(The Heat Treatment of Steels)eng.sut.ac.th/metal/images/stories/pdf/03-The_Heat...... เท าก น ซ งในความเป นจร ง ช นส วนท ใช งานในทาง

431 203 Physical Metallurgy II สาขาวิชาวิศวกรรมโลหการ

ภาคการศึกษาที ่2/2551 มหาวิทยาลยัเทคโนโลยีสุรนารี

The Heat Treatment of Steels

พรวสา วงศปญญา กันยายน 2551

1

การอบชุบความรอนในเหล็ก (The Heat Treatment of Steels)

1. บทนํา (Introduction) (1)

ความหมายของการอบชุบความรอนใหกับเหล็กใน Metals Handbook คือ การ

ผสมผสานระหวางกระบวนการใหความรอน (Heating) และการปลอยใหเย็นตัว (Cooling) โดยใช

อุณหภูมิ และเวลาที่เหมาะสมกับโลหะ หรือโลหะผสมในสถานะของแข็ง (Solid State) เพื่อใหได

สมบัติที่ตองการ (Desired Properties) กระบวนการอบชุบความรอนพื้นฐานทั้งหมดเกี่ยวของ

โดยตรงกับการเปลี่ยนแปลงของเฟสออสเตนไนท (Austenite Transformation or

Decomposition of Austenite) การเปลี่ยนแปลงเฟสดังกลาวทําใหเกิดลักษณะเฉพาะทาง

กายภาพ และสมบัติทางกลสําหรับโลหะนั้นๆ

ข้ันตอนแรกของการอบชุบความรอนในเหล็ก คือ การใหความรอนกับเหล็กจนถึงอุณหภูมิ

หนึ่งซึ่งเหนือกวาอุณหภูมิวิกฤต (Critical Temperature) เพื่อใหเกิดเฟสออสเตนไนท

เกือบทั้งหมดของกระบวนการใหความรอนกับเหล็ก มีตัวแปรมากมายที่ตองพิจารณา เชน

อัตราการใหความรอน กลาวคือ ถาเหล็กชนิดหนึ่งผานการรีดเย็นอยางรุนแรง ทําใหมีความเคน

เหลือคาง (Residual Stresses) ดังนั้นจําเปนตองควบคุมอัตราการใหความรอน (Heating Rate)

อยูในระดับตํ่า เพื่อปองกันการบิดเบี้ยว (Distortion) นอกจากตองคํานึงถึงความแตกตางของ

อุณหภูมิที่ใชในชิ้นงานที่มีขนาด หนา บาง ไมเทากัน ซึ่งในความเปนจริง ชิ้นสวนที่ใชงานในทาง

วิศวกรรมสวนใหญจะมีรูปรางซับซอน และไมสมมาตร ดังนั้นจําเปนตองระวังในการใหความรอน

กับชิ้นงานที่มีรูปรางซับซอน เพื่อปองกันไมใหเกิดความแตกตางของอุณหภูมิที่ผิว และภายในซึ่ง

ทําใหเกิดความเคนเหลือคาง เกิดการบิดเบี้ยว และการแตกราว 2. การอบออนสมบูรณ (Full Annealing) (1)

การอบออนสมบูรณประกอบดวยการใหความรอนกับเหล็ก ณ อุณหภูมิที่เหมาะสม

(Proper Temperature) แลวปลอยใหเย็นตัว (Cooling) อยางชาๆ ตลอดการเปลี่ยนแปลงของเฟส

ออสเตนไนทไปสูเฟสอื่นๆ (สวนใหญโครงสรางที่ได คือ เพิรลไรท อยางไรก็ตามขึ้นอยูกับสวนผสม

ทางเคมี และอัตราการเย็นตัวเปนสําคัญ) โดยปกตินิยมใหเย็นตัวในเตา (Air-Cooled) หรือปลอย

