Nghiên cứu chế tạo thép chuyển pha do biến dạng dẻo họ cmnsial có nguồn gốc sắt xốp - Đinh Văn Hiến

Cơ kỹ thuật & Kỹ thuật cơ khí động lực Đ. V. Hiến, T. C. Thức, L. V. Long, Đ. B. Trụ, “Nghiên cứu chế tạo thép gốc sắt xốp.” 160 NGHIÊN CỨU CHẾ TẠO THÉP CHUYỂN PHA DO BIẾN DẠNG DẺO HỌ CMnSiAl CÓ NGUỒN GỐC SẮT XỐP Đinh Văn Hiến*, Trần Công Thức, Lê Văn Long, Đinh Bá Trụ Tóm tắt: Nhiều chi tiết vũ khí như vỏ liều đạn, vỏ động cơ phản lực, vỏ thiết giáp chống đạn hoạt động trong điều kiện khắc nghiệt cần độ bền khi sử dụng và tính dẻo tốt khi dập tạo hình. Nhiều nước đã sử dụng thép có hiệu ứng chuyển pha do biến dạng dẻo - hiệu ứng TRIP (Transformation Induced Plasticity) để thay thế cho thép cacbon thấp, thép hợp kim thấp độ bền cao chế tạo chúng. Bài báo trình bày nghiên cứu công nghệ luyện một mác thép nhóm CMnSiAl từ nguyên liệu sắt xốp và ứng dụng công nghệ cơ-nhiệt để tạo hạt nhỏ và tổ chức 3 pha: Ferit, Bainit, Austenit dư để hóa bền và tăng tính dẻo. Kết quả cho thấy, hàm lượng tạp chất thấp, S% có giá trị dưới 0,025%; độ lớn hạt Ferit nhỏ dưới 20μm, tỷ lệ thể tích Austenit dư f = 6,39%. Các chỉ tiêu cơ tính: giới hạn bền σb trên 590 MPa, giới hạn chảy σc trên 390 MPa, tỷ lệ σb/σc > 1,5 và độ dãn dài tương đối 50 trên 28%. Kết quả nghiên cứu cho triển vọng ứng dụng mác thép này trong chế tạo một số sản phẩm quốc phòng, thay thế nguyên liệu nhập ngoại. Từ khóa: Thép đa pha; Thép chuyển pha do biến dạng dẻo; Austenit dư; Công nghệ cơ-nhiệt. 1. ĐẶT VẤN ĐỀ Từ hình 1 cho thấy, thép hợp kim thấp độ bền cao (HSLA) có thể cho độ bền đến ~800Mpa, nhưng độ dẻo δ% < 22%. Một số mác thép khác như thép IF (thép cấu trúc xen kẽ trống), thép BH (thép biến cứng bằng nung), thép Mild (thép cacbon thấp), thép CMn có độ dẻo tốt hơn, nhưng độ bền lại thấp hơn. Những năm gần đây, công nghệ luyện kim đã đổi mới, sử dụng sắt hoàn nguyên trực tiếp (còn gọi là sắt xốp) để Hình 1. Phân vùng các loại thép theo giới hạn bền-biến dạng dài tương đối. luyện thép. Nhờ sắt xốp có độ sạch cao, do không sử dụng nguyên liệu than cốc, nên hàm lượng P%, S% thấp, làm tiền đề cho việc cải thiện cơ tính của thép, nhất là tính dẻo (độ dẻo, độ dai va đập). Các nước EU và Mỹ đã nghiên cứu và đưa vào sản xuất nhiều mác thép mới, được gọi là thép độ bền cao tiên tiến - thép AHSS (Avanced High Strength Steel) [8]. Các mác thép AHSS phổ biến cho sự kết hợp cao giữa độ bền và tính dẻo được ứng dụng sản xuất các thép tấm dùng dập vỏ, thép dải dùng chế tạo khung sườn xe ô tô, thiết giáp chống đạn, Trong nhóm thép AHSS đã phát triển chia thành 3 phân nhóm: phân nhóm thép CP (thép cấu trúc pha phức hợp), thép DP (thép song pha) và thép TRIP. Trong bài báo này, nghiên cứu nấu luyện mác thép hợp kim thấp CMnSiAl, được xử lý cơ-nhiệt cho tạo tổ chức pha theo yêu cầu, cho tính dẻo cao và độ bền tốt. 2. CƠ SỞ LÝ THUYẾT 2.1. Thép TRIP và nguyên tắc công nghệ tạo tổ chức thép TRIP 2.1.1. Khái niệm về thép TRIP Thép TRIP là