การเปลี่ยนแปลงออสเตนไนท์
(Tranformation of Austenite) .
 

การเปลี่ยนแปลงเฟสออสเตนไนท์ (Transtformation of austenite)
ในการศึกษาโครงสร้างของเหล็กกล้าคาร์บอน จำเป็นจะต้องทำความเข้าใจการเปลี่ยนแปลงของออสเตนไนท์ไปสู่เฟสเฟอร์ไรท์ และ
เพิรไลท์ ซึ่งมีความสำคัญต่อคุณสมบัติของเหล็กกล้าคาร์บอน ตลอดจน การอบชุบเพื่อเปลี่ยนแปลงลักษณะโครงสร้างและคุณสมบัติเชิงกล
การเปลี่ยนแปลงออสเตนไนท์ไปเป็นเฟอร์ไรท์ เป็นคุณสมบัติที่สำคัญประการหนึ่งของเหล็ก คุณสมบัตินี้เรียกว่า Allotropic เป็นการ
เปลี่ยนลักษณะของระบบผลึกจากระบบ Face centered cubic (F.C.C) ไปสู่ระบบ Body centered cubic (B.C.C) หรืออาจจะเปลี่ยนจาก B.C.C ไปสู่ F.C.C ก็ตามทั้งนี้ขึ้นอยู่กับการเผาหรือการทำให้เย็น การเปลี่ยนแปลงที่กล่าวถึงนี้มีสิ่งที่จะต้องเข้าใจกลไกของการเปลี่ยนแปลงประการหนึ่งคือ จะต้องมีการให้กำเนิดนิวเคลียส และมีการขยายตัวและมีการถ่ายเทพลังงานอิสระและอะตอมของคาร์บอนโดยการแพร่ซึม (Diffussion) เพราะในเหล็กกล้าถ้ามีคาร์บอนมากเกินกว่า 0.025% ย่อมต้องมีการถ่ายเทปริมาณคาร์บอนส่วนที่เกินที่เหล็กเฟอร์ไรท์จะยอมให้ละลายอยู่ได้ออกไปและจะเกิดสารประกอบซีเมนไตต์
ข้อเท็จจริงที่ควรทราบอีกประการหนึ่งคือ การเปลี่ยนแปลงจากออสเตนไนท์ไปเป็นเฟอร์ไรท์จะมีการขยายตัวหรือถ้าเป็นการเปลี่ยนแปลง
จากเฟอร์ไรท์ไปเป็นออสเตนไนท์ในขณะทำการเผาจะเกิดการหดตัว
จากการทดลองวัดค่าปริมาตรจำเพาะ (Specific volume) ของเหล็กกล้าคาร์บอนที่ปริมาณที่ต่ำกว่า 0.8% ที่อุณหภูมิเปลี่ยนแปลง
โดยอุปกรณ์ Dilatometer ปรากฏผลดังแสดงโดยกร๊าฟระหว่างอุณหภูมิกับค่าปริมาตรจำเพาะ (ค่าโดยประมาณเพื่อศึกษาปรากฏการณ์)
จากกร๊าฟจะพบว่าเหล็กกล้าคาร์บอน I เมื่อถูกเผาจากอุณหภูมิห้อง ค่าปริมาตรจำเพาะจะสูงขึ้น แสดงว่าเหล็กมีการขยายตัว เมื่อเหล็กถูก
เผาไฟไปจนถึงอุณหภูมิ 723 ๐C เหล็กจะมีค่าปริมาตรจำเพาะลดลง แสดงว่ามีการหดตัวในขณะเกิดการเปลี่ยนแปลงจากเพิรไลท์และซีเมนไตต์ไปเป็นออสเตนไนท์ และเมื่อเหล็กถูกเผาต่อไป ระหว่างอุณหภูมิ 723 ๐C ถึงอุณหภูมิ q ซึ่งเป็นอุณหภูมิวิกฤตที่เหล็กจะเปลี่ยนเป็นออสเตนไนท์หมดในช่วง 723 ๐C - q ๐C จะมีการเปลี่ยนจากเฟอร์ไรท์ไปเป็นออสเตนไนท์ ปรากฏว่า เหล็กจะมีการขยายตัวน้อยเมื่อเปรียบเทียบกับในช่วงจากอุณหภูมิห้องถึง 723 ๐C แสดงว่าเหล็กมีทั้งหดตัวและขยายตัว ทำให้อัตราขยายตัวของเหล็กไม่อยู่ในอัตราเดียวกับช่วงก่อน 723 ๐C ที่เป็นเช่นนี้เพราะออสเตนไนท์ที่เกิดมาจากเพิรไลท์จะขยายตัว และในขณะเดียวกับเฟอร์ไรท์ที่จะต้องเปลี่ยนเป็นออสเตนไนท์จะมีการหดตัว เมื่อเฟอร์ไรท์เปลี่ยนเป็นออสเตนไนท์หมดที่ q และเมื่ออุณหภูมิเพิ่มขึ้นการขยายตัวของเหล็กจะมีอุณหภูมิสูงขึ้นดังแสดง จากผลการวัดปริมาตรจำเพาะที่กระทำนี้ เป็นการแสดงว่าจะมีการขยายตัวเมื่อออสเตนไนท์เปลี่ยนเป็นเพิรงไรท์ และมีการหดตัวเมื่อเฟอร์ไรท์เปลี่ยนเป็นออสเตนไนท์

รูปที่ STEEL-TA1  
แสดงการหดตัวหรือขยายตัวเมื่อมีการเปลี่ยนแปลง.