ใหเย็นในวัสดุกันความรอน (Insulating Material) จนถึงอุณหภูมิหอง

จุดประสงคของการอบออนเปนไปไดทั้ง ทําใหเกรนมีขนาดเล็กลง (Refine Grain) ทําให

เหล็กมีความออนตัว (Soften) ปรับปรุงสมบัติทางไฟฟา และสมบัติความเปนแมเหล็ก (Improve

Electrical and Magnetic Properties) และในบางกรณีเพื่อปรับปรุงความสามารถในการกลึง ไส

(Improve Machinability) เนื่องจากอุปกรณเตาที่ใชอบ และชิ้นงานเองตองปลอยใหเย็นไปพรอมๆ





2

กัน ดวยเหตุนี้การอบออนจึงเปนกระบวนการที่เย็นตัวอยางชาๆ ใกลเคียงกับระบบสมดุลใน

แผนภูมิเหล็ก-เหล็กคารไบด

สมมติวามีเหล็กที่มีคารบอน 0.2 เปอรเซ็นต และมีเกรนหยาบ (จัดเปนเหล็กกลา

ไฮโปยูเทคติค) หากตองการปรับปรุงขนาดเกรนใหเล็ก (Refine Grain) สามารถทําไดโดยการ

อบออน (Annealing) รูป 1 แสดงโครงสรางจุลภาคของเหล็กดังกลาว ณ ชวงอุณหภูมิต้ังแตการให

ความรอนที่อุณหภูมิตางๆ แลวปลอยใหเย็นตัวจนถึงอุณหภูมิหอง สามารถอธิบายไดดังนี้

รูป 1 การเปลี่ยนแปลงโครงสรางจลุภาคในระหวางการอบออน ในเหลก็กลาคารบอน 0.2 เปอรเซ็นต

(a) โครงสรางเดิมที่มีเกรนหยาบของเฟอรไรท-เพิรลไรท (b) เหนือเสน A1 เล็กนอย เพิรลไรทเกิดการเปลี่ยนแปลงเปนเกรนขนาดเลก็ของ

ออสเตนไนท ในขณะที่เฟอรไรทไมเปลี่ยนแปลง (c) เหนือเสน A3 มีเพียงเกรนขนาดเลก็ของออสเตนไนท

(d) หลังจากเย็นตัวจนถงึอุณหภูมิหอง ประกอบดวยเกรนขนาดเล็กของเฟอรไรท-เพิรลไรท (1)

เมื่อใหความรอนกับเหล็กจนถึงอุณหภูมิ ณ จุด (a) โครงสรางพื้นฐานยังคงเปนเกรนหยาบ

ของเฟอรไรท-เพิรลไรท จนกระทั่งใหความรอนตอไปเร่ือยๆ จนเหนือเสน A1 เล็กนอย เพิรลไรทเกิด

การเปลี่ยนแปลงโดยปฏิกิริยายูเทคตอยดเปนเกรนขนาดเล็กของออสเตนไนท ณ จุด (b) ถาปลอย

ใหเย็นตัวจากอุณหภูมิ ณ จุด (b) จะไมเกิดการเปลี่ยนแปลงขนาดเกรนตามตองการ

แตเมื่อใหความรอนตอไปอยูระหวางเสน A1 และ A3 ทําใหเกรนของเฟอรไรทขนาดโต

บางสวนเปลี่ยนแปลงไปเปนออสเตนไนท จนกระทั่งใหความรอนเหนือเสน A3 โครงสรางเปน





3

ออสเตนไนทที่มีขนาดเล็กทั้งหมด (จุด C) หลังจากนั้นปลอยใหเย็นตัวอยางชาๆ ภายในเตา

โครงสรางสุดทายที่ได คือ เกรนขนาดเล็กของเฟอรไรท-เพิรลไรท ดวยเหตุนี้อาจกลาวไดวา

อุณหภูมิที่ใชสําหรับอบออนเหล็กกลาไฮโปยูเทคติค คือ 10°C (50°F) เหนือเสน A3

สําหรับเหล็กกลาที่มีคารบอนมากกวา 0.8 เปอรเซ็นต (เหล็กกลาไฮเปอรยูเทคตอยด)