thép có chuyển pha Austenit dư thành Mactensit do biến dạng dẻo của vật liệu, thép có tổ chức 3 pha: Ferrit, Bainit và Austenit dư với lượng 5÷20% [2, 5]. Đến Nghiên cứu khoa học công nghệ Tạp chí Nghiên cứu KH&CN quân sự, Số Kỷ niệm 55 năm Viện KHCNQS, 10 - 2015 161 nay, đã có nhiều mác thép có thể xử lý TRIP. Theo tiêu chuẩn ASTM 1079-13, mác thép có thành phần giới hạn như sau: C%  0,32%; (Mn+Si+Al)%  6,2%; và các nguyên tố khác Ni, Cr, Mo, V, Nb, Ti với hàm lượng nhỏ dưới 0,2%. 2.1.2. Nguyên tắc công nghệ tạo tổ chức thép TRIP Để tạo tổ chức thép TRIP, nguyên tắc chung là: biến dạng dẻo (nóng hoặc nguội) để khử bỏ tổ chức đúc, tạo tổ chức hạt nhỏ hoặc tổ chức bị biến dạng được kết tinh lại sau xử lý nhiệt cho cỡ hạt tinh thể nhỏ, đa cạnh, đều trục; tiếp đến, thép được Austenit hóa một phần trong vùng hai pha Ferit () và Austenit () (giữa khoảng nhiệt độ tới hạn Ac1 và Ac3), sau đó, tôi đẳng nhiệt trong vùng có chuyển biến Bainit để chuyển biến xảy ra không hoàn toàn, và cuối cùng làm nguội nhanh thép để thu được tổ chức ba pha Ferit, Bainit và Austenit dư ở nhiệt độ thường. Sơ đồ xử lý nhiệt tạo tổ chức thép chỉ ra trên hình 2. Hình 2. Sơ đồ công nghệ xử lý nhiệt. 2.2. Hiệu ứng TRIP a, b, Hình 3. Biểu đồ mô tả năng lượng tự do của Mactensit và Austenit khi có ứng suất tác dụng (a) và chuyển biến Mactensit dưới tác động của tải trọng cơ học (b). Động học chuyển biến Austenit thành Mactensit phụ thuộc vào nhiều yếu tố, như thành phần thép, trạng thái ứng suất và trạng thái biến dạng, tốc độ biến dạng và nhiệt độ. Biết rằng, Austenit dư là pha giả ổn định, chúng có thể chuyển biến thành Mactensit nếu nguội nhanh xuống dưới điểm bắt đầu chuyển biến Mactensit, Ms. Nhưng nếu làm nguội trong khoảng nhiệt độ MsMd, sẽ không có chuyển biến Austenit thành Mactensit được thực hiện, Austenit sẽ tồn tại ở trạng thái giả ổn định nhưng có năng lượng tự do cao hơn Mactensit. Chỉ cần tác động một năng lượng cơ học đủ, chuyển biến sẽ xảy ra (hình 3a). Khi Austenit giả ổn định tồn tại trong khoảng MsMs , cơ chế chuyển biến được thực hiện nhờ ứng suất, do các mầm tinh thể không đồng nhất của Mactensit tồn tại sẵn trong Austenit thực hiện. Còn trong trường hợp, Austenit giả ổn định tồn tại trong khoảng Ms Md, cơ chế chuyển biến được thực hiện nhờ biến dạng dẻo tạo ra các mầm tinh thể Mactensit đồng nhất (hình 3b) [9, 10]. Như vậy, hiệu ứng TRIP được hiểu là chuyển biến Austenit thành Mactensit dưới tác động của năng lượng cơ học xảy ra trong khoảng nhiệt độ MsMd. 3. NGHIÊN CỨU THỰC NGHIỆM Trong nghiên cứu này, thành phần mác thép nghiên cứu nằm trong giới hạn: 0,12- 0,16%C; 1,5-2,0%Mn; 1,0-1,5%Si; 0-0,5%Al, P  0,03%; S  0,025%. Cơ kỹ thuật & Kỹ thuật cơ khí động lực Đ. V. Hiến, T. C. Thức, L. V. Long, Đ. B. Trụ, “Nghiên cứu chế tạo thép gốc sắt xốp.” 162 Công nghệ nghiên cứu sử dụng là: nấu luyện thép từ sắt xốp  đúc phôi  biến dạng  xử lý nhiệt. Sơ đồ các bước công nghệ nghiên cứu chỉ ra