณหภูมิเทากับจุดเดือดของตัวกลางใน การชุบแข็ง ไอระเหยจึงไมมีโอกาสเกิดไดอีกตอไป ดังนั้นการถายเทความรอนจึงเกิดขึ้นดวยการนํา The Heat Treatment of Steels พรวสา วงศปญ  ญา

39 กันยายน 2551


431 203 Physical Metallurgy II สาขาวิชาวิศวกรรมโลหการ ภาคการศึกษาที่ 2/2551 มหาวิทยาลัยเทคโนโลยีสุรนารี และการพาความรอน (Conduction and Convection) ผานของเหลว (ตัวกลางในการชุบแข็ง) จัด ไดวาเปนชวงการเย็นตัวที่ชาที่สุดใน 3 ชวง มีตัวแปรมากมายที่ควบคุมอัตราการเย็นตัวของชิ้นงาน ตัวแปรที่สําคัญที่สุด คือ ชนิดของ ตัวกลางในการชุบแข็ง อุณหภูมิของตัวกลางที่ใชในการชุบแข็ง พื้นผิวสัมผัสของชิ้นงาน ขนาด และ น้ําหนักของชิ้นงาน เปนตน 16. ตัวกลางในการชุบแข็ง (Quenching Medium) จากกลไกการถายเทความรอน ตัวกลางในการชุบแข็งในอุดมคติ ควรมีอัตราการเย็นตัว เริ่มตนที่คอนขางสูงเพื่อดูดความรอนออกจากชิ้นงานไดเร็ว ทําใหอัตราการเย็นตัวของชิ้นงานเร็ว พอที่จะไมสัมผัสกับจมูกของ I-T Diagram เพื่อใหไดโครงสรางที่มีความแข็ง เชน มารเทนไซต อยางไรก็ตาม ตัวกลางในการชุบแข็งควรมีอัตราการเย็นตัวที่ชาลงเมื่อเวลาผานไป และชวงที่ อุณหภูมิของชิ้นงานลดลงทั้งนี้เพื่อไมใหเกิดการถายเทความรอนระหวางตัวกลาง และชิ้นงานเร็ว มากเกินไปทําใหเกิดการบิดเบี้ยว และการแตกราวของชิ้นงานในที่สุด ในความเป น จริ ง ไม มี ตั ว กลางในการชุ บ แข็ ง ใดที่ มี ลั ก ษณะดั ง กล า วข า งต น น้ํ า และ สารละลายของเกลือมีอัตราการเย็นตัวที่สูงทั้งในชวง A และ B ซึ่งจะขัดขวางการเย็นตัวในชวง อุณหภูมิต่ําของชิ้นงานทําใหเกิดความเสี่ยงตอการบิดเบี้ยว และแตกราวของชิ้นงาน สวนตัวกลาง ในการชุบแข็งที่เปนน้ํามัน จะมีชวงการเย็นตัว A ที่ยาว และมีชวงการเย็นตัว B ที่สั้นซึ่งมีอัตราการ เย็นตัวที่ชาทําใหความแข็งที่ไดไมสูงมากนัก ตัวอยางของตัวกลางในการชุบแข็งที่ใชในภาคอุตสาหกรรมเรียงลําดับตามความรุนแรงใน การถายเทความรอนไดดังนี้ - สารละลายน้ําเกลือความเขมขน 10 เปอรเซ็นต - น้ํา(ที่ปลอยใหไหลผานชิ้นงาน) - เกลือหลอมเหลว - สารละลายที่มีน้ําเปนองคประกอบหลัก หรือน้ํามันที่ละลายได - น้ํามัน - อากาศ ตัวอยางของเสนโคงการเย็นตัว (Cooling Curve) ในตัวกลางสําหรับชุบแข็งชนิดตางๆ ของเหล็กกลาไรสนิมที่มีขนาดเสนผาศูนยกลาง ½ นิ้วแสดงดังรูป 37 เสนโคงที่อยูชิดทางดาน ซายมือ คือ สารละลายเกลือความเขมขน 10 เปอรเซ็นตที่อุณหภูมิ 75°F (23°C) จากเสนโคงการ เย็นตัวที่ตําแหนงใจกลางของชิ้นงานในสารละลายน้ําเกลือดังกลาว พบวามีชวงที่กลายเปนไอ ลอมรอบชิ้นงานในระยะเวลาที่สั้นเพียง 1 วินาที หลังจากนั้นเปลี่ยนไปสูชวงการเดือดของตัวกลาง The Heat Treatment of Steels พรวสา วงศปญ  ญา

40 กันยายน 2551


431 203 Physical Metallurgy II สาขาวิชาวิศวกรรมโลหการ ภาคการศึกษาที่ 2/2551 มหาวิทยาลัยเทคโนโลยีสุรนารี อยา งรวดเร็ว ซึ่ ง มีอัต ราการเย็น ตัว อยางรวดเร็ ว และช วงสุ ดท า ยใชเ วลาเพีย ง 10 วิน าที สว น ตัวกลางที่เปนน้ําแลวปลอยใหไหลผานชิ้นงาน (Tap Water at 75°F) พบวา ชวงกลายเปนไอมี ระยะเวลาที่นานกวาน้ําเกลือ แลวตกลงสูชวงการเดือดของตัวกลางภายใน 3 วินาที อัตราการเย็น ตัวในชวงนี้จะไมเร็วเทากับในน้ําเกลือ ชวงที่ 3 เกิดขึ้นภายใน 15 วินาที พิจารณาเสนโคงการเย็นตัวของเกลือหลอมเหลว ในที่นี้เปนสารประกอบอนินทรียที่มีจุด หลอมเหลวต่ํา ถูกใหความรอนจนกระทั่งหลอมละลายแลวใชเปนตัวกลางในการชุบแข็ง ในกรณีนี้ เกลือหลอมเหลวมีจุดหลอมเหลวประมาณ 400°F สังเกตไดวาเกลือหลอมเหลวมีชวงที่ระเหย กลายเปนไอเคลือบผิวชิ้นงานสั้นมากใกลเคียงกับตัวกลางที่เปนน้ําเกลือ อยางไรก็ตามอัตราการ เย็นตัวในระหวางการเดือดของตัวกลางไมรวดเร็วเทากับในน้ําเกลือ หรือน้ํา และเขาสูชวงที่ 3 ภายในเวลา 10 วินาที เสนโคงการเย็นตัว 2 เสนถัดไปเปนเสนโคงการเย็นตัวของน้ํามัน น้ํามันชนิด แรกชื่อ Gulf Super-Quench มีอุณหภูมิ 125°F ชนิดที่สอง คือ น้ํามันที่มีอุณหภูมิ 125°F เชนกัน น้ํามันทั้งสองชนิดแสดงชวงการเกิดไอลอมรอบชิ้นงานเปนระยะเวลานาน ขอแตกตาง คือ Gulf Super-Quench จะเขาสูชวงการเดือดของตัวกลางภายในเวลา 7 วินาที ในขณะที่น้ํามันธรรมดา ใชเวลาประมาณ 13 วินาที ชวงสุดทายของการถายเทความรอน Gulf Super-Quench ใชเวลา ประมาณ 15 วินาที สวนน้ํามันธรรมดาใชเวลา 22 วินาที

รูป 37 เสนโคงการเย็นตัว ในตัวกลางสําหรับชุบแข็งชนิดตางๆ ของเหล็กกลาไรสนิมที่มี ขนาดเสนผาศูนยกลาง ½ นิ้ว ความยาว 2 ½ นิ้ว ไมแกวงในขณะชุบ (1) The Heat Treatment of Steels พรวสา วงศปญ  ญา

41 กันยายน 2551


431 203 Physical Metallurgy II สาขาวิชาวิศวกรรมโลหการ ภาคการศึกษาที่ 2/2551 มหาวิทยาลัยเทคโนโลยีสุรนารี ส ว นเส น โค ง การเย็ น ตั ว ของอากาศที่ อุณหภูมิ 82°F ไมเ กิ ดชว งกลายเปน ไอล อ มรอบ ชิ้นงาน ดังนั้นจึงมีอัตราการเย็นตัวที่ชามากตลอดระยะเวลาของการเย็นตัว อัตราการเย็นตัวของ ตัวกลางในการชุบแข็งตางๆ สามารถสรุปไดอยางคราวๆ ในตารางที่ 2 ตารางที่ 2 อัตราการเย็นตัวที่จุดศูนยกลางของชิ้นงานเหล็กกลาไรสนิม (Stainless Steel) ที่มีเสนผาศูนยกลาง ½ นิ้ว ความยาว 2 ½ นิ้ว ชุบแข็งในตัวกลางตางๆ จากอุณหภูมิ 1500°F คาอัตราเฉลี่ยที่ 1250ตัวกลางในการ อัตราที่ 1300°F, °F/s อัตราที่ 1200°F, °F/s 900°F, °F/s ชุบแข็ง 125° 75° 125° 75° 125° 75° น้ําเกลือ 10 % 382 296 382 325 383 287 น้ํา 211 46 223 117 220 176 Gulf Super180 135 137 80 85 170 Quench Oil Slow Oil 36 32 30 26 39 44 10% Soluble 36 30 36 30 34 28 Oil, 90% น้ํา อากาศ 5 ... 4 ... 3 เ ก ลื อ 162 130 66 หลอมเหลว (400°F) 17.

อุณหภูมิของตัวกลางในการชุบแข็ง (Temperature of Quenching Medium) โดยปกติแลวเมื่ออุณหภูมิของตัวกลางในการชุบแข็งเพิ่มขึ้น อัตราการเย็นตัวจะลดลง (รูป 37 และตารางที่ 2) เนื่องจากเปนการเพิ่มความมีเสถียรภาพใหกับสถานะไอของตัวกลางในการชุบ แข็ง เมื่อตัวกลางมีอุณหภูมิใกลเคียงกับจุดเดือดแลว จึงตองการความรอนเพียงเล็กนอยในการทํา ใหเกิดสถานะไอ (ยิ่งเห็นไดชัดเจนในน้ําเกลือ และน้ํา) จากตารางที่ 1 ในกรณีของ Gulf Super-Quench พบวาอัตราการเย็นตัวเพิ่มขึ้นเมื่อ อุณหภูมิของตัวกลางสูงขึ้น ซึ่งตรงขามกับประโยคกอนหนานี้ ในกรณีของน้ํามันมีขอเท็จจริงสอง ประการที่ตองนํามาพิจารณา เมื่ออุณหภูมิของน้ํามันเพิ่มขึ้นอัตราการเย็นตัวลดลงเนื่องจากมี The Heat Treatment of Steels พรวสา วงศปญ  ญา