แนะนําใหใชอุณหภูมิสําหรับอบออนที่อุณหภูมิเหนือเสน A3,1 (รูป 1) ประมาณ 10°C (50°F)

อยางไรก็ตามในความเปนจริงพบวาหากอบออนเหล็กกลาไฮเปอรยูเทคติค ณ อุณหภูมิเหนือเสน

A3,1 ประมาณ 10°C (50°F) พบวาโครงสรางประกอบดวยเกรนหยาบของเพิรลไรทลอมรอบดวย

โปรยูเทคตอยดซีเมนไตต (Pro-Eutectoid Cementite) ดังแสดงในรูป 2

รูป 2 ภาพถายโครงสรางจลุภาค (a) เหล็กกลาคารบอน 1 เปอรเซ็นต ที่กําลังขยาย 500 เทา

(b) เหล็กกลาคารบอน 1.2 เปอรเซ็นตคารบอน ที่กาํลังขยาย 300 เทา โครงสรางเพริลไรทลอมรอบดวยโปรยเูทคตอยดซีเมนไตต ขอสงัเกตความหนาของชัน้

โปรยูเทคตอยดซีเมนไตตแปรตามปรมิาณคารบอน (1) เนื่องจากโครงขายซีเมนไตต (Cementite Network) เปราะและมีแนวโนมเปนจุดเริ่มตน

ของรอยแตกดวยเหตุนี้จึงไมแนะนําใหทําอบออนชิ้นงาน (Annealing) ในเหล็กกลา





4

ไฮเปอรยูเทคตอยด (คารบอนมากกวา 0.8 เปอรเซ็นต) เปนขั้นตอนสุดทายกอนนําไปใชงาน

นอกจากนี้ชั้นของโปรยูเทคตอยดซีเมนไตตยังทําใหการกลึง ไส เปนไปไดยาก

การศึกษาอัตราสวนโครงสรางของเฟอรไรท-เพิรลไรท (ในเหล็กกลาคารบอนตํ่ากวา 0.8

เปอรเซ็นต) หรือโครงสรางเพิรลไรท-ซีเมนไตต (ในเหล็กกลาคารบอนมากกวา 0.8 เปอรเซ็นต) ใน

เหล็กที่ผานการอบออน (Annealing) สามารถประมาณไดจากรูป 3

รูป 3 สัดสวนของโครงสรางที่ปรากฏในเหลก็กลาที่ผานกรรมวธิีอบออน ที่ปริมาณคารบอนตางๆ (1)

นอกจากนี้ยังสามารถประมาณการคาความแข็งแรงดึง (Approximate Tensile Strength)

ของเหล็กกลาคารบอน (นอยกวา 0.8 เปอรเซ็นตคารบอน) ไดจากสมการ

Approx Tensile Strength ( ) ( )100

%120000%40000 PearliteFerrite +≈ (1)

ตัวอยางเชน เหล็กกลาคารบอน 0.2 เปอรเซ็นตผานการอบออน แลวประกอบดวย 25%

เพิรลไรท และ 75% เฟอรไรท จากสมการที่ (1)

Approx Tensile Strength = ( ) ( ) psi6000025.012000075.040000 =+

อยางไรก็ตามหลักการดังกลาวไมสามารถนํามาใชประมาณคาความแข็งแรงดึงใน

เหล็กกลาที่มีคารบอนมากกวา 0.8 เปอรเซ็นต ทั้งนี้เนื่องจากมีโครงขายซีเมนไตต (Cementite