trên hình 4. Bảng 1. Thành phần hóa học sắt xốp Cao Bằng dùng luyện thép nghiên cứu. Tổng sắt Sắt kim loại C P S khác Cỡ hạt (mm) 90÷92 80÷82 0,2÷0,3 0,03 0,03 Còn lại 12÷34 3.1. Luyện – đúc phôi thép Thép được luyện trong lò cảm ứng trung tần 10kg (ZG-0,01J) từ nguyên liệu sắt xốp Cao Bằng (bảng 1). Nguyên liệu nấu luyện và phối liệu chỉ ra trong bảng 2. Bảng 2. Phối liệu luyện thép nghiên cứu. STT Nguyên liệu Khối lượng (g) 1 Sắt xốp 4000 2 Thép phế (0,18%C) 4000 3 Vảy magan (99%Mn) 10 4 FeSi65 (6368%Si) 120 5 Nhôm dây (99%Al) 50 6 Vụn than (95%C) 10 7 CaO 400 8 CaF2 400 Thép sau khi nấu luyện được đúc thành phôi dẹt trong khuôn kim loại. 3.2. Biến dạng và xử lý nhiệt 3.2.1. Các bước công nghệ Hình 4. Sơ đồ các bước công nghệ nghiên cứu. 1. Ủ đồng đều hóa: Phôi thép được ủ đồng đều hóa để giảm thiên tích thành phần, được thực hiện trong lò điện trở theo chế độ: nhiệt độ nung Ac3 + 3050 0C thời gian giữ nhiệt 2h và làm nguội cùng lò. 2. Biến dạng nóng: Phôi được rèn nóng. Chế độ rèn được thiết kế và khống chế để không những phá vỡ tổ chức đúc mà cần phải tạo ra cấp độ hạt nhỏ nhất có thể, tỷ số rèn y = 4 [12]. 3. Xử lý nhiệt: Xử lý nhiệt tạo tổ chức thép được thực hiện theo sơ đồ hình 2. Thiết bị xử lý nhiệt là cặp lò điện trở gồm: 01 lò buồng và 01 lò giếng. Môi trường tôi đẳng nhiệt sử dụng hỗn hợp muối: 45%NaOH + 30%NaNO3 + 25%NaNO2. 3.2.2. Thiết kế các tham số công nghệ xử lý nhiệt Các nhiệt độ tới hạn Ac1 và Ac3 được xác định bằng đo giãn nở nhiệt trên thiết bị DIL NETZSCH 204PC và được so sánh với các công thức thực nghiệm. Biểu đồ đo giãn nở nhiệt thép nghiên cứu (bảng 4) chỉ ra trên hình 5. Công thức thực nghiệm xác định các nhiệt độ Ac1, Ac3, Bs và Ms [3] như sau:  Ac1( 0C) = 739 – 22.8.(C%) – 6,8.(Mn%) + 18,2.(Si%) + 11,7.(Cr%) -15.(Ni%) – 6,4.(Mo%) – 5.(V%) – 28.(Cu%); (1)  Ac3( 0C) = 955 – 350.(C%) – 25.(Mn%) + 51.(Si%) + 106.(Nb%) + 100.(Ti%) + 68.(Al%) – 11.(Cr%) – 33.(Ni%) – 16.(Cu%) + 67.(Mo%); (2) Nghiên cứu khoa học công nghệ Tạp chí Nghiên cứu KH&CN quân sự, Số Kỷ niệm 55 năm Viện KHCNQS, 10 - 2015 163  Bs( 0C) = 830 – 270.%C – 90.%Mn – 37.%Ni – 70.%Cr – 83.%Mo; (3)  Ms( 0C) = 539-423.%C-30.4.%Mn-17.7.%Ni-12.1.%Cr-7.5.%Mo – 7.5.%Si + 30.%Al. (4) Dựa trên kết quả phân tích giãn nở nhiệt và thực nghiệm xác định các nhiệt độ Ac1 và Ac3 chỉ ra trong bảng 3. Bảng 3. Các nhiệt độ tới hạn Ac1 và Ac3. Nhiệt độ tới hạn Đo giãn nở nhiệt Thực nghiệm Ac1 753,5 0C 750,0270C Ac3 959,6 0C 960,5120C Như vậy, kết quả đo và tính toán bằng công thức thực nghiệm sai khác nhau rất nhỏ. Do đó, nhóm tác giả sử dụng các công thức thực nghiệm để thiết kế sơ bộ các tham Hình 5. Biểu đồ giãn nở nhiệt mẫu thép nghiên cứu với tốc độ gia nhiệt 10C/s. số thực nghiệm T+, TB. Các thời gian giữ nhiệt +, B được lựa chọn qua phân tích các nghiên cứu liên quan. Sử dụng công thức (1) và (2) xây dựng đường cong quan hệ giữa các nhiệt độ tới hạn Ac1, Ac3 với thành phần cacbon thay đổi để