ข้อเท็จจริงอีกประการหนึ่งที่ควรทำความเข้าใจคือ อัตราความเร็วในการเผาและการทำให้เย็น จะมีผลทำให้อุณหภูมิวิกฤต (A1 หรือ A3)
มีการเปลี่ยนแปลงไปจากตำแหน่งของการเย็นตัวในอัตราสมดุลย์ จากการทดลองจะพบว่ายิ่งอัตราการเผาหรือทำให้เย็นยิ่งสูงขึ้นเท่าไร ความแตกต่างของอุณหภูมิวิกฤตจะยิ่งแตกต่างกันมากขึ้น และค่า Degree of Super heating หรือ cooling จะยิ่งมีค่ามากขึ้นตามอัตราการเย็นตัวหรือการเผา

รูปที่ STEEL-TA2
แสดงลักษณะความแตกต่างของอุณหภูมิวิกฤต
เมื่ออัตราการเผาหรือทำให้เย็นเปลี่ยนแปลงไปจากอัตราสมดุลย์.

การเปลี่ยนแปลงในลักษณะโปร-ยูเต็คตอยด์ (Pro-cutedtoid transformation)
การเปลี่ยนแปลงโปร-ยูเต็คตอยด์ หมายถึงการศึกษาการเปลี่ยนแปลงของออสเตนไนท์ในช่วงอุณหภูมิสูงกว่าอุณหภูมิยูเต็คตอยด์ คือ
723 ๐C เราแยกประเด็นในการศึกษาการเปลี่ยนแปลงโปร-ยูเต็คตอยด์ของเหล็กกล้าคาร์บอนออกเป็น 2 ประเด็น คือ
กรณีของเหล็กไฮโปยูเต็คตอยด์ คือ เหล็กที่มีคาร์บอนต่ำกว่า 0.8% และ
เหล็กไฮเปอร์ยูเต็คตอยด์ คือ เหล็กที่มีคาร์บอนมากกว่า 0.8% (2% มากกว่า C มากกว่า 0.8%)
พิจารณาในกรณีของเหล็กไฮโปยูเต็คตอยด์ สมมติเหล็กกล้าคาร์บอน I ปล่อยเย็นตัวในอัตราสมดุลย์ จากอุณหภูมิที่เป็นออสเตนไนท์
เย็นลงมาที่อุณหภูมิ q 1 ซึ่งเป็นอุณหภูมิวิกฤต คือเส้นเหล็กกล้า I ตัดกับเส้น A3 ดังภาพแสดงรูปที่ STEEL-TA3  

รูปที่ STEEL-TA3
แสดงการให้กำเนิดและการขยายตัวของเฟอร์ไรท์.
Head

ที่อุณหภูมิ q 1 จะปรากฏที่บริเวณขอบเกรนของออสเตนไนท์ เกิดเฟอร์ไรท์ F1 ในสภาพสมดุลย์กับออสเตนไนท์ AS1 ซึ่ง F1 ที่เกิดขึ้นมาจากออสเตนไนท์ที่มีปริมาณคาร์บอนสูงกว่าปริมาณคาร์บอนใน F1 ดังนั้น อะตอมคาร์บอนจะถูกผลักออกไปรอบ ๆ นิวเคลียสของ F1 เมื่ออุณหภูมิเย็นลง จนถึง q 2 จะปรากฏตามแผนสมดุลย์ เฟอร์ไรท์ F1 กับออสเตนไนท์ AS2 ซึ่งเฟอร์ไรท์ F2 จะมีคาร์บอนสูงกว่า F1 เช่นเดียวกัน AS2 จะมีคาร์บอนสูงกว่า AS1 การที่จะใหได้ F2 กับ AS2 อยู่ในสภาพสมดุลย์ มีเสถียรภาพที่ q 2 ได้นั้น จะต้องใช้เวลานาน เพราะอะตอมคาร์บอนจะต้องมีการแพร่ซึมเคลื่อนไหว เพื่อให้อยู่ในสภาพสมดุลย์ แต่ในทางปฏิบัติโอกาสที่จะให้ได้ F2 และ AS2 นั้นยาก เพราะอัตราการเย็นตัวจะสูงกว่า กล่าวคือ อะตอมของคาร์บอนมีเวลาน้อยในการเคลื่อนไหว ดังนั้นในขณะที่อุณหภูมิ q 2 จะพบว่า F1 ไม่สามารถจะเปลี่ยนไปเป็น F2 ได้ แต่จะปรากฏรอบ ๆ F1 จะเป็นบริเวณที่มีปริมาณคาร์บอนต่ำกว่าที่ควรจะเป็น
ซึ่งในที่นี้จะเป็น F1 สำหรับ AS1 กับ AS2จะมีลักษณะคล้ายคลึงกัน กล่าวคือ AS1 ที่ q 1 จะต้องเปลี่ยนไปเป็น AS2 ที่ q 2 จึงจะเป็นสภาวะที่สมดุลย์และมีเสถียรภาพ แต่เนื่องจากการเย็นตัวในทางปฏิบัติจะเร็ว ทำให้อะตอมคาร์บอนที่แพร่ซึมเข้าสู่ AS2 ไม่ถึงปริมาณที่ควรเป็น คือต่ำกว่า ซึ่งในที่นี้สมมติว่าเป็น AS1 ดังภาพแสดง ในทำนองเดียวกันเมื่ออุณหภูมิลดลงมาที่ q 3 โอกาสที่จะเกิด AS3 และ F3 อยู่ในสภาพสมดุลย์คงเป็นไปได้ยากและจะปรากฏว่าในความจริงจะได้ AS2 กับ F2 ซึ่งมีปริมาณคาร์บอนมากกว่า AS3 และ F3 สมมติว่าเราหาค่าเฉลี่ยระหว่าง AS2 กับ AS3 ได้เป็น AS3m และระหว่าง F3 และ F3 ได้เป็น F3m และอาจจะมี AS3m ที่อุณหภูมิ q 2 เราจะได้เส้น A3 และเส้นอาณาเขตของเฟอร์ไรท์ใหม่
ที่อุณหภูมิ q 3 ถ้าจะหาปริมาณน้ำหนักของเฟอร์ไรท์กับออสเตนไนท์ โดยใช้กฏ LEVER ARM