42 กันยายน 2551


431 203 Physical Metallurgy II สาขาวิชาวิศวกรรมโลหการ ภาคการศึกษาที่ 2/2551 มหาวิทยาลัยเทคโนโลยีสุรนารี แนวโนมในการขยายชวงเวลาการเกิดไอลอมรอบชิ้นงาน อยางไรก็ตามเมื่ออุณหภูมิสูงขึ้น น้ํามันมี แนวโนมที่จะมีความหนืดลดลง (เปนของเหลวมากขึ้น) ทําใหมีอัตราการถายเทความรอนผาน ของเหลวไดดีขึ้น จะเห็นไดวาขอเท็จจริงทั้งสองประการขัดแยงกัน ซึ่งตองพิจารณาวาขอเท็จจริงใด มีอิทธิพลมากกวา แนวโนมอัตราการเย็นตัวก็จะเปนไปในทิศทางนั้น เชน ถาอัตราการนําความ รอนผานของเหลว (น้ํามันที่มีอุณหภูมิสูง) มีอิทธิพลมากกวาผลของฟลมบางที่ปกคลุมผิวชิ้นงาน นั่นหมายความวากรณีนี้น้ํามันมีแนวโนมเพิ่มอัตราการเย็นตัวนั่นเอง ดังนั้นเพื่อเปนการปองกันการเพิ่มขึ้นของอุณหภูมิของตัวกลางในการชุบแข็งในระหวาง การชุบแข็ง จําเปนตองเตรียมปริมาตรของตัวกลางสําหรับชุบแข็งใหเพียงพอ และในบางกรณีมี การติดตั้งแทงกวนไวภายในเพื่อใหเกิดการไหลวนของตัวกลางรอบๆ ผิวชิ้นงานในระหวางชุบแข็ง เพื่อจะไดมีอุณหภูมิสม่ําเสมอทั่วทั้งชิ้นงาน อัตราการเย็นตัวสามารถปรับปรุงได และอุณหภูมิของตัวกลางที่ใชในการชุบแข็งสามารถ ควบคุมใหคงที่ไดโดยการกวนดังที่ไดกลาวมาแลว ผลของการกวนชวยเรงใหมีอัตราการเย็นตัวที่ สูงขึ้น และลดชวงการเกิดไอดังแสดงในรูป 38

รูป 38 ผลของการกวนตอเสนโคงการเย็นตัวในเหล็กกลาไรสนิม ชุบแข็งในน้ํามันที่อุณหภูมิ 125°F (1)

The Heat Treatment of Steels พรวสา วงศปญ  ญา

43 กันยายน 2551


431 203 Physical Metallurgy II สาขาวิชาวิศวกรรมโลหการ ภาคการศึกษาที่ 2/2551 มหาวิทยาลัยเทคโนโลยีสุรนารี ระดับความรุนแรงของตัวกลางตางๆ สําหรับชุบแข็งแสดงในตารางที่ 3 โดยใหระดับความ รุนแรงในน้ํามีคา เทากับ 1 การกวนในระหวางการชุบในตัวกลางชวยปรับใหไดอัตราการเย็นตัวที่ หลายระดับทั้งนี้ขึ้นอยูกับระดับของการกวน ตารางที่ 3 ระดั บ ความรุ น แรงของตั ว กลางต า งๆ ที่ใ ช ใ นการชุ บ แข็ ง โดยระดั บ ความ รุนแรงของน้ําเทากับ 1 (1) วิธีการทําใหเย็นตัว น้ํามัน น้ํา น้ําเกลือ ไมมีการไหลวนทั้งของเหลว และ 0.25-0.30 0.9-1.0 2 ชิ้นงาน กวนชาๆ 0.30-0.35 1.0-1.1 2-2.2 กวนปานกลาง 0.35-0.40 1.2-1.3 กวนเร็วขึ้น 0.40-0.50 1.4-1.5 กวนเร็วมาก 0.50-0.80 1.6-2.0 กวนเร็วมากๆ 0.80-1.10 4 5 18.

สภาพพื้นผิว (Surface Condition) เมื่ อเหล็ ก สั มผั สกั บบรรยากาศที่ทํา ใหเกิดปฏิกิริย าออกซิเ ดชั น (เหล็ ก ทํา ปฏิ กิริย ากั บ ออกซิเจนในอากาศ แลวเกิดการรวมตัวระหวางเหล็กและออกซิเจนไดเหล็กออกไซด) เนื่องจากมี ไอน้ํา หรือออกซิเจนภายในเตาอบ ทําใหเกิดเหล็กออกไซดซึ่งตอไปนี้ในกระบวนการอบชุบทาง ความรอนขอเรียกวา สเกล (Scale) จากผลการทดลองพบวาชั้นบางๆของสเกลที่ปรากฏบนผิวของชิ้นงานมีผลนอยมากตอ อัตราการเย็นตัวในระหวางการเย็นตัวของเหล็ก แตถาสเกลนั้นมีความหนามาก (0.005 นิ้ว) จะทํา ใหอัตราการเย็นตัวชาลงดังแสดงในรูป 39 นอกจากนี้ยังมีโอกาสที่สเกล หรือเหล็กออกไซดนี้จะ ลอนหลุดออกจากผิวเหล็กในระหวางการเคลื่อนยายชิ้นเหล็กออกจากเตาไปสูภาชนะ หรือถัง สํ า หรั บ ชุ บ แข็ ง ทํ า ให เ กิ ด ความไม ส ม่ํ า เสมอของอั ต ราการเย็ น ตั ว ที่ ผิ ว ชิ้ น งาน ดั ง นั้ น ใน ภาคอุตสาหกรรมจําเปนอยางยิ่งตองหลีกเลี่ยงการเกิดเหล็กออกไซด มีหลายวิธีที่ใชในภาคปฏิบัติเพื่อหลีกเลี่ยงการเกิดเหล็กออกไซด วิธีการตางๆเหลานี้ขึ้นอยู กับรูปรางของชิ้นงานที่นํามาอบชุบ ชนิดของเตาที่ใช เครื่องมือที่เกี่ยวของ และคาใชจาย เปนตน -Copper Plating การเคลือบทองแดงที่ผิวจะชวยปกปองผิวไมใหเกิดเหล็กออกไซด วิธีนี้ คอนขางประหยัด The Heat Treatment of Steels พรวสา วงศปญ  ญา

44 กันยายน 2551


431 203 Physical Metallurgy II สาขาวิชาวิศวกรรมโลหการ ภาคการศึกษาที่ 2/2551 มหาวิทยาลัยเทคโนโลยีสุรนารี -การควบคุมบรรยากาศภายในเตาใหเปนกาซเฉื่อย โดยการพนกาซดังกลาวเขาไปในเตา ตั ว อย า งของก า ซดั ง กล า วได แ ก ไฮโดรเจน แอมโมเนี ย และก า ซที่ ไ ด จ ากการเผาไหม ข อง สารประกอบไฮโดรคารบอน เชน มีเทน และโพรเพน เปนตน

รูป 39 ผลของเหล็กออกไซดที่มีตอเสนโคงกา���เย็นตัวของเหล็กกลา SAE 1095 ชุบแข็งใน Gulf Super-Quench Oil ที่มีอุณหภูมิ 125°F และมีการกวนอยางรุนแรง (1) 19.

ขนาด และน้ําหนัก (Size and Mass) เนื่องจากเฉพาะพื้นที่ผิวของชิ้นงานเทานั้นที่มีโอกาสสัมผัสกับตัวกลางสําหรับชุบแข็ง ดั ง นั้ น อั ต ราส ว นของพื้ น ที่ ผิ ว ต อ น้ํ า หนั ก จึ ง เป น ตั ว แปรสํ า คั ญ ในการกํ า หนดอั ต ราการเย็ น ตั ว อัตราสวนนี้เปนฟงกชันของรูปทรงของชิ้นงาน และพื้นที่ที่มีขนาดใหญสุดคือพื้นที่วงกลม ดังนั้นจึง เลื อ ก พิ จ ารณารู ป ทรงกระบอกยาว พื้ น ที่ ผิ ว มี ค า เท า กั บ เส น รอบวงคู ณ ด ว ยความยาวของ ทรงกระบอก และน้ําหนักมีคาเทากับพื้นที่หนาตัดคูณดวยความยาว และความหนาแนนของวัสดุ ดังนั้นอัตราสวนที่ได คือ SurfaceArea πDL 4 = = 2 (π / 4)D Lρ Dρ Mass

เมื่อ

(2)

ρ = ความหนาแนน

จากการคํ า นวณพบว า อั ต ราส ว นจะแปรผกผั น กั บ เส น ผ า ศู น ย ก ลาง กล า วคื อ ถ า เสนผาศูนยกลางเพิ่มขึ้น อัตราสวนระหวางพื้นที่ผิวตอน้ําหนักลดลง และอัตราการเย็นตัวลดลง ดวย หรืออีกนัยหนึ่ง คือ ถาใชตัวกลางสําหรับชุบแข็งชนิดเดิม ชิ้นงานที่มีขนาดใหญจะมีการเย็น ตัวชากวาชิ้นงานขนาดเล็กดังแสดงในรูป 40 The Heat Treatment of Steels พรวสา วงศปญ  ญา

45 กันยายน 2551


431 203 Physical Metallurgy II ภาคการศึกษาที่ 2/2551

สาขาวิชาวิศวกรรมโลหการ มหาวิทยาลัยเทคโนโลยีสุรนารี

รูป 40 ผลของน้ําหนักตอเสนโคงการเย็นตัวของเหล็กกลาไรสนิม ที่ชุบแข็งในน้ํามันที่มีอณ ุ หภูมิ 125°F (1) จากการทดลองชุ บ แข็ ง เหล็ ก กล า คาร บ อนปานกลาง 0.45 เปอร เ ซ็ น ต ขนาด เสนผาศูนยกลางของชิ้นงานอยูระหวาง ½ ถึง 5 นิ้ว ถูกอบใหความรอนที่อุณหภูมิหนึ่ง (อุณหภูมิ นั้น คือ Austenitizing Temperature) หลังจากนั้นทําใหเย็นตัวอยางรวดเร็วในน้ํา ภายหลังวัดคา ความแข็งที่ผิวของชิ้นงานตางๆ ดังกลาว ไดผลลัพธดังนี้ ขนาดเส น ผ า ศู น ย ก ลางของชิ้ น งาน ความแข็งที่ผิว (Rockwell C) (นิ้ว) 0.5 59 1 58 2 41 3 35 4 30 5 24 จากผลลั พ ธ ที่ ไ ด อ าจกล า วได ว า อั ต ราการเย็ น ตั ว ที่ แ ท จ ริ ง ของชิ้ น งานที่ มี ข นาด เสนผาศูนยกลาง ½ และ 1 นิ้วเกินคาอัตราการเย็นตัววิกฤต (Critical Cooling Rate) สําหรับเหล็ก ชนิดนี้ จึงทําใหไดโครงสรางมารเทนไซตโดยสมบูรณ และมีคาความแข็งสูงสุด สวนชิ้นงานที่มี ขนาดเสนผาศูนยกลาง 2 และ 3 นิ้วมีอัตราการเย็นตัวในระดับปานกลาง ดังนั้นโครงสรางจุลภาคที่ The Heat Treatment of Steels พรวสา วงศปญ  ญา

46 กันยายน 2551


431 203 Physical Metallurgy II สาขาวิชาวิศวกรรมโลหการ ภาคการศึกษาที่ 2/2551 มหาวิทยาลัยเทคโนโลยีสุรนารี ได จึ ง เป น มาร เ ทนไซต เพิ ร ล ไรท เ กรนละเอี ย ด และเฟอร ไ รท สุ ด ท า ยชิ้ น งานที่ มี ข นาด เสนผาศูนยกลาง 4 และ 5 นิ้วมีอัตราการเย็นตัวที่ชา ดังนั้นโครงสรางจุลภาคที่ไดจึงเปนเพิรลไรท และเฟอรไรท การประมาณคาความแข็ง และเสนโคงการเย็นตัวที่แทจริงของชิ้นงานดังกลาวใน I-T Diagram แสดงดังรูป 41