dựng gần đúng góc giản đồ trạng thái giả hai nguyên của thép nghiên cứu (hình 6). Theo [2], để đảm bảo cho hàm lượng cacbon đủ để ổn định Austenit dư ở nhiệt độ phòng thì thành phần của nó trong Austenit ở vùng hai pha +, C + phải đạt khoảng 0,4%. Dựa trên góc giản đồ trạng thái đã xây dựng (hình 6) và nguyên tắc cánh tay đòn, tính toán được nhiệt độ đảm bảo C + = 0,4% là T+ = 820 0C và tỷ lệ các pha f = 75%, f = 25%. Tính toán các nhiệt độ Bs và Ms của Austenit ở vùng hai pha + theo các công thức thực nghiệm (3) và (4), với giả thiết rằng, các nguyên tố Mn, Si, Al hoà tan trong Ferit và Austenit trong vùng nhiệt độ này với tỷ lệ bằng nhau, tức là tỷ lệ thành phần nguyên tố hợp kim trong các pha bằng với tỷ lệ thành phần của nó trong thép nghiên cứu. Khi đó, tính được các nhiệt độ chuyển biến của Austenit trong vùng hai pha + là Bs = 594 0C và Ms = 328 0C. Nhiệt độ tôi đẳng nhiệt TB nằm trong phạm vi khoảng nhiệt độ giữa Ms và Bs. Ở đây chọn nhiệt độ tôi đẳng nhiệt Bainit TB = 400 0C. Hình 6. Góc giản đồ trạng thái giả hai nguyên của thép nghiên cứu. Theo nhiều công trình nghiên cứu [2, 5, 7], các thời gian giữ nhiệt trong vùng hai pha +, + và vùng chuyển biến đẳng nhiệt Bainit, B được chọn trong khoảng vài chục giây đến vài chục phút. Nói chung, thời gian giữ nhiệt thường nhỏ đủ để cho các chuyển biến xảy ra, song không được quá lớn để làm cho hạt tinh thể lớn lên. Trong nghiên cứu của mình, nhóm tác giả lựa chọn + = 10 phút, B = 10 phút để khảo sát. Như vậy, các thông số xử lý nhiệt được thiết kế là T+ = 820 0C, + = 10 phút và TB = 4000C, B = 10 phút. Cơ kỹ thuật & Kỹ thuật cơ khí động lực Đ. V. Hiến, T. C. Thức, L. V. Long, Đ. B. Trụ, “Nghiên cứu chế tạo thép gốc sắt xốp.” 164 4. KẾT QUẢ VÀ BÀN LUẬN 4.1. Thành phần, tổ chức và cơ tính 4.1.1. Thành phần hóa học Thành phần hóa học mác thép nghiên cứu (TRIP_NC) và các mác thép TRIP590 [4],10Г2С1 (theo ГОСТ 19281-73), mác thép 10HA (theo TY 14-1-2376-78) chỉ ra trong bảng 4. Bảng 4. Thống kê thành phần và cơ tính các mác thép. Mác thép Thành phần hóa học (% khối lượng) Trạng thái phôi Tính chất cơ học C Si Mn Al S c MPa b MPa 5 % P Ni Cr Cu TRIP_NC 0,14 1,41 1,64 0,4 0,024 391 594 28,4 0,022 0,07 0,06 0,03 TRIP590 0,15 1,02 1,57 0,043 0,028 380- 480 590- 700  26 0,018 0,02 0,08 0,02 10Г2С1 ГОСТ 19281-73 < 0,12 0,9-1,2 1,3-1,65 - < 0,04 Tấm cán nóng  345  490  21 < 0,035 <0,3 < 0,3 < 0,3 - 10HA TY14-1- 2376-78 0,11-0,15 0,3-0,5 0,6-0,9 - 0,025 ủ 6700C/ 90 phút  375  490  25  0,025 0,6-0,9  0,02  0,02 Ghi chú: Cơ tính thép trước khi dập vuốt. Từ bảng 4 thấy rằng, thép được luyện từ sắt xốp có thành phần hóa học phù hợp theo tiêu chuẩn ASTM A1079-13, trong đó thành phần P%, S% thấp, nằm trong giới hạn đặt ra. So với mác thép 10HA, thép nghiên cứu có thành phần P%, S% tương đương, song thấp hơn đáng kể so với mác thép 10Г2С1. Nguyên nhân tạp chất P, S thấp trong thép luyện từ sắt xốp: - Thứ nhất, phải kể đến là do bản chất thấp