ในสภาพสมดุลย์จะได้

ในสภาพที่เป็นจริงจะได้

จะเห็นได้ว่า P3 AS3m มีความยาวน้อยกว่า P3AS3 แสดงว่าปริมาณของเฟอร์ไรท์จะลดลง ยิ่งอัตราการเย็นตัวเพิ่มมากขึ้น
ปริมาณเฟอร์ไรท์ที่จะเปลี่ยนไปจะน้อยลง เพราะยิ่งอัตราการเย็นตัวยิ่งเร็ว เส้นกร๊าฟไฟต์ A3 จะยิ่งมีความชันมากขึ้น จนถึงอัตราการเย็นตัวหนึ่งที่ AS3m เลื่อนมาอยู่ที่ P3 ซึ่งเป็นอัตราการเย็นตัววิกฤตที่จะไม่ปรากฏมีเฟอร์ไรท์เกิดขึ้นเลย โครงสร้างที่ได้จะเป็นออสเตนไนท์หมด ซึ่งจะเปลี่ยนโครงสร้างไปเป็นอย่างอื่นเมื่อเหล็กเย็นตัวจนถึงอุณหภูมิห้อง การศึกษาในเรื่องนี้จะมีรายละเอียดในเรื่องของการอบชุบเหล็กกล้าโดยเฉพาะ ในที่นี้จะกล่าวแต่เฉพาะผลที่เกิดจากการเย็นตัวที่เร็วกว่าสภาพสมดุลย์
เมื่อพิจารณาในกรณีของเหล็กไฮเปอร์-ยูเต็คตอยด์ การเปลี่ยนแปลงของออสเตนไนท์ในลักษณะโปร-ยูเต็คตอยด์ จะเปลี่ยนแปลงไปบ้าง
กล่าวคือ ออสเตนไนท์จะเปลี่ยนไปเป็นซีเมนไตต์ซึ่งเป็น Intermetallic compound ที่มีการรวมตัวระหว่างอะตอมของเหล็กกับคาร์บอน โดยมีสูตรแน่นอน ดังนั้นในการเกิดซีเมนไตต์ จะต้องมีปริมาณคาร์บอนเท่ากับ 6.67% ตลอดเวลาไม่ว่าจะเกิดที่อุณหภูมิใดก่อนถึง 723 ๐C ดังนั้นเมื่อพิจารณาลักษณะการเปลี่ยนแปลง จะพบว่าเมื่ออัตราการเย็นตัวเร็วกว่าอัตราการเย็นตัวในสภาพสมดุลย์ จะปรากฏปริมาณของซีเมนไตต์ที่เกิดขึ้นจะมีปริมาณน้อยลง แต่ปริมาณของออสเตนไนท์จะเพิ่มมากขึ้นโดยลำดับ เมื่ออัตราการเย็นตัวยิ่งสูงขึ้น และที่อัตราการเย็นตัววิกฤตที่ไม่เปิดโอกาสให้เกิดการรวมตัวระหว่างอะตอมของคาร์บอนกับเหล็กให้ซีเมนตไตต์ โครงสร้างที่จะได้เป็นออสเตนไนท์เพียงอย่างเดียว ซึ่งจะเปลี่ยนไปเป็นโครงสร้างอื่นที่ไม่อยู่ในระบบสมดุลย์คล้ายคลึงกับที่กล่าวมาแล้วในกรณีของเหล็กกล้าไฮโป-ยูเต็คตอยด์
Head