รูป 41 เสนโคงการเย็นตัว (วัดที่ผิว) โครงสรางสุดทายที่ควรจะเปน และความแข็ง ของเหล็กที่มขี นาดเสนผาศูนยกลางตางๆ สัมพันธกับ I-T Diagram ของเหล็กกลาคารบอน 0.45 เปอรเซ็นต (1) จากที่กลาวมาขางตนพิจารณาเฉพาะความแข็ง และอัตราการเย็นตัวที่ผิวของชิ้นงาน เพราะในความเปนจริงผิวชิ้นงานเทานั้นที่มีโอกาสสัมผัสโดยตรงกับตัวกลางสําหรับชุบแข็ง ดังนั้น บริเวณผิวชิ้นงานจึงถูกทําใหเย็นอยางรวดเร็ว สวนภายในชิ้นงานการถายเทความรอนจะเปนไป อยางชาๆ โดยกระบวนการนําความรอน (Conduction) ความรอนจะถายเทจากเนื้อชิ้นงานภายใน ออกไปสูผิว จนกระทั่งที่ใจกลางชิ้นงานมีอุณหภูมิเทากับที่ผิวและตัวกลางสําหรับชุบแข็ง ดังนั้นใจ กลางชิ้นงานจะมีอัตราการเย็นตัวที่ชากวาที่ผิว รูป 42 แสดง Time-Temperature Cooling Curve ที่ตําแหนงตางๆ ในแทงเหล็กที่มีขนาดเสนผาศูนยกลาง 1 นิ้ว ชุบแข็งในน้ํา จากรูปนี้หากลากเสน ในแนวตั้งฉากโดยเลือกที่ระยะเวลา 2 วินาทีในการพิจารณา พบวาที่ผิวของแทงเหล็กอุณหภูมิ ลดลงมาอยูที่ 600°F ในขณะที่ใจกลางชิ้นงานอุณหภูมิสูงถึง 1470°F ความแตกตางของอุณหภูมิ ที่ผิวและใจกลางชิ้นงานมีคาเทากับ 870°F ณ สิ้นสุดเวลา 2 วินาทีภายหลังการชุบแข็งในน้ํา ระหวา ง ความแตกตางของอุณหภูมิดังกลาวนี่เองที่เปนสาเหตุใหเกิดความเคน (Stress) กระบวนการอบชุบ ซึ่งอาจเปนผลใหเกิดการบิดเบี้ยว และแตกราวของชิ้นงาน The Heat Treatment of Steels 47 พรวสา วงศปญ  ญา กันยายน 2551


431 203 Physical Metallurgy II ภาคการศึกษาที่ 2/2551

สาขาวิชาวิศวกรรมโลหการ มหาวิทยาลัยเทคโนโลยีสุรนารี

รูป 42 Time-Temperature Cooling Curve ที่ตําแหนงตางๆ ของแทงเหล็กที่มขี นาด เสนผาศูนยกลาง 1 นิ้ว ชุบแข็งในน้าํ (1) ผลของคาความแข็งที่ตําแหนงตางๆของแทงเหล็กดังกลาวแสดงดังรูป 43 ซึ่งอาจเรียกวา Hardness Penetration หรือ Hardness-Transverse Diagram

รูป 43 ความซึมลึกของความแข็ง หรือ เสนกราฟความแข็งในทิศทางขวางหนาตัด สําหรับชิ้นงานขนาดตางๆ ที่ชุบแข็งในน้ํา: (a) SAE 1045 Steel (b) SAE 6140 Chromium-Vanadium Steel (1)

The Heat Treatment of Steels พรวสา วงศปญ  ญา

48 กันยายน 2551


431 203 Physical Metallurgy II สาขาวิชาวิศวกรรมโลหการ ภาคการศึกษาที่ 2/2551 มหาวิทยาลัยเทคโนโลยีสุรนารี ความสามารถในการชุบแข็ง (Hardenability) เชื่อมโยงโดยตรงกับการซึมลึกของความ แข็ง (Depth of Hardness Penetration) กลาวคือ ชิ้นงาน หรือเหล็กที่มีความสามารถในการชุบ แข็งไดดี คือ การซึมลึกของความแข็งมาก จากรูป 43 เปนไปตามความคาดหมายคือ เมื่อขนาด ชิ้นงานใหญขึ้นความแข็งลดลง และในทุกขนาดชิ้นงานพบวาที่ผิวจะมีความแข็งสูงกวาที่ใจกลาง ชิ้นงาน นอกจากนี้ยังพบวา ความแข็งขนาด Rockwell C 30 สามารถไดจาก -ที่ผิวของชิ้นงานที่มีเสนผาศูนยกลาง 4 นิ้ว -ที่ความลึกจากผิวประมาณ ½ นิ้วในชิ้นงานที่มีเสนผาศูนยกลาง 3 นิ้ว -ที่ตลอดพื้นที่หนาตัดของชิ้นงานที่มีขนาดเสนผาศูนยกลาง 2 นิ้ว ทั้ง 3 จุดดังกลาวไดคาความแข็งในระดับเดียวกัน เนื่องจากอัตราการเย็นตัวที่แทจริง (Actual Cooling Rate) ของชิ้นงานทั้งสามในตําแหนงนั้นๆ มีคาเทากัน ซึ่งนําไปสูการสรุปที่ สําคัญ คือ ในเหล็กที่ระบุสวนผสมทางเคมี และขนาดเกรนออสเตนไนทที่แนนอน ไมวาขนาด ชิ้นงาน และเงื่อนไขการชุบแข็งเปนเชนไรก็ตาม ณ ตําแหนงใดๆ ที่มีอัตราการเย็นตัวที่แทจริง เทากันแลว ความแข็งตองมีคาเทากันดวย อยางไรก็ตามพึงระวังไววา การกลับประโยคดังกลาวไม เปนจริงเสมอไป กลาวคือ ณ ตําแหนงใดๆที่มีความแข็งเทากันในเหล็กที่มีสวนผสม และขนาด เกรนออสเตนไนทที่แนนอน อัตราการเย็นตัวที่แทจริงอาจเทากัน หรือไมเทากันก็ได ตัวอยางเชน ถาที่ใจกลางมีอัตราการเย็นตัวที่สูงกวาอัตราการเย็นตัววิกฤต ความแข็งที่ใจกลางก็เทากับความ แข็งที่ผิว แตคาอัตราการเย็นตัวที่แทจริงทั้งสองบริเวณอาจตางกันดังแสดงในรูป 44 การเพิ่มความสามารถในการชุบแข็ง หรือเพิ่มการซึมลึกของชั้นความแข็งสามารถกระทํา ไดโดย 2 วิธีดังนี้ -ที่อัตราการเย็นตัวที่แทจริงถูกกําหนดไวแลว ตองทําใหอัตราการเย็นตัววิกฤตชาลง (เลือ่ น I-T Diagram ไปทางขวา) โดยการเติมธาตุผสม หรือเพิ่มขนาดเกรนออสเตนไนท -ที่ I-T Diagram ถูกกําหนดไวแลว ตองเพิ่มอัตราการเย็นตัวที่แทจริงโดยการเลือกใช ตัวกลางสําหรับชุบแข็งที่มีความสามารถในการถายเทความรอนไดรวดเร็ว หรือเพิ่มการกวนใน ระหวางชุบแข็ง

The Heat Treatment of Steels พรวสา วงศปญ  ญา

49 กันยายน 2551


431 203 Physical Metallurgy II ภาคการศึกษาที่ 2/2551

สาขาวิชาวิศวกรรมโลหการ มหาวิทยาลัยเทคโนโลยีสุรนารี

รูป 44 ความซึมลึกของความแข็ง หรือ เสนกราฟความแข็งในทิศทางขวางหนาตัด สําหรับชิ้นงานขนาดตางๆ ที่ชุบแข็งในน้ํามัน: (a) SAE 1045 Steel (b) SAE 6140 Chromium-Vanadium Steel (1) 20.

การอบคืนตัว (Tempering) ชิ้นงาน หรือเหล็กในสภาพภายหลังการชุบแข็ง โครงสรางที่ไดเปนมารเทนไซต (ถามี คารบอนมากพอ และอัตราการเย็นตัวที่แทจริงเร็วกวาอัตราการเย็นตัววิกฤต) ซึ่งแข็ง และเปราะ (Brittle) จึงยังไมเหมาะที่จะนําไปใชงาน นอกจากนี้ผลของการเกิดโครงสรางมารเทนไซตยังทําให มีความเคนเหลือคาง (Residual Stresses) ดังนั้นทุกครั้งภายหลังกระบวนการชุบแข็ง (Hardening) จําเปนตองทําการอบคืนตัว (Tempering) ดวยการใหความรอนแกชิ้นงานไปจนถึง อุณหภูมิหนึ่งที่ต่ํากวาขอบเขตลางของอุณภูมิวิกฤต (Lower Critical Temperature) จุดประสงค ของการอบคืนตัว คือ การลดความเครียดเหลือคาง ปรับปรุงความแกรง (Toughness) และความ เหนียว (Ductility) ของเหล็ก อยางไรก็ตามการเพิ่มความเหนียวจากกระบวนการอบคืนตัวยอมทํา ใหความแข็ง (Hardness) และความแข็งแรง (Strength) โดยปกติตลอดชวงอุณหภูมิที่ใชสําหรับอบคืนตัว (Tempering Temperature) ความแข็ง ลดลง และความแกรงเพิ่มขึ้น เมื่ออุณหภูมิที่ใชสูงขึ้น ขอความนี้จะเปนจริงเมื่อการวัดคาความ แกรงไดมาจากการลดลงของพื้นที่หนาตัดในชิ้นงานทดสอบแรงดึง (Reduction of Area in Tensile Testing) ขอความนี้จะไมเปนจริงถาคาความแกรงวัดจากการทดสอบแรงกระแทกที่ เรียกวา Izod หรือ Charpy Test The Heat Treatment of Steels พรวสา วงศปญ  ญา

50 กันยายน 2551


431 203 Physical Metallurgy II สาขาวิชาวิศวกรรมโลหการ ภาคการศึกษาที่ 2/2551 มหาวิทยาลัยเทคโนโลยีสุรนารี เหล็ ก เกื อ บทั้ ง หมดจะแสดงค า ความแกร ง ที่ ไ ด จ ากการทดสอบแรงกระแทกลดลง (Decrease in Notched-Bar Toughness) เมื่ออุณหภูมิอบคืนตัวอยูระหวาง 400-800°F (200420°C) ความแข็ง และความแข็งแรงก็ลดลงดวย สาเหตุของการลดลงของคาความแกรงเนื่องจาก การอบคืนตัวในชิ้นงานทดสอบแรงกระแทกยังไมเปนที่ทราบแนชัด การเปลี่ยนแปลงของความแข็ง และ Notched-Bar Toughness ในเหล็กกลาคารบอนปกติ (Plain-Carbon Steels) และเหล็กกลา ที่มีธาตุผสมต่ํา (Low-Alloy Steels) แสดงดังรูป 45

รูป 45 ความแข็ง และความแกรงที่ไดจากการทดสอบแรงกระแทก ในเหล็กกลา AISI 4140 หลังจากอบคืนตัว 1 ชั่วโมงที่อุณหภูมติ างๆ (1) ชวงอุณหภูมิอบคืนตัวระหวาง 400-800°F (200-420°C) จัดเปนเสนแบงสําหรับการ เลือกใชงานที่ตองการความแข็ง และความแกรงสูง ตัวอยางเชน ถาชิ้นงานตองการความแข็ง หรือ ความตานทานการสึกหรอสูง อุณหภูมิอบคืนตัวที่เหมาะสม คือ 400°F (200°C) แตถาสมบัติทาง กลหลักที่ตองการ คือ ความแกรงสูง อุณหภูมิอบคืนตัวที่เหมาะสม คือ 800°F (420°C) อยางไรก็ตามพึงระลึกไวเสมอวาความแกรงที่เปลี่ยนแปลงไปตามอุณหภูมิอบคืนตัวในรูป 45 ไดจากการทดสอบแรงกระแทกซึ่งชิ้นงานถูกเตรียมใหมีรอยบาก (ณ บริเวณรอยบากจะมีความ เคนสะสมมาก) จึงอาจเปนตัวแปรที่มีผลตอคาความแกรง ดังนั้นอาจเปนการดี ถาใชความเหนียว (Ductility) ที่ชวงอุณหภูมิอบคืนตัวระหวาง 400-800°F (200-420°C) เปนตัวบงชี้ความแกรงของ เหล็ก ผลของอุณหภูมิอบคืนตัวที่มีตอสมบัติทางกลตางๆ ของเหล็กกลาคารบอนธาตุผสมต่ําเกรด AISI 4140 แสดงดังรูป 46