P, S của sắt xốp: do hoàn nguyên trực tiếp từ quặng sắt ở trạng thái rắn, không dùng than cốc nên tạp chất P, S thấp hơn nhiều so với gang lò cao; - Thứ hai, do cấu trúc xốp nên khi nấu luyện nước thép bị sôi mạnh. Sự khuấy đảo nước thép một cách liên tục làm thúc đẩy nhanh quá trình chuyển tạp chất đi vào xỉ; - Thứ ba, hàm lượng ôxít sắt nhất định (~10%) trong sắt xốp là điều kiện tiền đề cho việc khử P trong giai đoạn nấu chảy. Điều kiện khử P là xỉ phải có độ bazơ, lượng ôxít sắt cao và nhiệt độ nước thép thấp. Như vậy, sử dụng sắt xốp luyện thép không cần cưỡng bức quá trình tạo ôxít sắt để khử P. Mặt khác, việc nạp liệu sắt xốp xen kẽ với thép vụn, đồng thời tạo xỉ phù hợp, chắc chắn hạ thấp hàm lượng P trong thép nền; - Thứ tư, sắt xốp được tạo ra từ nguồn quặng sắt Cao Bằng còn lưu lại nhiều nguyên tố quý không bị mất đi. Khi nấu luyện, các nguyên tố này làm thay đổi điều kiện khử P, S, không chỉ làm giảm hàm lượng của chúng mà còn thay đổi hình thái và sự phân bố của chúng trong tổ chức thép. Nguyên nhân này chỉ có tính dự báo, song không phải không có căn cứ bởi hàng loạt khảo sát thành phần hóa học và cơ tính của thép luyện từ sắt xốp đã cho thấy thép có hàm lượng tạp chất P, S rất thấp (< 0,03%) và độ dẻo cao hơn so với các mác thép cùng thành phần theo tiêu chuẩn cũ [1]. 4.1.2. Tổ chức tế vi Tổ chức tế vi qua các trạng thái xử lý cơ-nhiệt chỉ ra trên hình 7 và 8. Từ ảnh tổ chức tế vi, nhận thấy: - Mẫu sau đúc (hình 7a) hạt Ferit khá thô, cỡ hạt Ferit trung bình khoảng 40 m; Nghiên cứu khoa học công nghệ Tạp chí Nghiên cứu KH&CN quân sự, Số Kỷ niệm 55 năm Viện KHCNQS, 10 - 2015 165 - Mẫu sau rèn nóng với tỷ số biến dạng y = 4 (hình 7b), có kích thước hạt giảm rõ rệt, cỡ hạt Ferit trung bình đạt khoảng 20 m; - Mẫu sau khi xử lý nhiệt ở T+ = 820 0C, + = 10 phút và tôi đẳng nhiệt ở TB = 400 0C, B = 10 phút, thu được tổ chức Ferit, Bainit và Astenit dư (hình 8), với tỷ lệ Austenit dư là 6,39% (xem mục 4.2). Như vậy, tổ chức của thép đáp ứng yêu cầu của mác thép TRIP. a, b, Hình 7. Ảnh tổ chức tế vi (x500 lần): a-mẫu sau đúc; b-mẫu sau rèn. a, b, Hình 8. Ảnh tổ chức tế vi thép nghiên cứu sau xử lý TRIP: a-x500 lần, b-x2000 lần. 4.1.3. Cơ tính Kết quả cơ tính cho thấy: - Mác thép nghiên cứu sau khi biến dạng nóng và xử lý nhiệt cho cơ tính đạt tương tương mác thép TRIP590 [4]; - So với mác thép 10Г2С1 (thép dùng chế tạo vỏ tàu) và mác thép 10HA (thép dùng chế tạo vỏ động cơ phản lực R122), thép nghiên cứu có cơ tính tổng hợp cao hơn, đặc biệt là tính dẻo. Hệ số hóa bền σb/σs của thép nghiên cứu là 1,52, trong khi mác thép 10Г2С1 đạt 1,42, còn thép 10HA là 1,31. Như vậy, có thể thấy rằng, mác thép nghiên cứu được hợp kim hóa từ các nguyên tố phổ biến và rẻ Mn, Si, Al, song bằng xử lý cơ-nhiệt đã cho cơ tính tổng hợp tốt hơn một số mác thép có thành phần gần như tương đương, thậm chí còn có nguyên tố quý Ni đắt tiền. 4.2. Xác định tỷ lệ Austenit dư bằng phương pháp