การเปลี่ยนแปลงยูเต็คตอยด์ (Eutectold transformation)
สืบเนื่องจากผลของการศึกษาเรื่องการเปลี่ยนแปลงลักษณะโปร-ยูเต็คตอยด์ ซึ่งพบว่าอัตราการเย็นตัวที่สูงกว่าอัตราการเย็นตัวสมดุลย์
มีผลทำให้เส้น A3 เปลี่ยนแปลงตำแหน่งไปจากสภาพสมดุลย์ ส่งผลให้ออสเตนไนท์ที่อุณหภูมิต่าง ๆ บนเส้น A3 มีปริมาณคาร์บอนน้อยลงกว่าในสภาวะสมดุลย์ ยิ่งอุณหภูมิลดต่ำลงเข้าใกล้าอุณหภูมิยูเต็คตอยด์ ปริมาณคาร์บอนในออสเตนไนท์จะมีค่าน้อยกว่า 0.8% ในการศึกษาจำเป็นต้องเข้าใจถึงรายละเอียดมากกว่านี้ กล่าวคือต้องพิจารณาถึงคาร์บอนภายในเกรน คือที่บริเวณขอบเกรนและภายในถึงใจกลางของเกรน ซึ่งจะพบความจริงที่ว่าในเกรนหนึ่งของออสเตนไนท์ ปริมาณของคาร์บอนที่บริเวณขอบเกรนกับใจกลางของเกรน ย่อมมีระดับปริมาณของคาร์บอนต่างกัน เนื่องจากการปรับปริมาณของคาร์บอนไม่สามารถทำให้เกิดความสม่ำเสมอ ได้ในระยะเวลาสั้น เพราะการแพร่ซึมของอะตอมคาร์บอนต้องใช้เวลา เมื่อเป็นเช่นนี้ที่บริเวณขอบเกรนจะได้ปริมาณคาร์บอนค่าหนึ่ง และบริเวณใจกลางของเกรนจะได้ปริมาณของคาร์บอนอีกค่าหนึ่ง เพื่อความสะดวกในการอธิบายจะขอใช้ค่าเฉลี่ยระหว่างปริมาณคาร์บอนที่ขอบเกรนกับบริเวณใจกลางเป็น ASm ซึ่งจะมีค่าน้อยกว่าปริมาณคาร์บอนในสภาพสมดุลย์ ณ อุณหภูมิหนึ่ง ๆ เมื่ออุณหภูมิลดต่ำลง เส้นกร๊าฟ A3 ซึ่งในที่นี้จะเป็น ASm3 จะเคลื่อนลงมา แต่ที่อุณหภูมิ 723 ๐C ซึ่งเป็นอุณหภูมิยูเต็คตอยด์ จะไม่ปรากฏเกิดปฏิกิริยายูเต็คตอยด์เพราะปริมาณของคาร์บอนยังไม่ถึงจุดอิ่มตัว (Staturation) และเนื่องจากอัตราการเย็นตัวสูงเส้น ASm3 จะเคลื่อนต่ำลงมาและไปตัดกับเส้น ACm ที่จุด E' ซึ่งที่จัดนี้จะเกิดปฏิกิริยายูเต็คตอยด์จะเห็นว่าจุด E' อยู่ต่ำกว่าอุณหภูมิ 723 ๐C และปริมาณคาร์บอนจะต่ำกว่า 0.8% ยิ่งอัตราการเย็นตัวเร็วขึ้นมากเท่าใดจุด E' จะยิ่งต่ำลงไป และจะยิ่งเคลื่อนมาอยู่ทางซ้ายมือมากขึ้นเท่านั้น

รูปที่ STEEL-TA5
แสดงตำแหน่งของจุดยูเต็คตอยด์เปลี่ยน.

จากปรากฏการณ์ดังที่ได้อธิบายมาแล้วนี้ จะเห็นว่าเหล็กกล้า I ที่อุณหภูมิเหนือ q E' เล็กน้อยจะประกอบด้วยปริมาณเฟอร์ไรท์น้อยกว่า
เหล็กกล้า I ที่ปล่อยให้เย็นช้า ๆ ดังจะเห็นได้จากอัตราส่วนระหว่างปริมาณน้ำหนักของเฟอร์ไรท์ต่อ เอสเตนไนท์เปรียบเทียบที่อุณหภูมิ
723 ๐C กับ q E'

ที่ 723 ๐C

ที่ q E'

จากภาพจะเห็นได้ชัดว่า R'E' ซึ่งแทนปริมาณของเฟอร์ไรท์จะน้อยลง และความยาว F'R' ซึ่งแทนปริมาณของออสเตนไนท์จะเพิ่ม
มากขึ้น จึงพอสรุปได้ว่าอัตราการเย็นตัวของเหล็กกล้าที่เย็นเร็วจะส่งผลทำให้ปฏิกิริยายูเต็คตอยด์ที่อุณหภูมิต่ำกว่า 723 ๐C ปริมาณคาร์บอนของออสเตนไนท์ที่จะเปลี่ยนเป็นเพิรไลท์ จะมีปริมาณคาร์บอนน้อยกว่า 0.8% และสุดท้ายจะปรากฏว่าปริมาณของเฟอร์ไรท์จะลดน้อยลงกว่าสภาพสมดุลย์ โดยที่ปริมาณของออสเตนไนท์จะเพิ่มมากขึ้น
นอกจากนี้ยังมีสิ่งที่ต้องศึกษาเพิ่มเติมอีก คือปฏิกิริยา ยูเต็คตอยด์ที่เกิดจะมีผลจากอัตราการเย็นตัวดังนี้
ในสภาวะสมดุลย์ มีการตั้งสมมิฐานว่า การเปลี่ยนแปลงของออสเตนไนท์ไปเป็นเฟอร์ไรท์และซีเมนต์ไตต์

g (0.8%C) ® a(0.025%) + Fe3C (6.67%C)