The Heat Treatment of Steels พรวสา วงศปญ  ญา

51 กันยายน 2551


431 203 Physical Metallurgy II ภาคการศึกษาที่ 2/2551

สาขาวิชาวิศวกรรมโลหการ มหาวิทยาลัยเทคโนโลยีสุรนารี

รูป 46 สมบัติทางกลของเหล็กกลาคารบอนที่มีธาตุผสมต่ําเกรด AISI 4140 หลังชุบแข็งในน้ํามัน และอบคืนตัวที่อุณหภูมิตา งๆ (1)

The Heat Treatment of Steels พรวสา วงศปญ  ญา

52 กันยายน 2551


431 203 Physical Metallurgy II สาขาวิชาวิศวกรรมโลหการ ภาคการศึกษาที่ 2/2551 มหาวิทยาลัยเทคโนโลยีสุรนารี มารเทนไซตเปนสารละลายของแข็งแบบอิ่มตัวยวดยิ่ง (Supersaturated Solid Solution) ที่มีคารบอนละลายอยูในโครงสรางผลึก Body-Centered Tetragonal Structure (BCT Structure) จัดเปนโครงสรางกึ่งสมดุล (Metastable) (คือ พรอมที่จะคืนสูโครงผลึกเดิมในที่นี้ คือ Body-Centered Cubic, BCC เมื่อไดรับพลังงานกระตุน เชน พลังงานความรอน แรงกระแทก เปนตน) เมื่อมารเทนไซตไดรับพลังงานความรอนโดยการอบคืนตัว ธาตุคารบอนเกิดการแพรออก จากตําแหนงในโครงผลึก BCT แลวคารบอนรวมตัวกับเหล็กไดคารไบด (ซีเมนไตต) สวนเหล็ก (BCT) ที่สูญเสียคารบอนก็จะกลับคืนสูโครงผลึก BCC เมื่อเหล็กกลาคารบอนถูกใหความรอนในชวงอุณหภูมิอบคืนตัวระหวาง 100-400°F (45200°C) โครงสรางมารเทนไซตเมื่อถูกกัดกรดจะมีสีดํา จึงเรียกวา Black Martensite โครงสราง มารเทนไซตสีดํานี้จะเริ่มสูญเสียโครงผลึกเดิม (คือ Tetragonal Crystal Structure) โดยการเกิด Hexagonal Close-Pack Transition Carbide (Epsilon-Carbide) รวมกับ Low-Carbon Martensite จากการศึกษาดวยรังสีเอกซ ในรูป 47 แสดงการลดลงของ c/a โดยคารบอนจะแพร ออกจากมารเทนไซตแลวแยกตัวเกิด Epsilon Carbide การตกผลึกของคารไบดนี้ในเหล็กที่มี คารบอนสูง ทําใหไดความแข็งแรง และความแข็งสูง ความเหนียว และความแกรงต่ํา และความ เคนเหลือคางลดลงดวย

รูป 47 อัตราสวน c/a ของมารเทนไซตที่เปนฟงกชันของอุณหภูมิอบคืนตัว ถา c/a = 1 มารเทนไซตจะสลายตัวเกิดเฟอรไรท และคารไบด (1) (235°C-400°C) เปลี่ย น Epsilon การใช อุณ หภูมิ อบคื น ตั ว ระหวา ง 450°F-750°F Carbide ไปเปน Cementite (Fe3C) เปลี่ยน Low-Carbon Martensite ไปเปน BCC-Ferrite และ เปลี่ยน Retained Austenite ไปเปน Lower-Bainite คารไบดมีขนาดเล็กมากไมสามารถมองเห็น ไดจากกลองจุลทรรศนแบใชแสง (Optical Microscope) เมื่อเหล็กถูกกัดกรด (Etching) โครงสรางทั้งหมดจะเปนสีดําและมีชื่อเรียกวา Troostite (รูป 48) ถาชิ้นงานถูกตรวจสอบโครงสราง จุลภาคดวยกลองจุลทรรศนอิเลคตรอนแบบสองกวาด (Scanning Electron Microscope, SEM)ที่ The Heat Treatment of Steels พรวสา วงศปญ  ญา

53 กันยายน 2551


431 203 Physical Metallurgy II สาขาวิชาวิศวกรรมโลหการ ภาคการศึกษาที่ 2/2551 มหาวิทยาลัยเทคโนโลยีสุรนารี กําลังขยาย 9000 เทา คารไบดจึงจะสามารถถูกมองเห็นได โดยคารไบดบางอนุภาคจัดเรียงตัว ตามแนวเกรนของโครงสรางมารเทนไซต (รูป 49) ถึงแมวาคาความเคนแรงดึง (Tensile Strength) ลดลง แตก็ยังอยูในระดับที่สูง คือ ประมาณ 200000 psi ความเหนียวเพิ่มเล็กนอย แตความแกรง ยังต่ํา ความแข็งลดลงอยูระหวาง Rockwell C 40 และ 60 ขึ้นอยูกับอุณหภูมิที่ใชอบคืนตัว

รูป 48 เหล็กกลา AISI 1045 ชุบแข็งในน้ํา และอบคืนตัวที่ 600°F เปนเวลา 1 ชั่วโมง ประกอบดวยโครงสราง Tempered Martensite (สีดํา) และ Untempered Martensite (สีขาว) ที่กําลังขยาย 500เทา (1)

รูป 49 โครงสรางเดียวกันกับรูป 48 แตใชกําลังขยาย 9000 เทาดวย SEM (1)

The Heat Treatment of Steels พรวสา วงศปญ  ญา

54 กันยายน 2551


431 203 Physical Metallurgy II สาขาวิชาวิศวกรรมโลหการ ภาคการศึกษาที่ 2/2551 มหาวิทยาลัยเทคโนโลยีสุรนารี อบคืนตัวระหวาง 750°F-1200°F (400°C-650°C) ทําใหอนุภาคของซีเมนไตตโตขึ้นอยาง ตอเนื่อง การรวมตัว และการโตขึ้นของคารไบด (ซีเมนไตต) ทําใหคารบอนลดลงในเหล็กจึงได โครงสรางพื้นฐาน (Matrix) เปนเฟอรไรท สังเกตไดจากโครงสรางจุลภาคที่ผานการกัดแลวมีสีสวาง ขึ้น (เมื่อ เปรี ย บเทีย บกั บ โครงสร า งที่ถูก อบคืน ตั ว ที่ ชว งอุณ หภู มิ ต่ํา ) โครงสรา งนี้มีชื่ อเรี ย กว า Sorbite คารไบดเพิ่งถูกละลายไปดูจากรูป 50 และรูป 51

รูป 50 เหล็กกลา AISI 1045 ชุบแข็งในน้ํา และอบคืนตัวที่ 1150°F เปนเวลา 1 ชั่วโมง ประกอบดวย คารไบดที่ตกตะกอนในโครงสรางพื้นฐานเฟอรไรท ที่กําลังขยาย 500เทา (1)

รูป 51 โครงสรางเดียวกันกับรูป 50 แตใชกําลังขยาย 9000 เทาดวย SEM (1)

The Heat Treatment of Steels พรวสา วงศปญ  ญา

55 กันยายน 2551


431 203 Physical Metallurgy II สาขาวิชาวิศวกรรมโลหการ ภาคการศึกษาที่ 2/2551 มหาวิทยาลัยเทคโนโลยีสุรนารี สมบัติทางกล ณ ชวงอุณหภูมิอบคืนตัวนี้ คือ Tensile Strength 125000-200000 psi Elongation 10-20% ความแข็ง Rockwell C 20-40 สมบัติทางกลที่เดนชัดในชวงนี้ คือ ความ แกรง กลาวคือมีการเพิ่มขึ้นอยางรวดเร็วดังแสดงในรูป 45 การใหความรอนในชวง 1200°F-1333°F (650°C-725°C) ทําใหเกิดอนุภาคซีเมนไตต กลม (Globular Cementite Particle) โครงสรางนี้คอนขางออน และเหนียวคลายกันกับ Spheroidized Cementite Structure ที่ไดจาก Spheroidized Anneal เปนระยะเวลานานหลายป ที่นักโลหะวิทยามีความพยายามในการจัดแบง และเรียกชื่อโครงสรางตามชวงอุณหภูมิการอบคืน ตัว เชน Troostite และ Sorbite เปนตน แตโครงสรางเกิดการเปลี่ยนแปลงไปอยางชาๆ ดังนั้น เพื่อใหงายตอการเรียกขาน และเปนไปไดในทางปฏิบัติจึงเรียกผลิตภัณฑที่ไดจากการอบคืนตัววา Tempered Martensite อยางไรก็ตามการเปลี่ยนแปลงของออสเตนไนท และมารเทนไซตสามารถ สรุปโดยยอดังรูป 52

รูป 52 Transformation Products ของ ออสเตนไนท และมารเทนไซต สําหรับเหล็กกลาที่สว นผสมยูเทคตอยด (1) จากขอความดังกลาวขางตน เวลาที่ใชในการอบคืนตัว (Time of Tempering Process) ถูกกําหนดใหคงที่ (Constant) เมื่อการอบคืนตัวเปนกระบวนการที่เกี่ยวของกับพลังงานดังนั้นทั้ง อุณหภูมิ และเวลาจึงเปนตัวแปรที่มีความสําคัญ ผลกระทบเชนเดียวกันสามารถกระทําไดใน The Heat Treatment of Steels พรวสา วงศปญ  ญา

56 กันยายน 2551


431 203 Physical Metallurgy II สาขาวิชาวิศวกรรมโลหการ ภาคการศึกษาที่ 2/2551 มหาวิทยาลัยเทคโนโลยีสุรนารี ระยะเวลาสั้นๆ โดยใชอุณหภูมิสูงขึ้น หรืออาจใชเวลาที่นาน เมื่ออุณหภูมิต่ําถูกเลือกใชในการอบ คืนตัว เปนตน รูป 53 แสดงผลของเวลา ณ อุณหภูมิสําหรับอบคืนตัว 4 คาตอการออนตัวลงของ เหล็กกลาที่สวนผสมยูเทคตอยด เห็นไดวาการออนตัวลง (Softening) จะเกิดขึ้นในชวง 2-3 นาที แรก หลังจากนั้นความแข็ง (Hardness) จึงลดลงหลังจากใชเวลาในการอบคืนตัวประมาณ 1 ถึง 5 ชั่วโมง