nhiễu xạ X-ray Để nhận diện sự có mặt của Austenit dư và xác định tỷ lệ của nó trong tổ chức thép, tiến hành phân tích nhiễu xạ X-ray mẫu thép nghiên cứu. Ảnh nhiễu xạ X-ray mẫu khối của thép nghiên cứu chỉ ra trên hình 9. Trên ảnh nhiễu xạ X-ray thể hiện rõ các vị trí mặt phẳng nhiễu xạ (111), (200) và (220) của Austenit, tương ứng với ba đỉnh nhiễu xạ cường độ thấp (hình 9). Độ lớn cường độ nhiễu xạ tại các đỉnh này là minh chứng chắc chắn cho sự có mặt của hạt Austenit trong tổ chức, đồng thời cũng cho biết kích thước hạt Austenit khá nhỏ so với hạt Ferit. Cơ kỹ thuật & Kỹ thuật cơ khí động lực Đ. V. Hiến, T. C. Thức, L. V. Long, Đ. B. Trụ, “Nghiên cứu chế tạo thép gốc sắt xốp.” 166 Để tính toán tỷ lệ thể tích Austenit dư trong tổ chức bằng phương pháp nhiễu xạ X-ray sử dụng công thức sau [11]: (5) trong đó: I - cường độ nhiễu xạ của pha  (Austenit) ở mặt phẳng nhiễu xạ; I - cường độ nhiễu xạ của pha  (Ferit) ở mặt phẳng nhiễu xạ. Đối với thép nghiên cứu, cường độ nhiễu xạ trung bình của các pha, tương ứng là I = 82000, I = 4000. Thay số vào công thức (5), ta được f = 6,39%. Hình 9. Ảnh nhiễu xạ X-ray mác thép nghiên cứu với bức xạ Cu-K 1,5406 A0. 5. KẾT LUẬN - Thép nấu luyện từ sắt xốp có hàm lượng tạp chất phi kim P%, S% thấp là điều kiện căn bản dùng để luyện các mác thép yêu cầu độ sạch tạp chất phi kim cao, trong khi chưa cần qua tinh luyện. Sử dụng sắt xốp luyện thép là vấn đề khoa học cần tiếp tục được giải mã. - Sử dụng công nghệ cơ-nhiệt, bao gồm: rèn nóng (tỷ số rèn y = 4) và làm nguội nhanh để tạo hạt nhỏ (cỡ hạt Ferit trung bình ~ 20m); xử lý nhiệt trong vùng hai pha Ferit + Austenit ở 8200C/10 phút và tôi đẳng nhiệt ở vùng chuyển biến Bainit ở 4000C/10 phút đã tạo ra tổ chức ba pha Ferit, Bainit và Austenit dư đủ (6,39%) để hóa bền và tăng tính dẻo. Kết quả cơ tính: σb = 594 MPa, σc = 391 MPa, 50 = 28,4%. TÀI LIỆU THAM KHẢO [1]. Nguyễn Ngọc Linh, Phan Thanh Bình, Trần Văn Đoàn, Đinh Bá Trụ, “Các kết quả nghiên cứu ứng dụng về sản xuất sắt xốp mirex và thép hợp kim”, Hội nghị khoa học công nghệ toàn quốc về cơ khí lần thứ 3, Đại học Công nghiệp Hà Nội, Hà Nội, 4/2013. [2]. Alharbi, F., Gazder, A. A., Kostryzhev, A., De Cooman, B. C. & Pereloma, E., “The effect of processing parameters on the microstructure and mechanical properties of low-Si transformation-induced plasticity steels”, Journal of Materials Science, 49 (7), 2960-2974, 2014. [3]. Antonio Augusto Gorni, “Steel forming and heat treating Handbook”, São Vicente SP-Brazil, 2015. [4]. Ashok Kumar Srivastava, G. Jha, N. Gope, S.B. Singh, “Effect of heat treatment on microstructure and mechanical properties of cold rolled C–Mn–Si TRIP-aided steel”, Materials Characterization 57 (2006) 127–135. Nghiên cứu khoa học công nghệ Tạp chí Nghiên cứu KH&CN quân sự, Số Kỷ niệm 55 năm Viện KHCNQS, 10 - 2015 167 [5]. ASTM A1079-13: “Standard Specification for Steel Sheet, Complex Phase (CP), Dual Phase (DP) and