จะเกิดนิวเคลียสของซีเมนต์ไตต์ก่อนที่บริเวณขอบเกรนของออสเตนไนท์ด้วยเหตุผลที่ว่าออสเตนไนท์มีปริมาณคาร์บอนสูง การที่จะให้
นิวเคลียสของเฟอร์ไรท์ที่มีคาร์บอนต่ำกว่ามาก จะเป็นการยากที่จะเกิดขึ้นได้ ดังนั้นจึงเป็นที่ยอมรับในเชิงวิชาการว่านิวเคลียสทึ่จะเกิดขึ้นครั้งแรกจึงควรเป็นซีเมนต์ไตต์ และเมื่อเกิดซีเมนต์ไตต์ขึ้นในช่วงเวลาต่อมาจะมีการขยายตัว ซึ่งในขึ้นนี้อะตอมของคาร์บอนจะถูกดึงเข้ามารวมตัวให้เป็นซีเมนต์ไตต์ ทำให้บริเวณข้างเคียงทั้งสองด้านของนิวเคลียสซีเมนต์ไตต์มีอะตอมคาร์บอนลดต่ำลงจนถึงระดับต่ำ คือ 0.025% ซึ่งเป็นสภาพที่เหมาะให้เกิดนิวเคลียสของเฟอร์ไรท์ขึ้นและมีการชขยายตัวโดยมีการผลักอะตอมของคาร์บอนออกไป ทำให้บริเวณใกล้เคียงมีปริมาณคาร์บอนสูงขึ้นจนถึงระดับที่จะทำให้เกิดนิวเคลียสของซีเมนต์ไตต์ และก็จะเกิดสลับกันไปดังรูปที่ STEEL-TA6

รูปที่ STEEL-TA6
แสดงการเปลี่ยนแปลงจากออสเตนไนท์ไปเป็นเฟอร์ไรท์และซีเมนต์ไตต์.
Head

การกำเนิดนิวเคลียสของซีเมนต์ไตต์ อาจจะเกิดได้หลายตำแหน่งบริเวณของเกรนและภายในเกรน ถ้ามีสิ่งเจือปนเช่น อินคลัสชั่นแทรกอยู่
ตามบริเวณขอบอินคลัสชั่น ก็อาจจะเป็นจุดที่ให้กำเนิดนิวเคลียสของซีเมนต์ไตต์ได้เช่นเดียวกันและนิวเคลียสได้หลายแห่ง เช่นนี้เมื่อทั้งซีเมนต์ไตต์และเฟอร์ไรท์ขยายตัวเข้าสู่บริเวณใจกลางของเกรนออสเตนไนท์จะทำให้มีลักษณะ ของเพิรไลท์ที่เกิดมีหลายทิศทางวิ่งเข้าหากัน ดังรูปที่ STEEL-TA6
ข้อสังเกตประการหนึ่ง คือสภาพของเพิรไลท์ที่เกิดในสภาพอัตราการเย็นตัวที่สมดุลย์ความกว้างของพื้นที่ ๆ เป็นเฟอร์ไรท์ต่อซีเมนต์ไตต์
จะเป็นประมาณ1 : 7 ดังที่ได้แสดงมาแล้ว
ในกรณีที่การเย็นตัวมีอัตราสูงทำให้การเกิดปฏิกิริยายูเต็คตอยด์เกิดที่อุณหภูมิต่ำ อัตราการแพร่ซึมของอะตอมคาร์บอนเป็นไปได้น้อย
และตำแหน่งที่เกิดนิวเคลียสของซีเมนต์ไตต์จะมีมากเนื่องจากค่าดีกรีของ Supercooling มีค่ามากจึงมีผลทำให้การขยายตัวของทั้งซีเมนต์ไตต์และเฟอร์ไรท์เป็นไปได้น้อยลง จึงพอสรุปได้ว่าการเกิดเพิรไลท์ จึงมีลักษณะเป็นแถบ Iamellar ที่เล็กละเอียด ซึ่งมีผลทำให้ความแข็งของเพิรไลท์สูงขึ้น
อัตราการเย็นตัวยิ่งสูงขึ้นเท่าใด โครงสร้างที่ได้ก็ยิ่งละเอียดมากขึ้นโดยลำดับ จนถึงอัตราการเย็นตัวค่าหนึ่งที่สูงจนทำให้ออสเตนไนท์ไม่มี
โอกาส แยกตัวเป็นซีเมนต์ไตต์และเฟอร์ไรท์ โดยการให้นิวเคลียสและมีการขยายตัวที่อัตราการเย็นตัวสูงนี้ ออสเตนไนท์จะไม่เปลี่ยนแปลงให้โครงสร้างใหม่ ซึ่งลักษณะโครงสร้างและชื่อเรียกทางวิชาการต่าง ๆ กันตามชื่อของผู้ทำการศึกษาดังเช่น ซอร์ไบท์, เบนไนท์, ทรูไซต์ และมาร์เทนไซต์
ซอร์ไบท์ (Sorbite) ผู้ที่ทำการศึกษาและใช้ชื่อโครงสร้างนี้ คือ Clifton Sorby ได้พบว่า ซอร์ไบท์ก็คือโครงสร้างที่เกิดจาก
ออสเตนไนท์แตกตัวให้เฟอร์ไรท์ และซีเมนต์ไตต์เช่นเดียวกับเพิรไลท์ โดยการให้กำเนิดนิวเคลียสของซีเมนต์ไตต์ขึ้นมาก่อนบริเวณรอบ ๆ เกรน เมื่อขยายตัวก็ดึงเอาอะตอมของคาร์บอนบริเวณรอบ ๆ เข้ามารวมตัวเพื่อขยายตัวทำให้บริเวณข้างเคียงกลายเป็นบริเวณที่มีอะตอมคาร์บอนต่ำ กลายเป็นจุดที่เกิดเฟอร์ไรท์ขึ้นมาทั้งสองด้านดังรูปที่ STEEL-TA7