รูป 53 ผลของเวลาที่อุณหภูมิอบคืนตัวตางๆตอการออนตัวลง (Softening) ของเหล็กกลาคารบอน 0.82 เปอรเซ็นตที่ผานการชุบแข็ง (1) ขอสําคัญพึงระลึกไวเสมอวา เมื่อความแกรงถูกนํามาใชเพื่อเปรียบเทียบในเหล็กตางเกรด ตางสวนผสม การเปรียบเทียบควรอยูบนระดับความแข็ง (Hardness) ความแข็งแรง (Strength) และที่อุณหภูมิทดสอบ (Testing Temperature) เดียวกัน ถาตองการความเคนแรงดึงปานกลางในเหล็กกลาคารบอนปานกลางสามารถกระทําได โดย -ชุบแข็งใหไดโครงสรางมารเทนไซต -ทํา ให เ กิ ด การเปลี่ ย นแปลงโครงสรา งบางส ว นเป น เบนไนท หลั ง จากนั้ น ชุ บ แข็ ง แล ว โครงสรางสุดทายที่ไดเปนโครงสรางผสมระหวางเบนไนท และมารเทนไซต -อบใหเกิดการเปลี่ยนแปลงโครงสรางบางสวนเปนเพิรลไรท หลังจากนั้นชุบแข็ง โครงสราง สุดทายที่ไดเปนโครงสรางผสมระหวางเพิรลไรท และมารเทนไซต

The Heat Treatment of Steels พรวสา วงศปญ  ญา

57 กันยายน 2551


431 203 Physical Metallurgy II สาขาวิชาวิศวกรรมโลหการ ภาคการศึกษาที่ 2/2551 มหาวิทยาลัยเทคโนโลยีสุรนารี เหล็กที่ผานกรรมวิธีทั้ง 3 ขางตนมีความเคนแรงดึงในระดับเดียวกันที่ 125000 psi ชิ้นงาน ที่เปนโครงสรางมารเทนไซตทั้งหมด (โดยสมบูรณ) กอนนําไปอบคืนตัวมีคา Yield Strength, Ductility, Fatigue Strength และ Toughness สูงสุด รูป 54 แสดง Notched-Bar Toughness ของเหล็กที่ผานกระบวนการอบชุบสามแบบ ขา งตน ที่ อุณ หภู มิ ท ดสอบตา งๆ จากกราฟชี้ใหเ ห็น วา เหล็ก ที่ ผา นการอบชุ บ แล ว มีโ ครงสรา ง Bainite + Tempered Martensite มีสมบัติทางกลที่ดีกวาเหล็กที่ผานการอบชุบแลวมีโครงสราง Pearlite + Tempered Martensite

รูป 54 การเปลี่ยนแปลงของ Notched-Bar Toughness ที่อุณหภูมิตางๆ ของเหล็ก ที่มีโครงสรางจุลภาคตางกัน แตมีระดับความแข็งแรงดึงเทากันที่ 125000 psi (1)

รูป 55 ผลการทดสอบ End-Quench Test ของเหล็ก AISI 4340 ในสภาพภายหลังชุบแข็ง และอบคืนตัวที่อุณหภูมทิ ี่กําหนด (1) The Heat Treatment of Steels พรวสา วงศปญ  ญา

58 กันยายน 2551


431 203 Physical Metallurgy II สาขาวิชาวิศวกรรมโลหการ ภาคการศึกษาที่ 2/2551 มหาวิทยาลัยเทคโนโลยีสุรนารี ในทางปฏิบัติเพื่อเปนการเลือกใชเหล็กใหเหมาะสมกับการใชงาน สามารถทําไดโดยนํา แทงเหล็กที่ผานการทดสอบใน End-Quench Hardenability Test มาอบคืนตัวที่อุณหภูมิตางๆ แลวพล็อตกราฟความสัมพันธระหวางคาความแข็ง-ระยะจากปลายชิ้นทดสอบ ทําใหเห็นแนวโนม การซึมลึกความแข็ง (Depth) และการเปลี่ยนแปลงของความแข็งเมื่ออุณหภูมิเปลี่ยนไปดังแสดง ในรูป 55 21.

การชุบแข็งออสเทมเปอรริ่ง (Austempering) เปนกระบวนการทางความรอน (Heat Treating Process) ที่ใชเพื่อเพิ่มความแข็งของ เหล็ก โดยมีหลักการวาทําใหเหล็กเกิดการเปลี่ยนแปลงโครงสรางจากออสเทนไนท ณ อุณหภูมิ คงที่ (Isothermal Transformation Diagram, IT-Diagram) ไปเปนโครงสรางเบนไนท (Bainite) ทั้งหมด และภายหลังเสร็จสิ้นกระบวนการฯแลว ไมจําเปนตองอบคืนตัว (Tempering) ซึ่งนับเปน ขอดีกวาการชุบแข็งดวยวิธีปกติที่ตองอบคืนตัวเสมอภายหลังการชุบแข็ง เพื่อลดความเคนเหลือ คาง (Residual Stress) และความเสี่ยงตอการแตกราว กระบวนการชุบแข็งออสเทมเปอรริงมีขั้นตอนดังนี้ คือ ใหความรอนจนเหล็กรอน และมี โครงสรางสม่ําเสมอเปนออสเทนไนท หลังจากนั้นทําใหเหล็กเย็นตัวอยางรวดเร็วในตัวกลางที่ อุ ณ หู มิ ค งที่ ที่ ร ะยะเวลาหนึ่ ง จนโครงสร า งออสเทนไนท เ กิ ด การเปลี่ ย นแปลงไปเป น เบนไนททั้งหมด โดยปกติตัวกลางที่ใชคือเกลือหลอมเหลวที่มีอุณหภูมิเหนือเสน การเปลี่ยนแปลง โครงสรางไปเปนมารเทนไซต (Martensite Start Temperature, Ms) ซึ่งอุณหภูมิดังกลาว เปลี่ ย นแปลงตามส ว นผสมทางเคมี ข องเหล็ ก อย า งไรก็ ต ามหากพิ จ ารณาการเปลี่ ย นแปลง โครงสรางของโครงสรางออสเตนไนท ที่อุณหภูมิ และเวลาตางๆ ในเหล็กกลาที่มีคารบอน 0.8 เปอรเซ็นต (Eutectoid Steel) ดังรูป 56 เพื่อใหไดโครงสรางเปน เบนไนท ดวยวิธีชุบแข็ง ออสเทมเปอรริง อุณหภูมิที่ใชจุมแชชิ้นงานสําหรับเหล็กดังกลาวอยูระหวาง 230°C และ 550°C โครงสรางที่ไดเปน Lower Bainite และ Upper Bainite ที่มีความแข็ง Rockwell C 56 และ 42 ตามลําดับ ขอพึ ง จํา คื อ การอบชุบทางความรอนเพื่อใหไดความแข็ ง และโครงสรางสุดทา ยตาม ตองการนั้น เครื่องมือที่สําคัญที่ใชประกอบการเลือกอุณหภูมิ และเวลาในการอบชุบ คือ แผนภูมิ แสดงการเปลี่ยนแปลงโครงสรางของเหล็กนั้นๆ ที่อุณหภูมิ และเวลาตางๆ (I-T Diagram) ดังนั้น ชวงอุณหภูมิขางตนจะเหมาะสําหรับ Eutectoid Steel เทานั้น อยางไรก็ตามตัวแปรอื่นที่มีผลตอ การเปลี่ยนแปลงลักษณะของ IT-Diagram ที่ควรนํามาพิจารณาประกอบ ไดแก สวนผสมทางเคมี และขนาดเกรนเริ่มตนของออสเตนไนท เปนตน The Heat Treatment of Steels พรวสา วงศปญ  ญา

59 กันยายน 2551


431 203 Physical Metallurgy II ภาคการศึกษาที่ 2/2551

สาขาวิชาวิศวกรรมโลหการ มหาวิทยาลัยเทคโนโลยีสุรนารี

รูป 56 การเปลี่ยนแปลงโครงสรางที่อุณหภูมิ และเวลาตางๆ ของเหล็กกลาที่มีคารบอน 0.8 เปอรเซ็นต , Isothermal-Transformation Diagram of Eutectoid Carbon Steel (2) รูป 57 ความตางระหวางการชุบแข็งปกติ (Conventional Quench and Temper) และ การชุบแข็งออสเทมเปอรริง (Austempering) เพื่อใหเกิดความเขาใจการชุบแข็งออสเทมเปอรริง จึงขอสรุปโดยยอดังรูป 58

The Heat Treatment of Steels พรวสา วงศปญ  ญา

60 กันยายน 2551


431 203 Physical Metallurgy II ภาคการศึกษาที่ 2/2551

สาขาวิชาวิศวกรรมโ���หการ มหาวิทยาลัยเทคโนโลยีสุรนารี

(ก) การชุบแข็งออสเทมเปอรริง

(ข) การชุบแข็ง และการอบคืนตัวในกรรมวิธีการเพิ่มความแข็งดวยวิธีปกติ รูป 57 แผนภูมิแสดงการเปลี่ยนแปลงโครงสรางสําหรับ (ก) การชุบแข็งออสเทมเปอรริง และ (ข) การชุบแข็ง และการอบคืนตัว ในกรรมวิธเี พิ่มความแข็งดวยวิธีปกติ (1) The Heat Treatment of Steels พรวสา วงศปญ  ญา

61 กันยายน 2551


431 203 Physical Metallurgy II ภาคการศึกษาที่ 2/2551

สาขาวิชาวิศวกรรมโลหการ มหาวิทยาลัยเทคโนโลยีสุรนารี

รูป 58 แผนภูมิแสดงการชุบแข็งออสเทมเปอรริง 22.

การชุบแข็งมารเทมเปอรริ่ง (Martempering) คือ หนึ่งในกระบวนการชุบแข็งโดยมีขั้นตอนที่คลายคลึงกันกับการชุบแข็งออสเทมเปอรริง โดยให ความรอนแกเหล็กจนเหล็กมีโ ครงสรางเป นออสเตนไนท และมีอุณภูมิสม่ําเสมอทั่วทั้ ง ชิ้นงาน แลวทําใหเหล็กเย็นตัวอยางรวดเร็วโดยจุมแชชิ้นงานในตัวกลางที่มีอุณหภูมิเหนือเสนการ เปลี่ยนแปลงจากออสเตนไนทไปเปนโครงสรางมารเทนไซต (Ms-Temperature) อยางไรก็ตาม ระยะเวลาในการจุมแชชิ้นงานในตัวกลาง (Quenching Media) นั้นจะไมปลอยใหเกิดการ เปลี่ยนแปลงโครงสรางไปเปนเบนไนท เพียงจุมแชเพียงระยะเวลาหนึ่ง (ขึ้นอยูกับขนาด และ สวนผสมทางเคมีของชิ้นงาน) เพื่อใหโครงสรางออสเตนไนทมีอุณหภูมิที่สม่ําเสมอกอนที่จะนํา ชิ้นงานออกจากตัวกลางแลวปลอยใหเย็นตัวในอากาศเพื่อใหเกิดโครงสรางมารเทนไซต กอนจะอบ คืนตัวตอไป เพื่อใหเกิดความเขาใจขอแตกตางระหวางการชุบแข็งมารเทมเปอรริง และการชุบแข็ง ดวยวิธีปกติ ตัวอยางแผนภูมิวิธีการชุบแข็งดวยสองวิธีดังกลาวแสดงในรูป 59 การชุบแข็งมารเทมเปอรริงมีจุดมุงหมายเพื่อชุบแข็งชิ้นงานที่มีรูปรางซับซอน และลด ความเสี่ยงการแตกราวเนื่องจากความเคนเหลือคาง (Residual Stress) ที่เปนผลจาก ¾ ความแตกต า งของอุ ณ หภู มิ ที่ ผิ ว และภายในจนถึ ง ใจกลางชิ้ น งาน (Temperature Gradient) พบในการชุบแข็งดวยวิธีชุบแข็งปกติ

The Heat Treatment of Steels พรวสา วงศปญ  ญา

62 กันยายน 2551


431 203 Physical Metallurgy II สาขาวิชาวิศวกรรมโลหการ ภาคการศึกษาที่ 2/2551 มหาวิทยาลัยเทคโนโลยีสุรนารี ¾ การเปลี่ ย นแปลงโครงสร า งจากออสเตนไนท ไ ปเป น โครงสร า งมาร เ ทนไซต (Phase Transformation)