Network) ลอมรอบทําใหคาความแข็งแรงดึงลดลงดังแสดงในตาราง 1 และชวงอุณหภูมิที่

เหมาะสมสําหรับการอบออนในเหล็กกลาคารบอนที่มีคารบอนตางๆ แสดงดังรูป 4





5

ตาราง 1 สมบัติทางกลของเหล็กที่ผานกรรมวิธกีารอบออน (Annealing) และการอบปกติ (Normalizing) (1)

Carbon, % Yield Point,

1000 psi

Tensile

Strength,

1000 psi

Elongation,

% in 2 inch

Reduction in

Area, %

BHN

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





6

รูป 4 ชวงอุณหภูมสิําหรบัการอบชุบความรอน (Hardening Range) การอบออน (Annealing) และการอบปกติ (Normalizing) ในเหลก็กลาคารบอน (Plain Carbon Steels)

(1) 3. การอบเพื่อเปลี่ยนแปลงรูปรางซีเมนไตตใหมีลักษณะกลม (Spheroidizing)

ดังไดอธิบายไปแลวในหัวขอการอบออน (Annealing) วาเหล็กกลาคารบอนมากกวา 0.8

เปอรเซ็นตประกอบดวยเพิรลไรทลอมรอบดวยโครงขายซีเมนไตตไมสามารถกลึงไสไดดี เพราะ

ซีเมนไตตแข็ง และเปราะ เครื่องมือตัด (Cutting Tool) ไมสามารถตัดผานโครงขายซีเมนไตตไดดี

นอกจากนี้รอยตัดก็จะไมเรียบสวยงามตามตองการ เพื่อปรับปรุงความสามารถการกลึงไสจึงตอง

อบเปลี่ยนแปลงรูปรางของโครงขายซีเมนไตตดวยกรรมวิธีที่เรียกวา Spheroidize Annealing

กระบวนการดังกลาวทําใหโครงขายซีเมนไตตสลายตัวและใหคารไบดรูปรางกลมกระจายอยูใน

โครงสรางพื้นฐานดังแสดงในรูป 5

รูป 5 เหล็กกลาคารบอน 1 เปอรเซ็นตผานกระบวนการ Spheroidize Annealing ประกอบดวยซีเมนไตตเม็ดกลม กระจายอยูในโครงสรางพื้นฐานเฟอรไรท (1)





7

กรรมวิธีที่ใชเพื่อเปลี่ยนแปลงรูปรางของซีเมนไตต มีดังนี้

ใชเวลามากขึ้นสําหรับอบชิ้นงาน ณ อุณหภูมิตํ่ากวาอุณหภูมิวิกฤตเล็กนอย

ใชอุณหภูมิสลับไปมาระหวางการใหอุณหภูมิที่เหนือกวา และต่ํากวาอุณหภูมิวิกฤต

ใชอุณหภูมิที่สูงกวาอุณหภูมิวิกฤตเล็กนอย แลวปลอยใหเย็นตัวในอากาศ

การปลอยแชชิ้นงานไว ที่อุณหภูมิดังกลาวเปนเวลานานทําใหโครงสรางเพิรลไรท และซี

เมนไตตเกิดการแตกตัวโดยสมบูรณ กลาวคือ โครงขายซีเมนไตตเปลี่ยนเปนรูปรางกลม แลอยูใน

สมดุลกับโครงสรางอื่นๆ ที่ลอมรอบ จึงอาจเรียกซีเมนไตต และโครงสรางอื่นๆนี้วา Spheroidite ดัง

รูป 5 ที่ตรงกันขามกับโครงสรางในรูป 2ซึ่งโครงสรางพื้นฐานเฟอรไรทถูกลอมรอบดวยโครงขาย

ซีเมนไตตทําใหกลึงไสไดยาก

โครงสราง Spheroidite เปนที่ตองการเมื่อ ตองการความแข็งต่ํา (Minimum Hardness)

ความเหนียวสูงสุด (Maximum Ductility) และความสามารถในการกลึงไสสูงสุด (Maximum

Machinability) โดยเฉพาะในเหล็กกลาคารบอนสูง (High-Carbon Steels)