รูปที่ STEEL-TA7
แสดงการเปลี่ยนแปลงจากออสเตนไนท์ไปเป็นเฟอร์ไรท์
และซีเมนต์ไตต์ที่จะได้โครงสร้างเฟิลไลท์หรือซอร์ไบต์.

และเมื่อเกิดกร๊าฟไฟต์ขึ้นแล้ว จะเกิดมีการขยายตัวทำให้มีปริมาณคาร์บอนถูกผลักออกไป ทำให้เกิดสภาพพร้อมที่จะเกิดซีเมนต์ไตต์ขึ้นได้
ทั้ง ในบริเวณข้างเคียง จะสลับกันไปดังนี้ แต่เนื่องจากอัตราการเย็นตัวสูงการเคลื่อนไหวของอะตอมคาร์บอนเป็นไปได้ยาก แถบของเฟอร์ไรท์กับซีเมนต์ไตต์จะเกิดได้เล็กมาก จนเราไม่สามารถดูได้จากกล้องไมโครสโคปธรรมดา จะศึกษาโครงสร้างได้จะต้องอาศัยกล้องไมโคร สโคปอีเล็คตรอน ซึ่งมีกำลังขยายได้สูงมาก คุณสมบัติของ Sorbite จะมีความแข็งประมาณ 350 HB เมื่อเทียบกับเพิรไลท์มีความแข็งประมาณ 180 HB

เบนไนท์ หรือ ทรูสไตต์ (Bainite or Troostite) เป็นโครงสร้างที่ได้จากออสเตนไนท์แตกตัวภายใต้อัตราการเย็นตัวที่สูงกว่า
Sorbite การเกิดยังคงมีกลไกคล้ายคลึงกัน คือ มีการให้กำเนิดนิวเคลียสและมีการขยายตัวแต่ Bainite จะให้กำเนิดเฟอร์ไรท์ก่อน โดยมีลักษณะคล้ายเข็มยื่นเข้าสู่ใจกลางเกรนออสเตนไนท์ เมื่อเฟอร์ไร์ขยายตัวก็จะผลักอะตอมของคาร์บอนออกไปทางด้านข้าง ทำให้เกิดบริเวณที่มีคาร์บอนหนาแนบตามบริเวณข้างของเฟอร์ไรท์และเมื่อปริมาณคาร์บอนสูงจนถึงประมาณ 6.67% ก็จะเกิดเป็นแถบบาง ๆ ของซีเมนต์ไตต์เกิดขึ้นจำนวนหนึ่ง และเมื่อเฟอร์ไรท์ขยายตัวมากขึ้นก็จะไปเกิดซีเมนต์ไตต์บริเวณที่ห่างออกไปเป็นระยะ ๆ ดังรูปที่ STEEL-TA8

รูปที่ STEEL-TA8
แสดงขั้นตอนในการเปลี่ยนแปลงจากออสเตนไนท์ไปเป็นเบนไนท์.