(ก) การชุบแข็ง และการอบคืนตัวในกรรมวิธีการเพิ่มความแข็งดวยวิธีปกติ

(ข) การชุบแข็งมารเทมเปอรริง รูป 59 แผนภูมิแสดงการเปลี่ยนแปลงโครงสรางสําหรับ (ก) การชุบแข็ง และการอบคืนตัว ในกรรมวิธเี พิ่มความแข็งดวยวิธีปกติ และ (ข) การชุบแข็งมารเทมเปอรริง (3) The Heat Treatment of Steels พรวสา วงศปญ  ญา

63 กันยายน 2551


431 203 Physical Metallurgy II สาขาวิชาวิศวกรรมโลหการ ภาคการศึกษาที่ 2/2551 มหาวิทยาลัยเทคโนโลยีสุรนารี 23. ความเคนเหลือคาง (Residual Stresses) เปนคาความเคนที่ยังคงเหลืออยูในชิ้นงานโดยปราศจากแรงกระทําจากภายนอก โดยปกติ ความเคนเหลือคาง (Residual Stress) เกิดจากการขึ้นรูปถาวรที่ไมสม่ําเสมอ (Non-Uniform Plastic Deformation) ในกระบวนการทางความรอน Non-Uniform Plastic Deformation นี้ เกิดขึ้นจาก -Temperature Gradient -Phase Change -Temperature Gradient+Phase Change ตัวแปรสําคัญทั้งสามประการที่ทําใหเกิดความเคนเหลือคางเกิดในระหวางการเย็นตัว (Cooling) ความเคนเหลือคางเปนปญหาที่สําคัญในกระบวนการอบชุบเพราะเปนสาเหตุหลักของ การเกิดการบิดเบี้ยว และแตกราวของชิ้นงานภายหลังชุบแข็ง และในระหวางการใชงาน กรณีที่ 1 เฉพาะผลของความแตกตางของอุณหภูมิในชิ้นงาน (Temperature Gradient) จากหัวขอผลของขนาด และน้ําหนักทําใหเราทราบวา ในระหวางการชุบแข็งบริเวณผิว (Surface Area) จะมีอัตราการเย็นตัวที่รวดเร็วกวาภายในชิ้นงาน (Inside) ทําใหเกิดความแตกตางระหวาง อุณหภูมิที่ผิว และภายในชิ้นงานอยางชัดเจน ตัวอยางเชน พิจารณาเสนโคงการเย็นตัวของชิ้นงาน เสนผาศูนยกลาง 2 นิ้ว ที่ชุบแข็งในน้ํา (ดูรูป 60) ที่จุดสิ้นสุดระยะเวลา 10 วินาที ที่ผิวชิ้นงาน อุณหภูมิลดลงไปที่ 700°F ในขณะที่ตรงกลางมีอุณหภูมิประมาณ 1500°F ในระหวางการใหความ รอนเหล็ก (ในสภาพของแข็ง) เกิดการขยายตัว และหดตัวในระหวางการเย็นตัว นั่นหมายความวา ที่ระยะเวลา 10 วินาที ที่ผิวซึ่งมีอุณหภูมิต่ํากวาเกิดการหดตัวมากกวาภายในใจกลางชิ้นงาน อยางไรก็ตามเมื่อพิจารณาผลจากการหดตัว (ที่ผิว) และการขยายตัว (ภายในใจกลางชิ้นงาน)เขา ดวยกัน ภายในใจกลางมีระยะทางมากกวาเพราะความรอนถายเทไดยากจึงมีผลจากการขยายตัว มากกวา และจากการขยายตัวภายในใจกลางชิ้นงานนี่เองที่ไปขัดขวางการหดตัวที่ผิว (แรงกด และแรงดึง พยายามเขาสูสมดุลโดยการหักลางซึ่งกันและกัน) จึงทําใหที่ผิวไมเกิดการหดตัวอยางที่ ควรจะเปน แตกลับแสดงแรงดึงที่ผิวสวนภายในเกิดแรงกด การประมาณการคาความเคนเนื่องจากความรอน (Thermal Stress) สามารถคํานวณได จาก S = αEΔT (3) เมื่อ S = ความเคนเนื่องจากความรอน (psi) α = สัมประสิทธิ์การขยายตัว (นิ้ว/นิ้ว ฟาเรนไฮต) The Heat Treatment of Steels พรวสา วงศปญ  ญา

64 กันยายน 2551


431 203 Physical Metallurgy II สาขาวิชาวิศวกรรมโลหการ ภาคการศึกษาที่ 2/2551 มหาวิทยาลัยเทคโนโลยีสุรนารี E = ยังมอดูลัส (psi) ΔT = ความแตกตางของอุณหภูมิ (ฟาเรนไฮต) ส ม ม ติ ว า ค า เ ฉ ลี่ ย สั ม ป ร ะ สิ ท ธิ์ ก า ร ขย า ย ตั ว ข อ ง เ ห ล็ ก มี ค า 6.5 × 10−6 แ ล ะ E = 30 × 10 6 psi และ ΔT = 800 จะไดคาความเคนเนื่องจากความรอน S = 6.5 × 10 −6 × 30 × 10 6 × 800 = 156000 psi

คาที่ไดนี้เปนการประมาณการแบบคราวๆของคาความเคนเนื่องจากความรอนเพราะมี อุณหภูมิที่ผิวและภายในใจกลางชิ้นงานตางกัน 800°F

รูป 60 เสนโคงการเย็นตัวที่ผิว กึ่งกลางของเสนรัศมี และที่ใจกลางของชิน้ งานในแทง เหล็ก 2 ขนาดที่ชุบแข็งในน้ํา (1) The Heat Treatment of Steels พรวสา วงศปญ  ญา

65 กันยายน 2551


431 203 Physical Metallurgy II สาขาวิชาวิศวกรรมโลหการ ภาคการศึกษาที่ 2/2551 มหาวิทยาลัยเทคโนโลยีสุรนารี ความเคนรวมทั้งหมด 156000 psi จะกระจายตัวระหวางผิวภายในและภายนอกของ ชิ้นงาน และคาเฉลี่ยความเคนจะเปนสัดสวนที่ผกผันกับพื้นที่ที่รองรับความเคนนี้ สมมติวาความแข็งชั้นผิวนอก (Outside Layer) มีคาประมาณ ¼ สวนของพื้นที่หนาตัด ทั้งหมด ดังนั้นคาเฉลี่ยความเคนแรงดึงที่ผิวนอกมีคาเทากับ 3 × 156000 = 117000 psi 4

ในขณะที่คาความเคนแรงกดภายในชิ้นงานมีคาเทากับ 1 × 156000 = 39000 psi 4

คาความเคนที่ผิว และภายในจากการคํานวณสามารถพล็อตกราฟไดดังแสดงในรูป 61

รูป 61 การกระจายตัวของความเคนตลอดแนวเสนผาศูนยกลางของชิ้นงาน เนื่องจาก Temperature Gradient (1) พื้นที่ที่เปนความเคนแรงดึง (Tensile Stress) จะตองมีคาเทากับพื้นที่ที่เปนความเคนแรง กด (Compressive Stress) เพื่อใหเกิดความสมดุลตลอดพื้นที่หนาตัด จากรูป 61แสดงการ เปลี่ยนแปลงอยางรวดเร็วของความเคน ณ บริเวณรอยตอระหวาง Inside and Outside layer เนื่องจากการเปลี่ยนแปลงอุณหภูมิจาก 1500 ไปสู 700°F โดยแทจริงอุณหภูมิไมไดมีการลดต่ําลง อยางรวดเร็ว แตจะมีการลดลงอยางชาๆ ตลอดพื้นที่หนาตัดของชิ้นงานดังแสดงในรูป 42 ดังนั้น การกระจายตั ว ที่ แ ท จ ริ ง ของความเค น ตลอดพื้ น ที่ ห น า ตั ด ควรเป น เส น ปะในรู ป 61 จากการ The Heat Treatment of Steels 66 พรวสา วงศปญ  ญา กันยายน 2551


431 203 Physical Metallurgy II สาขาวิชาวิศวกรรมโลหการ ภาคการศึกษาที่ 2/2551 มหาวิทยาลัยเทคโนโลยีสุรนารี วิเคราะหดังที่กลาวมาแลวแสดงใหเห็นวา ความเคนแรงดึงที่ผิวอาจมีคาสูงสุด และถาคาความเคน แรงดึงนี้มีคามากกวาค���าความเคนแรงดึงสูงสุด (Ultimate Tensile Strength) การแตกราวยอม เกิดขึ้นแนนอน ซึงลักษณะนี้เปนจริงในกรณีของแกวที่สัมผัสกับอุณหภูมิที่มีความแตกตางมากๆ แตในกรณีของเหล็กเพียงความเคนจากความรอน (Thermal Stress) ไมเพียงพอที่จะเหนี่ยวนําให เกิดการแตกราว ถาความเคนมีคาต่ํากวา Yield Strength เหล็กนั้นก็อยูในชวง Elastic (ไมเกิดการ เสียรูปอยางถาวร) เมื่ออุณหภูมิทั่วทั้งชิ้นงานมีคาเทากับอุณหภูมิหองคา ΔT =0 ดังนั้น Thermal Stress = 0 และไมเกิดการบิดเบี้ยวดวย ออสเตนไนทมีโครงสรางผลึกเปน FCC ซึ่งมีการจัดเรียงตัวที่หนาแนนมากกวาโครงสราง ผลึกอื่นๆที่เกิดในระหวางการเปลี่ยนแปลงเฟส ดังนั้นเมื่อออสเตนไนทเกิดการเปลี่ยนแปลงไปเปน เฟอรไรท เพิรลไรท เบนไนท หรือมารเทนไซต การขยายตัวเกิดขึ้นแนนอน การเปลี่ยนแปลงจากออสเตนไนท-มารเทนไซตมีการขยายตัวมากที่สุด และปริมาตร เพิ่มขึ้นประมาณ 4.6 เปอรเซ็นต การขยายตัวเนื่องจากการเปลี่ยนแปลงไปเปนมารเทนไซตยิ่งมีคา มากขึ้นเมื่ออุณหภูมิจุดเริ่มตนการเปลี่ยนเปนมารเทนไซตลดลง (Ms-Temperature) รูป 62 แสดง การเปลี่ยนแปลงความยาวในระหวางการเย็นตัวของเหล็กแทงทรงกระบอกดวย Dilatometer เหล็กรูปทรงกระบอกดังกลาวถูกใหความรอนไดโครงสรางออสเตนไนทที่อุณหภูมิสูง การหดตัวเริ่ม เกิดขึ้นเมื่ออุณหภูมิลดลงจนมีคาเทากับ Ms-Temperature ระหวาง Ms-Temperature และ MfTemperature ออสเตนไนทเปลี่ยนเปนมารเทนไซตเปนสาเหตุใหเกิดการขยายตัวของความยาว ของเหล็กแทงทรงกระบอก

รูป 62 Dilation Curve ในระหวางการเกิดมารเทนไซต (1) The Heat Treatment of Steels พรวสา วงศปญ  ญา