ในเหล็กกลาคารบอนตํ่าไมนิยมทํา Spheroidize สําหรับงานที่ตองการกลึงไส ทั้งนี้เพราะ

การทํา Spheroidize ทําใหเหล็กทั้งออน และเหนียว (Gummy) ซึ่งกลึงไสไดยาก แทนที่ใบมีดกลึง

จะตัดไสเนื้อเหล็กออกไป กลับเพียงแคทําใหเนื้อเหล็กโย จึงเปนผลเสียทั้งกับชิ้นงาน คือ ไดผิวไม

สวย และในขณะเดียวกันทําใหใบมีดกลึงมีความรอนสูง และสึกหรอไดเร็วกวาปกติ

สวนเหล็กกลาคารบอนปานกลาง พบวามีการทํา Spheroidize บางเพื่อใหไดความเหนียว

(Ductility) สูงสุดในกรณีที่ชิ้นงานนั้นๆ ตองการสมบัตินี้เดน

อยางไรก็ตามพึงระวัง เกี่ยวกับการปลอยใหชิ้นงานถูกอบที่ อุณหภูมิ สําหรับทํา

Spheroidize (Spheroidize-Annealing Temperature) นานเกินไป มีผลเสีย คือ ซีเมนไตตจะ

รวมตัว (Coalesce) กันอีกครั้งเกิดโครงขายซีเมนไตตทําใหความเหนียว และความสามารถในการ

กลึงไสลดลง 4. การอบออนเพื่อคลายเครียด (Stress-Relief Annealing)

กระบวนการนี้ในบางครั้งเรียก Subcritical Annealing เปนประโยชนมากสําหรับการลด

ความเคนเหลือคาง (Residual Stress) ภายในชิ้นงาน เนื่องจากกระบวนการกลึงไส หรือการขึ้นรูป

เย็น โดยปกติการอบออนเพื่อคลายเครียดทําที่อุณหภูมิตํ่ากวาขอบเขตลางของอุณหภูมิวิกฤต

(Lower Critical Temperature) ซึ่งอยูระหวาง 540°C ถึง 650°C (1000°F ถึง 1200°F) 5. Process Annealing

เปนกระบวนการทางความรอนที่นิยมทําในระหวางการขึ้นรูปเย็น (Cold Working)

สําหรับเหล็กแผน (Sheet) และเสนลวด (Wire) กระทําเพื่อทําใหเหล็กแผน หรือลวดมีความออน





8

ตัว (Soften) โดยกระบวนการตกผลึกใหม (Recrystallization) เพื่อใหสามารถขึ้นรูปเย็น (Cold

Working) ไดที่เปอรเซ็นตสูงขึ้น มีลักษณะคลายคลึงกันกับการอบเพื่อคลายเครียด (Stress

Relief) โดยอุณหภูมิที่ใชอยูระหวาง 540°C ถึง 675°C (1000°F ถึง 1250°F) 6. การอบปกติ (Normalizing)

การอบปกติสําหรับเหล็กกลาคารบอนโดยปกติอุณหภูมิที่ใชอยูเหนือเสนขอบเขตบนของ

อุณหภูมิวิกฤต (Upper-Critical Temperature, A3 or Acm) ประมาณ 40°C (100°F) แลวตาม

ดวยการปลอยใหชิ้นงานเย็นตัวในอากาศ ณ อุณหภูมิหอง (Air-Cooling) ชวงอุณหภูมิที่ใชสําหรับ

การอบออนแสดงดังรูป 4 จุดประสงคของการอบปกติ (Normalizing) คือ เพื่อใหไดความแข็ง และ