การเกิดเช่นนี้จะเกิดได้ทั้งตามบริเวณรอบ ๆ เกรนและเกิดทั่วไปหมด เรียกโครงสร้างนี้ว่า เบนไนท์ ตามชื่อของ E.C. Bain (อเมริกัน)
แต่อาจจะเกิดได้เป็นแห่ง ๆ และเป็นกลุ่ม ๆ แทรกอยู่กับโครงสร้างมาร์เมนไซต์ จะเรียกโครงสร้างนี้ว่าทรูสไตต์ตามชื่อของ Troost (ฝรั่งเศษ) หนังสือบางเล่มจะเรียกรวมไม่ว่าจะเป็นโครงสร้างเบนไนท์หรือทรูสไตต์ จะใช้เรียกเพียงอย่างเดียวว่า ทรูสไตต์ คุณสมบัติความแข็งของเบนไนท์และทรูสไตต์ จะมีความแข็งอยู่ระหว่าง 400 - 450 HB ขึ้นอยู่กับอัตราการเย็นตัวจะสูงมากหรือน้อย


มาร์เทนไซต์ (Martensite) เป็นโครงสร้างที่ได้จากการทำให้ออสเตนไนท์เย็นตัวอย่างรวดเร็วด้วยการชุบน้ำหรือชุบน้ำเกลือ
(10% Nacl) เรียกโครงสร้างนี้ตามชื่อของผู้ค้นคว้าเรื่องนี้คือ A. Marten เนื่องจากการทำให้ออสเตนไนท์เย็นตัวอย่างรวดเร็วทำให้อะตอมคาร์บอนไม่มีโอกาศเคลื่อนไหวจะอยู่กับที่ ซึ่งเป็นสาเหตุให้การเรียงตัวของอะตอมของเหล็กเกิดลักษณะบิดเบี้ยว (deformation) อันเป็นสาเหตุที่ทำให้มาร์เทนไซต์มีความแข็งสูง ปริมาณของคาร์บอนจะเป็นเฟคเตอร์ที่สำคัญที่มีผลต่อความแข็งของมาร์เทนไซต์ (เราเรียกมาร์เทนไซต์ได้ว่าเป็นโครงสร้างไม่สมดุลย์ non equilibrium หรือ Supersaturated ferrite เพราะมีปริมาณคาร์บอนสูงกว่าที่เฟอร์ไรท์จะมีได้) เพื่อความเข้าใจในเรื่องนี้ จะต้องอาศัยภาพแสดงตำแหน่งของคาร์บอนในยูนิทเซลล์ของเหล็กออสเตนไนท์และเฟอร์ไรท์ ดังรูปที่ STEEL-TA9

รูปที่ STEEL-TA9
แสดงระบบผลึกของออสเตนไนท์( F C C ) และเฟอร์ไรท์ (B C C ).
Head

การเปลี่ยนระบบผลึกจากออสเตนไนท์ (FCC) ไปเป็นเฟอรไรท์ (BCC) นั้น จะพบว่าอะตอมของเหล็กไม่ได้มีการเคลือนไหวในระยะทาง
มากมายอะไร เพียงแต่เคลื่อนที่ให้ระยะแกน x และ y ให้ยาวเพิ่มขึ้นจาก 2.57 A ไปเป็น 2.86 A และเปลี่ยนแกน x และ y ไปเป็น x' และ y' ส่วนระยะห่างระหว่างอะตอมตามแกน Z จะมีการเคลื่อนไหวมาก กล่าวคือ ต้องหดระยะให้น้อยลงจาก 3.64 A มาเป็น 2.86 A ดังภาพแสดง โดยการนำเอา 2 ยูนิทเซลล์ของเหล็กออสเตนไนท์มาแสดงและกลุ่มอะตอมตรงกลางจะเป็นยูนิทเซลล์ที่จะเปลี่ยนไปเป็นเหล็กเฟอร์ไรท์ (ดังรูปที่ STEEL-TA10 )

รูปที่ STEEL-TA10
แสดงการเปลี่ยนแปลงจากออสเตนไนท์ไปเป็นเฟอร์ไรท์.

จากภาพอะตอมที่เขียนสีดำเข้มจะมีลักษณะที่จะเปลี่ยนไปเป็น BCC เพียงแต่ว่าอะตอมตามแกน X' และ Y' ขยายตัวให้ได้ 2.86 A
และอะตอมตามแกน Z หดตัวให้ลงมาเหลือ 2.86 A ตามความเป็นจริงในเหล็กออสเตนไนท์จะยอมให้อะตอมคาร์บอนซึ่งม ีขนาดเส้นผ่าศูนย์กลางเล็กมากเมื่อเทียบกับขนาดเส้นผ่าศูนย์กลางอะตอมของเหล็ก (เหล็ก = 2.52 A คาร์บอน = 1.54 A ) ดังนั้นอะตอมของคาร์บอนจะละลายได้ในเหล็กออสเตนไนท์ในแบบแทรกตามที่ว่าง (Interstitial Solid Solution) ซึ่งในระบบ FCC ที่ว่างที่อะตอมคาร์บอนแทรกอยู่ได้จะเป็นบริเวณตามขอบของยูนิทเซลล์ (ดังรูปที่ STEEL-TA11 )

รูปที่ STEEL-TA11
แสดงตำแหน่งอะตอมคาร์บอน แทรก
อยู่ในออสเตนไนท์ก่อนที่จะเปลี่ยนเป็นมาร์เทนไซต์.