67 กันยายน 2551


431 203 Physical Metallurgy II สาขาวิชาวิศวกรรมโลหการ ภาคการศึกษาที่ 2/2551 มหาวิทยาลัยเทคโนโลยีสุรนารี กรณีที่ 2 ผลรวมของ Temperature Gradient และ การเปลี่ยนเฟส ซึ่งแบงไดเปน 2 กรณี ยอย คือ 2.1เกิดความแข็งทั่วทั้งชิ้นงาน 2.2เกิดความแข็งเฉพาะที่ผิวเปนชั้นบางๆ รูป 63 แสดงเสนโคงการเย็นตัวที่ผิว และใจกลางชิ้นงานบน I-T Diagram ในเหล็กที่ชุบ แข็งทั่วทั้งชิ้น เมื่อใจกลางชิ้นงานมีอัตราการเย็นตัวที่สูงกวาอัตราการเย็นตัววิกฤต ชิ้นงานชุบแข็ง ไดมารเทนไซต 100 เปอรเซ็นต ตลอดพื้นที่หนาตัด ที่ขั้นแรก ณ เวลา t1 ความเคนเกิดขึ้นเนื่องจาก Temperature Gradient ที่ผิวจะเปน ความเคนแรงดึง สวนใจกลางเปนความเคนแรงกด ขั้นที่สอง ระหวางเวลา t1 และ t2 ที่ผิวอุณหภูมิลดลงถึง Ms-Temperature เกิดการ เปลี่ย นเป น มาร เ ทนไซต ทํา ใหมี ก ารขยายตัว สว นที่ใ จกลางเย็น ตั ว ตามปกติจึง เกิด การหดตั ว เนื่องจากภายในชิ้นงานหดตัวจึงไปขัดขวางไมใหเกิดความเคนแรงดึงที่ผิวตามที่ควรจะเปน ใน ที่สุด ณ บริเวณผิวจึงปรากฏความเคนแรงกด สวนภายในมีแนวโนมไดความเคนแรงดึง หลังเวลา t2 ที่ผิวมีอุณหภูมิหองจึงมีความแข็ง เปราะ และเปนมารเทนไซต ขั้นที่สาม ใจกลางชิ้นงานมีอุณหภูมิ Ms-Temperature และกําลังขยายตัวเพราะเกิดมาร เทนไซต ใจกลางชิ้นงานพยายามดึงผิวทําใหที่ผิวเปนความเคนแรงดึง สวนใจกลางกลายเปนแรง กด เงื่อนไขการเกิดความเคนในสามขั้นตอนขางตนสามารถสรุปไดดังนี้ ขั้นที่ Stress Condition Surface Center 1 (Temperature Gradient) Tension Compression Compression Tension 2 (A→M of Surface) Tension Compression 3 (A→M of Center) เพื่อใหเกิดจุดเริ่มตน และการขยายตัวของรอยแตก ความเคนแรงดึงเปนตัวแปรสําคัญใน การเกิดรอยแตก จากเงื่อนไขของการเกิดความเคนในสามขั้นตอนสามารถนํามาพิจารณาการเกิด รอยแตกไดดังนี้ ในขั้นแรกที่ผิวเปนแรงดึง อยางไรก็ตาม ณ ขั้นนี้โครงสรางเปนออสเตนไนท จึงไมเกิดรอย แตกถึงแมวาคาความเคนจะสูงก็ตาม แทนที่จะเกิดรอยแตกแนวโนมในการเกิดการเสียรูปอยาง ถาวรเปนไปไดมากกวาและในที่สุดความเคนก็จะถูกผอนคลาย The Heat Treatment of Steels พรวสา วงศปญ  ญา

68 กันยายน 2551


431 203 Physical Metallurgy II สาขาวิชาวิศวกรรมโลหการ ภาคการศึกษาที่ 2/2551 มหาวิทยาลัยเทคโนโลยีสุรนารี ในขั้นที่สองใจกลางเปนแรงดึง และมีโครงสรางเปนออสเตนไนทดังนั้นมีแนวโนมที่จะเกิด การเสียรูปอยางถาวรมากกวารอยแตก ขั้นที่ สามที่ ผิวเป นแรงดึง อีก ครั้ง แตขณะนี้โครงสรางเปนมาร เทนไซต โดยสมบู รณ ไม สามารถยืดหยุนได เมื่อใจกลางขยายตัวจะเกิดการเสียรูปอยางถาวรเพียงเล็กนอย และชวงนี้ที่ เสี่ยงตอการแตกราวมากที่สุดทั้งนี้ขึ้นอยูกับเวลาที่แตกตางในการเปลี่ยนแปลงโครงสรางระหวางที่ ผิว และใจกลาง รอยแตกอาจเกิดขึ้นโดยทันทีภายหลังการชุบแข็ง หรืออาจใชเวลาหลายชั่วโมง

รูป 63 เสนโคงการเย็นตัว ณ ตําแหนง ศูนยกลาง และที่ผิวของชิ้นงานบน I-T Diagram ในเหล็กที่ชุบแข็งทั่วทั้งชิ้น (1)

รูป 64 ภาพสเกตซแนวโนมการเกิดรอยแตกในเหล็กชุบแข็งปกติ (1) The Heat Treatment of Steels พรวสา วงศปญ  ญา

69 กันยายน 2551


431 203 Physical Metallurgy II สาขาวิชาวิศวกรรมโลหการ ภาคการศึกษาที่ 2/2551 มหาวิทยาลัยเทคโนโลยีสุรนารี รูป 64 แสดงภาพสเกตซของรอยแตกที่อาจเกิด รอยแตกอาจเริ่มจาก Tension Layers หลังจากนั้นขยายไปที่ผิว รอยแตกโดยปกติจะไมเกิดการขยายตัวไปในทิศทางที่เปนแรงกด ดังนั้น ไมบอยนักที่จะเห็นชิ้นงานแตกแลวแยกเปนสองสวน จากการศึกษาในระดับจุลภาคของแนวรอยแตก มีทางเปนไปไดที่จะหาวามีแรงดึง และ แรงกดเทาไรตลอดหนาตัดชิ้นงาน กฎในกระบวนการทางความรอนที่นํามาใชเพื่อหลีกเลี่ยงการ เกิ ด รอยแตก คื อ การอบคื น ตั ว ทั น ที ห ลั ง จากชุ บ แข็ ง โดยไม ป ล อ ยให ชิ้ น งานเย็ น ลงจนถึ ง อุณหภูมิหอง ซึ่งการอบคืนตัวจะทําใหมารเทนไซตที่ผิวออนตัวลงกอนที่ภายในใจกลางชิ้นงานจะ เกิดการเปลี่ยนแปลงโครงสราง วิธีอื่นที่ใชไดผลดีเยี่ยมในการหลีกเลี่ยงการเกิดรอยแตก และการบิดเบี้ยวของชิ้นงาน คือ การชุบแข็งมารเทมเปอรริ่ง (Martempering) ดังแสดงในรูป 65 สามารถกระทําไดโดยใหความรอน แกชิ้นงาน ณ อุณหภูมิที่เหมาะสม แลวทําใหเย็นทันทีในอางเกลือหลอมเหลวที่อุณหภูมิเหนือ MsTemperature เล็กนอย แชไว ณ อุณหภูมินี้เปนระยะเวลาหนึ่งเพื่อใหที่ผิว และใจกลางของชิ้นงาน มีอุณหภูมิเทากัน หลังจากนั้นปลอยใหเย็นตัวในอากาศ เนื่องจากการปลอยใหเย็นตัวในอากาศ จากอุณหภูมิเหนือเสน Ms-Temperature เล็กนอย ทําใหเกิด Temperature Gradient เล็กนอย ขณะเดียวกันมารเทนไซตเกิดขึ้นก็จะไปหักลางความเคนที่กําลังเกิดจาก Temperature Gradient ทําใหลดการบิดเบี้ยว และการแตกราวได

รูป 65 แผนภูมิการเปลีย่ นแปลงโครงสรางในมารเทมเปอรริ่ง (1) The Heat Treatment of Steels พรวสา วงศปญ  ญา

70 กันยายน 2551


431 203 Physical Metallurgy II สาขาวิชาวิศวกรรมโลหการ ภาคการศึกษาที่ 2/2551 มหาวิทยาลัยเทคโนโลยีสุรนารี รูป 66 แสดงเสนโคงการเย็นตัวที่ผิว และใจกลางชิ้นงานบน I-T Diagram ในเหล็กที่ สามารถชุบแข็งไดเปนชั้นบางๆ ขั้นแรก ณ เวลา t1 ความเคนเกิดขึ้นเนื่องจาก Temperature Gradient เทานั้น ที่ผิวจะ เปนความเคนแรงดึง สวนใจกลางเปนความเคนแรงกด ขั้นที่สอง ระหวางเวลา t1 และ t2 ทั้งที่ผิว และใจกลางชิ้นงานเกิดการเปลี่ยนแปลง โครงสราง ที่ผิวเกิดมารเทนไซต ในขณะที่ใจกลางชิ้นงานเกิดโครงสรางอื่นที่ออนกวา เชน เพิรลไรท ตลอดพื้นที่หนาตัดเกิดการขยายตัว แตการขยายตัวเนื่องจากมารเทนไซตที่ผิวมีมากกวาการ ขยายตัวจากเพิรลไรท ดังนั้นที่ผิวจึงขยายตัวมากกวาที่ใจกลา��� สุดทายที่ผิวเกิดแรงกด สวนใจ กลางเปนแรงดึง หลังเวลา t2 ใจกลางชิ้นงานหดตัวเนื่องจากการเปลี่ยนเฟสที่อุณหภูมิหอง ทําใหที่ ผิวกําลังเกิดมารเทนไซต และเขาสูอุณหภูมิหอง จึงขัดขวางการหดตัวของใจกลางชิ้นงาน ทําให เกิดแรงดึงสูง ณ ใจกลางชิ้นงาน เงื่อนไขการเกิดความเคนสามารถสรุปไดดังนี้ ขั้นที่ Stress Condition Surface Center 1 (Temperature Gradient) Tension Compression Tension 2 (A→M of Surface, A→P Compression of Center) 3 (Cooling of Center to Greater Compression Greater Tension Room temperature) จากเงื่อนไขของการเกิดความเคนสามารถนํามาพิจารณาการเกิดรอยแตกไดดังนี้ ในขั้นแรกที่ผิวเปนแรงดึง อยางไรก็ตาม ณ ขั้นนี้โครงสรางเปนออสเตนไนท จึงไมเกิดรอย แตกถึงแมวาคาความเคนจะสูงก็ตาม แทนที่จะเกิดรอยแตกแนวโนมในการเกิดการเสียรูปอยาง ถาวรเปนไปไดมากกวาและในที่สุดความเคนก็จะถูกผอนคลาย ในขั้นที่สองใจกลางเปนแรงดึง อยางไรก็ตามทั้งที่ผิว และใจกลางมีการขยายตัวดวยกันทั้ง คูจึงหักลางกัน ทําใหมีความเคนเพียงเล็กนอย ขั้นที่สามที่ผิวเปนแรงดึง และมีโครงสรางเปนมารเทนไซตโดยสมบูรณ ไมสามารถยืดหยุน ได และทําหนาที่ขัดขวางการหดตัวของใจกลางชิ้นงานในระหวางการเย็นตัวจนถึงอุณหภูมิหอง ความเคนแรงดึงที่ใจกลางชิ้นงานอาจมีคาสูง และเนื่องจากที่ใจกลางเปนเพิรลไรทที่มีคา Tensile Strength ที่ต่ํา จึงทําใหเสี่ยงตอการแตกราว The Heat Treatment of Steels พรวสา วงศปญ  ญา

71 กันยายน 2551


431 203 Physical Metallurgy II ภาคการศึกษาที่ 2/2551

สาขาวิชาวิศวกรรมโลหการ มหาวิทยาลัยเทคโนโลยีสุรนารี

รูป 66 เสนโคงการเย็นตัว ณ ตําแหนง ศูนยกลาง และที่ผิวของชิ้นงานบน I-T Diagram แสดงการชุบแข็งแบบ Shallow-Hardened Condition (1)