ความแข็งแรงมากกวาเหล็กที่ผานการอบออน (Annealing) ดวยเหตุนี้ในบางในบางกรณีการ

อบปกติจึงเปนกระบวนการทางความรอนสุดทาย (Final Heat Treatment) ที่ใชในการปรับปรุง

เหล็กเพื่อใหไดสมบัติตามตองการ

สําหรับเหล็กกลาคารบอนไฮเปอรยูเทคตอยด (Hyper-Eutectoid Steels) จําเปนตองใช

อุณหภูมิสูงกวาเสน Acm เพื่อสลายโครงขายซีเมนไตต (Cementite Network) นอกจากนี้การอบ

ปกติอาจใชเพื่อปรับปรุงความสามารถในการกลึงไส (Machinability) ปรับปรุง และทําให

โครงสรางเดนไดรจากการหลอมีขนาดเล็ก (Modify and Refine Cast Dendritic Structures) หรือ

บางกรณีทําเพื่อเตรียมเตรียมขนาดเกรนใหมีขนาดเล็ก และมีโครงสรางสม่ําเสมอกอนไปผาน

กระบวนการชุบแข็ง (Hardening Operations)

เนื่องจากเหล็กที่ผานกระบวนการอบปกติมีอัตราการเย็นตัว (Cooling Rate) สูง หรือเย็น

ตัวไดเร็วกวาระบบสมดุลในแผนภูมิสมดุลของเหล็ก-เหล็กคารไบด (ที่มีการเย็นตัวชามากๆ และ

จัดเปนระบบสมดุล) จึงมีความหลากหลายของโครงสรางจุลภาค และไมสามารถใชแผนภูมิสมดุล

เหล็ก-เหล็กคารไบด (Iron-Iron Carbide Diagram) ในการทํานายอัตราสวนของโครงสราง

โพรยูเทคตอยดเฟอรไรท และเพิรลไรท (Proportion of Pro-Eutectoid Ferrite and Pearlite

Structures) หรือโพรยูเทคตอยดซีเมนไตต และเพิรลไรท (Proportion of Pro-Eutectoid

Cementite and Pearlite Structures) ที่ปรากฏ ณ อุณหภูมิหอง

เนื่องจากมีอัตราการเย็นตัวที่คอนขางเร็ว จึงมีเวลาเพียงเล็กนอยสําหรับการเกิดโครงสราง

โพรยูเทคตอยดเฟอรไรท หรือโพรยูเทคตอยดซีเมนไตต ดังนั้นในเหล็กกลาคารบอนที่ผาน

กระบวนการอบปกติ (Normalized Steels) จะมีโครงสรางดังกลาวนอยกวาเหล็กกลาคารบอนที่

ผานกระบวนการอบออน (Annealing)

รูป 6 แสดงโครงสรางจุลภาคของเหล็กกลาคารบอน 0.5 เปอรเซ็นต ประกอบดวย

โครงสรางโพรยูเทคตอยดเฟอรไรทลอมรอบโครงสรางเพิรลไรท





9

รูป 6 เหล็กกลาคารบอน 0.5 เปอรเซ็นตที่ผานการอบปกติ โดยใหความรอนที่อุณหภูมิประมาณ 985°C และเย็นในอากาศ ทีก่ําลงัขยาย 100 เทา

มีโครงสรางโพรยูเทคตอยดเฟอรไรทอยูลอมรอบเพิรลไรท (1) ในเหล็กกลาคารบอน 0.5 เปอรเซ็นตมีโครงสรางจุลภาคที่ตางไปเมื่อใชกระบวนการทาง

ความรอนที่ตางกัน ตัวอยาง เชน หากเหล็กดังกลาวผานการอบออน (Annealing) โครงสรางจะ

ประกอบดวย 62 เปอรเซ็นตเพิรลไรท และ 38 เปอรเซ็นตโพรยูเทคตอยดเฟอรไรท ในขณะที่เหล็ก

ชนิดนี้หากผานการอบปกติ (Normalizing or Air-Cooling) พบวามีโพรยูเทคตอยดเฟอรไรทเพียง

10 เปอรเซ็นตซึ่งมีลักษณะเปนโครงขายสีขาวลอมรอบโครงสรางเพิรลไรท (สีดําในรูป 6)