ในขณะที่ทำให้ออสเตนไนท์เย็นตัวอย่างรวดเร็วจนอะตอมของคาร็บอนไม่มีเวลาที่จะแยกตัวออกมาได้ทันที จึงเป็นสาเหตุให้ อะตอม
ของเหล็กตามแกน Z ที่มีอะตอมคาร์บอนแทรกตัวอยู่หดตัวลงมาไม่ได้ ทำให้เกิดการบิดเบี้ยวของกลุ่มอะตอมที่ประกอบกันเป็น plane (crystallographic plane) ซึ่งเป็นสาเหตุหนึ่งที่ทำให้เพลนที่บิดเบี้ยวนี้เคลื่อนไหว (Slip) ได้ยากขึ้นเมื่อมีแรงภายนอกมากระทำจึงทำให้โครงสร้างลักษณะเช่นนี้มีความแข็ง อาการบิดเบี้ยวของ plane นี้จะมีมากหรือน้อยขึ้นอยู่กับปริมาณของคาร์บอนเป็นสำคัญ สมมติเรามองภาพของ plane จากภาพด้านหน้า (side view) เราจะเห็นลักษณะโค้งไปมาตามตำแหน่งของคาร์บอนที่แทรกอยู่ (ดังรูปที่ STEEL-TA12 )

รูปที่ STEEL-TA12

จากลักษณะดังกล่าวจะได้ระบบผลึกของมาร์เทนไซต์เป็น (a = b น c) เพื่อเป็นการยืนยันในเรื่องนี้ ได้มีการศึกษาโดยการวัด
parameter ของ a,b และ c ของมาร์เทนไซต์ที่ปริมาณคาร์บอนต่าง ๆ กัน โดยหลักของ X-ray diffraction จะได้ค่า a,b เท่ากัน แต่จะเปลี่ยนแปลงเล็กน้อย ส่วนค่า c นั้น จะเปลี่ยนแปลงมากตามปริมาณของคาร์บอนในเหล็ก(ดังรูปที่ STEEL-TA13 )

รูปที่ STEEL-TA13

จะเห็นว่าความแข็งของมาร์เทนไซต์นั้น ขึ้นอยู่กับปริมาณของคาร์บอน ซึ่งเป็นตัวที่ทำให้ค่า Parameter c เปลี่ยนแปลงไป กล่าวคือ ค่า
% C เปลี่ยนไปมากเท่าใด การบิดเบี้ยวของกลุ่มอะตอมที่ประกอบกันเป็น plane ก็จะบิดไปมากเท่านั้น ความต้านทานต่อแรงภายนอกก็จะสูงขึ้นจุลโครงสร้างของมาร์เทนไซต์ที่ปรากฏจากการขยายด้วยกล้อง ไมโครสโคปจะพบว่ามีลักษณะเป็นรูปเข็มแหลม (needle-like pattern) และมีส่วนแยกแขนงเล็ก ๆ ออกไปจนเต็มเนื้อที่ ยกเว้นในกรณีที่มีออสเตนไนท์ บางส่วนไม่มีโอกาสเปลี่ยนแปลง (Retained austenite) จะเห็นเป็นสีขาวจากการส่องดูภาพขยาย การเกิดลักษณะของมาร์เทนไซต์ที่มีรูปเป็นเข็มนี้ ส่วนใหญ๋จากคำอธิบายจะกล่าวถึงลักษณะของเพลท (plates) ที่วิ่งในทิศทางของเพลน (111) (ดังรูปที่ STEEL-TA14 ) เข้าภายในของเกรนออสเตนไนท์และมีการแตกแขนงออกไป แต่ยังคงรักษาทิศทางเดิมคือตามเพลน (111) การเกิดของมาร์เทนไซต์ยังไม่มีการพิสูจน์ยืนยันได้ว่าเป็นการเกิดโดยการ ให้กำเนิดนิวเคลียสและขยายตัว เช่นเดียวกับเฟอร์ไรท์, ซอร์ไบท์ เพราะอัตราการเปลี่ยนแปลงจากออสเตนไนท์ไปเป็นมาร์เทนไซต์สูงมาก

รูปที่ STEEL-TA14
แสดงลักษณะการเกิดโครงสร้างมาร์เทนไซต์.

มาร์เทนไซต์นอกจากจะมีลักษณะเป็นเพลทแล้ว ยังมีอีกประเภทหนึ่งที่เกิดในเหล็กที่มีปริมาณคาร์บอนต่ำ มาร์เทนไซต์จะมีลักษณะเป็น
แผ่น บางซึ่งเรียกว่า Lath martensite เป็นลักษณะของโครงสร้างที่เกิดจากการรวมตัวอย่างหนาแน่นของดิสโลเคชั่น (high dislocation density) จะสามารถศึกษารายละเอียดได้เฉพาะกับกำลังขยายตัวสูง ๆ โดยการศึกษาผ่านกล้องอีเล็คตรอนไมโครสโคปชนิดลำแสงอีเล็คตรอนผ่าน

Head



G. PRECISION ENGINEERING LTD.,PART.
26/27 MOO.9 BYPASS ROAD , TUMBOL NAPA
AMPHUR MUANG ,CHONBURI 20000 THAILAND.
TEL :038-441-348 , 087-9182311 , 081-6446767
FAX : 038-441-349
Website : http://www.Gprecision.net
E-mail : info@gprecision.net