รูป 67 ภาพสเกตซแนวโนมการเกิดรอยแตกในเหล็ก ชุบแข็งแบบ Shallow-Hardened Condition (1) รูป 67 แสดงภาพสเกตซของรอยแตกที่อาจเกิดใน Shallow-Hardened Steel รอยแตก เกิดภายใน ไมสามารถขยายออกมาที่ผิวเพราะบริเวณชั้นใตผิวเล็กนอยเปนแรงกด เนื่องจากรอย แตกเกิดภายในจึงเปนการยากที่จะตรวจสอบได จําเปนตองใช X-Ray Testing ในการคนหา บอยครั้งที่ชิ้นสวนที่มีรอยแตกภายในถูกนําไปใชงานโดยไมทราบวามี Internal Quenching Crack จนกระทั่งชิ้นสวนไดรับแรงกระทําจากภายนอก แลวทําใหเกิดความเคนแรงดึงที่ผิว รอยแตกจึง เกิดขึ้นและประสานกันทั้งจากที่ผิวและภายใน ในที่สุดชิ้นงานแตกออกเปนสองสวน The Heat Treatment of Steels พรวสา วงศปญ  ญา

72 กันยายน 2551


431 203 Physical Metallurgy II สาขาวิชาวิศวกรรมโลหการ ภาคการศึกษาที่ 2/2551 มหาวิทยาลัยเทคโนโลยีสุรนารี ถามีแรงกระทําจากภายนอกจะทําใหเกิดความเคนแรงดึง (Tensile Stress) ที่ผิว ถา ตองการเลือกวิธีชุบแข็งที่สามารถใชงานไดไมเกิดรอยแตก แนะนําใหใชชิ้นสวนที่ทําจาก ShallowHardened Steel หรือ Case-Hardening เพราะที่ผิวของชิ้นงานที่ชุบแข็งดวยวิธีดังกลาวเปน ความเคนแรงกด (Compressive Stress) กอนจะทําใหเกิดรอยแตกจําเปนตองมีความเคนแรงดึงที่ ผิว (มากกวา Ultimate Tensile Strength) ดังนั้นถาผิวชิ้นงานเปนแรงกด เมื่อผิวของชิน้ งานถูกแรง กระทําก็จะทําใหความเคนแรงกดที่ผิวเดิมคอยๆ เปลี่ยนจากแรงกดไปสูคาความเคนเทากับศูนย จึงเปนประโยชนกับชิ้นงานคือเพิ่มความแข็งแรงที่ผิวใหกับชิ้นงาน 24. เหล็กกลาคารบอนที่สามารถชุบแข็งได (Hardenable Carbon Steel) เหล็กกลาคารบอนมีการผลิตมากมาย หลายสวนผสมทั้งนี้ เพื่อตอบสนองความตองการที่ หลากหลายของภาคอุตสาหกรรม อีกทั้งเหล็กกลาเองก็มีราคาตั้งแตถูกจนถึงแพงเนื่องจากเติม ธาตุผสมพิเศษเขาไปเพื่อปรับปรุงสมบัติเพื่อใชงานเฉพาะทาง เหล็กกลาคารบอนต่ําธรรมดา (Plain-Carbon Steels) (คารบอนอยูระหวาง 0.10-0.25 เปอรเซ็นต) ปกติจะใชงานโดยเกี่ยวของกับกระบวนการอบออน และการชุบแข็งผิว (Annealing and Case-Hardening Treatment) เนื่องจากมีปริมาณคารบอนที่ต่ําจึงเปนไปไดยากที่จะชุบแข็ง แลวไดโครงสรางมารเทนไซต สวนใหญการใชงานเกี่ยวกับการดึงขึ้นรูป อยางไรก็ตามในระหวาง การดึง หรือรีดขึ้นรูปยอมมีความเคน-เครียดเหลือคาง เพื่อใหการขึ้นรูปขั้นตอไปเปนไปไดงายจึง นิยมนํากระบวนการทางความรอนเขาชวยเพื่อลดความเคน-เครียดเหลือคางเหลานั้น อุณหภูมทิ ใี่ ช จะอยูระหวาง Recrystallization Temperature และ Lower Transformation Temperature (เสน A1) ผลจากการอบที่ชวงอุณหภูมิดังกลาวทําใหเหล็กมีความออนตัวสามารถขึ้นรูปไดงาย และ เกรนเฟอรไรทโตขึ้น ตัวอยางเชน Stress-Relieving Treatment กระทําที่ 1000°F (540°C) สําหรับ Low-Carbon Cold-Headed Bolts การอบคลายเครียดที่อุณหภูมิต่ํานี้ทําใหคา Yield Strength และ Toughness ยังคงอยูในระดับสูง สวนการชุบแข็งผิวสําหรับเหล็กกลาคารบอนต่ําจะขอแยก ไปกลาวถึงในหัวขอ Case Hardening โดยเฉพาะ เหล็กกลาคารบอนปานกลาง (Medium-Carbon Steels) (คารบอนอยูระหวาง 0.25-0.55 เปอรเซ็นต) เนื่องจากคารบอนอยูในระดับที่สามารถชุบแข็งไดโครงสรางมารเทนไซต ดังนั้นการใช งานสวนใหญจะเกี่ยวของกับกระบวนการชุบแข็ง และอบคืนตัว (Hardening and Tempering) จากการเปลี่ยนแปลงชนิด ตัวกลางสําหรับชุบแข็ง (Quenching Medium) และอุณหภูมิในการอบ คืนตัว (Tempering Temperature) ทําใหสมบัติทางกลสามารถเกิดขึ้นไดหลากหลาย มีกลุม เหล็กกลาคารบอนประมาณ 3 กลุมที่นิยมนํามาทําเปนชิ้นสวน Crankshafts, Couplings, Tie Rods และชิ้นสวนเครื่องจักรกลอื่นๆ ที่ตองการความแข็ง (Hardness) อยูระหวาง Rockwell C The Heat Treatment of Steels พรวสา วงศปญ  ญา

73 กันยายน 2551


431 203 Physical Metallurgy II สาขาวิชาวิศวกรรมโลหการ ภาคการศึกษาที่ 2/2551 มหาวิทยาลัยเทคโนโลยีสุรนารี 20- Rockwell C 48 โดยปกติเหล็กกลาคารบอนปานกลางสามารถนําไปผานกระบวนการอบปกติ (Normalizing) และอบออน (Annealing) กอนทําการชุบแข็ง (Hardening) เพื่อใหไดสมบัติทางกล ที่ดีที่สุดภายหลังการชุบแข็ง และอบคืนตัว (Hardening and Tempering) Cold-Headed Products มักจะทําจากเหล็กกลาคารบอนปานกลางโดยเฉพาะกลุมที่มีคารบอนนอยกวา 0.4 เปอรเซ็นต อยางไรก็ตามเนื่องจากมีปริมาณคารบอนที่คอนขางสูงจําเปนตองมีกระบวนการพิเศษ กอ นนํ า ไปขึ้ น รู ป เย็ น เพราะคารบ อนสู ง ขึ้ น ทํ า ให ค วามสามารถในการขึ้ น รู ป ลดลง บ อ ยครั้ ง ที่ Spheroidizing Treatment ถูกนํามาใช สวนตัวกลางสําหรับชุบแข็งมักจะเปนน้ําเพราะมีราคาถูก และใชงาย แตในบางกรณีถาตองการอัตราการเย็นตัวที่รวดเร็วก็อาจใชน้ําเกลือแทนได กรณีที่ ชิ้นงานมีขนาดบาง (Thin) หรือไมตองการสมบัติทางกลที่สูงมากนัก ตัวกลางที่ใชอาจเปนน้ํามัน นี่ เปนตัวกลางที่สามารถใชในการแกปญหาการแตกราว และบิดเบี้ยวของชิ้นงานไดเปนอยางดี ชิ้นสวนสําหรับงานเครื่องมือหลายชนิดที่ทําจากเหล็กกลาคารบอนปานกลาง เชน Pliers, OpenEnd Wrenches และ Screwdrivers เปนตน โดยชุบแข็งในน้ําทั้งชิ้น หรือเฉพาะบางสวนที่ตองการ ความแข็ง หลังจากนั้นนําไปอบคืนตัว เหล็กกลาคารบอนสูง (High-Carbon Steels) มีขอจํากัดในการนํามาใชงาน เพราะมี ต น ทุ น การผลิ ต สู ง นอกจากนี้ ยั ง มี ส มบั ติ ใ นการขึ้ น รู ป การเชื่ อ ม และการกลึ ง ไสได ต่ํ า เมื่ อ เปรียบเทียบกับเหล็กกลาคารบอนปานกลาง (Medium-Carbon Steels) นอกจากนี้ยังมีแนวโนมที่ จะเปราะงายในระหวางกระบวนการอบชุบทางความรอน เหล็กกลาคารบอนสูงเกรด 1070 ถึง 1095 เปนเหล็กเกรดพิเศษสําหรับใชทํา Spring ซึ่งตองการสมบัติตานทานตอความลา และการ เสียรูปอยางถาวร (Fatigue and Permanent Set) เกือบทั้งหมดของเหล็กกลาคารบอนสูงชุบแข็ง ดวยวิธีปกติ (Conventional Hardening) ใชน้ําเปนตัวกลางในการชุบแข็งสําหรับชิ้นงานที่มี พื้นที่หนาตัดใหญและมีคารบอนลดลงมา แตโดยทั่วไปจะใชน้ํามันเปนตัวกลางในการชุบแข็ง การ ชุบแข็งแบบออสเทมเปอรริ่ง และมารเทมเปอรริ่งเหมาะอยางยิ่งสําหรับเหล็กกลาในกลุมนี้ เพราะ ชวยลดความเสี่ยงตอการแตกราว และบิดเบี้ยวของชิ้นงาน อยางไรก็ตามถึงแมจะใชวิธีการชุบแข็ง ที่คอนขางรุนแรง (มีการเย็นตัวอยางรวดเร็ว) แตความแข็งที่ผิวจะไดไมลึกมากนัก ไดเฉพาะที่ผิว (Shallow-Hardening) เมื่อเปรียบเทียบกับเหล็กกลาที่มีธาตุผสมถาชิ้นงานมีขนาดใหญ และหนา มาก ตัวอยางชิ้นงาน Stillson-Type Wrenches โดยปกติจะชุบแข็งในน้ํา หรือน้ําเกลือเพื่อใหได ความแข็ง Rockwell C 50-60 รวมไปถึงในสวนที่เปน Jaws อาจใหความรอนเฉพาะบางจุดแลว ชุบแข็งในน้ํา กอนนําชิ้นสวนทั้งหมดไปชุบแข็งซ้ําในน้ํามันอีก

The Heat Treatment of Steels พรวสา วงศปญ  ญา

74 กันยายน 2551


431 203 Physical Metallurgy II ภาคการศึกษาที่ 2/2551

สาขาวิชาวิศวกรรมโลหการ มหาวิทยาลัยเทคโนโลยีสุรนารี

เอกสารอางอิง 1. S. H. Avner :“Introduction to Physical Metallurgy”, 2nd Edition, McGraw-HILL, Book Company, ISBN 0-07-002499-5 2. H. W. Pollack: “Materials Science and Metallurgy”, 1988, pp. 197 3. Metals Hand book, 8th Edition, Vol. 2, American Society for metals, Metals Park, OH, 1964

The Heat Treatment of Steels พรวสา วงศปญ  ญา

75 กันยายน 2551


งานอบชุบโลหะ