Transformation Induced Plasticity (TRIP), Zinc-Coated (Galvanized) or Zinc-Iron Alloy-Coated (Galvannealed) by the Hot-Dip Process”. [6]. Blanka Gajda, Andrzej K. Lis, “Thermal processing of CMnAlSi steel at (α+γ) temperature range”, Journal of Achievements in Materials and Manufacturing Engineering - Volume 18 - Issue 1-2, Setember-October 2006. [7]. “Big river steel and its new take on steel making”, A Publication of the Association for Iron & Steel Technology, April 2015, [8]. Madmoud Y. Demeri, “Advanced High Strength Steels: Science, Technology, and Applications”, ASM International, 2013, page 117. [9]. Padmanava Sadhukhan, “Computational Design and Analysis of High Strength Austenitic TRIP Steels for Blast Protection Applications”, A Dissertation for the Degree “Doctor of Philosophy”, Field of Materials Science and Engineering, Northwestern University, December 2008. [10]. S. Chatterjee and H. K. D. H. Bhadeshia, “Transformation induced plasticity assisted steels: stress or strain affected martensitic transformation?”, Materials Science and Technology, No 9 - Vol 23, 2007. [11]. Zicheng Zhang, Yanmei Li, Ken-ichi Manabe and Fuxian Zhu, “Effect of Heat Treatment on Microstructure and Mechanical Propertiesof TRIP Seamless Steel Tube”, Materials Transactions, Vol. 53, No. 5 (2012) pp. 833 to 837. [12]. Сторожев М.В, “Ковка и штамповка. Справочник в 2-х томах”, Под ред. Е.И. Семенова. М.: Машиностроение, 1985. ABSTRACT A STUDY OF PRODUCING A CMnSiAl TRANSFORMATION INDUCED PLASTICITY STEEL FROM THE SPONGE IRON RAW MATERIAL More parts of weapon like dose tube artillery shells, rocket shells, bulletproof armors, , oprerate in harsh conditions requiring high strength when used and good ductivity when stamped. Many countries have used Transformation Induced Plasticity Steel to replace the low carbon steels, high strength low alloy steels making them. This paper presents a study on producing a steel mark belong to CMnSiAl group from the sponge iron raw material and thermo-mechanical treatment to generate fine grain and three-phases microstructure: Ferrite, Bainite and retained Austenite for increasing strain hardening and ductivity. Results showed that low levels of impurities, S% is below 0.025%; the grain size of Ferrite less than 20μm, the volume fraction of retained Austenite, fγ equal 6.39%. The mechanical properties: the tensile strength, σb on 590 MPa, the yield strength, σc on 390 MPa, the stress ratio σb/σc> 1.5 and the total elongation, 50 on 28%. Research results for application prospects of this steel in manufacturing some defense products replacing imported materials. Keywords: Multiphase Steels; TRIP Steels; Retained Austenite; Thermo-mechanical Proccessing. Nhận bài ngày 15 tháng 7 năm 2015 Hoàn thiện ngày 15 tháng 8 năm 2015 Chấp nhận đăng ngày 05 tháng 9 năm 2015 Địa chỉ: * Viện Tên lửa, Viện Khoa học và Công nghệ quân sự. Email: vanhiencompany221182@gmail.com