สําหรับเหล็กกลาคารบอนไฮเปอรยูเทคตอยด (มีคารบอนมากกวา 0.8 เปอรเซ็นต) การอบ

ปกติชวยลดความตอเนื่องของโครงขายซีเมนไตต และในบางกรณีอาจไมเกิดโครงขายซีเมนไตตถา

เลือกอุณหภูมิ และเวลาที่เหมาะสม เมื่อมีโครงขายซีเมนไตตปรากฏในโครงสรางของเหล็กกลา

คารบอนไฮเปอรยูเทคตอยดที่ผานการอบออน (Annealed Steel) พบวาความแข็งแรง (Strength)

ลดลง ในขณะที่เหล็กกลาคารบอนไฮเปอรยูเทคตอยดที่ผานการอบปกติ (Normalized Steel)

ความแข็งแรงกลับเพิ่มข้ึน ดังแสดงในตาราง 1 โดยเฉพาะเหล็กที่มีคารบอนมากกวา 0.8

เปอรเซ็นต

เนื่องจากอัตราการเย็นตัวที่เร็วในกระบวนการอบปกติ (Normalizing) อุณหภูมิการ

เปลี่ยนแปลงโครงสรางออสเตนไนท (Temperature of Austenite Transformation) และความ

ละเอียดของโครงสรางเพิรลไรท (Fineness of the Pearlite) โดยปกติยิ่งอัตราการเย็นตัวสูง (High

Cooling Rate) อุณหภูมิการเปลี่ยนแปลงของเฟสออสเตนไนทยิ่งต่ํา และเกรนเพิรลไรทยิ่งละเอียด

ระยะหางระหวางแผนซีเมนไตตกับเฟอรไรทที่สลับกันอยูภายในโครงสรางเพิรลไรทใน

เหล็กกลาที่ผานการอบปกติ และอบออนแสดงดังรูป 7





10

เฟอรไรทเปนโครงสรางที่ออน (Soft) ในขณะที่ซีเมนไตตเปนโครงสรางที่แข็งมาก (Hard)

ถาโครงสรางของเหล็กกลาคารบอนที่ผานการอบปกติ (Normalized Steel) แลวมีชั้นของซีเมนไตต

ที่อยูภายในเพิรลไรทที่ระยะหางปานกลาง ทําใหเฟอรไรทมีความแข็งแกรงเพิ่ม และทําใหเสียรูปได

ยากดังนั้นความแข็งจึงเพิ่มข้ึน ยกตัวอยางเชน เหล็กกลาที่ผานการอบออน (มีเกรนหยาบของเพิรล

ไรท) มีความแข็งประมาณ Rockwell C 10 ในขณะที่เหล็กดังกลาวถาผานการอบปกติ (มีเกรน

ละเอียดของเพิรลไรท) มีความแข็งประมาณ Rockwell C 20

รูป 7 ภาพสเกตซโครงสรางเพิรลไรทที่แตกตางเนือ่งจากการอบออน และการอบปกติ (1) ในสภาพการเย็นตัวอยางไมสมดุล (Non-Equilibrium Cooling) ทําใหจุดยูเทคตอยด

เลื่อนไปในทิศทางที่คารบอนต่ํากวาที่ควรจะเปนสําหรับเหล็กกลาไฮโปยูเทคตอยด หรือคารบอน

สูงกวาที่ควรจะเปนสําหรับเหล็กกลาไฮเปอรยูเทคตอยด ในแผนภูมิสมดุลเหล็ก-เหล็กคารไบด

กลาวโดยยอวาผลของการอบปกติ คือ โครงสรางสุดทายที่ไดประกอบดวยเกรนที่ละเอียดของเพิรล

ไรทมากกวาเหล็กชนิดเดียวกันที่ผานการอบออน ทําใหมีความแข็ง และความแข็งแรงมากกวา

เหล็กชนิดเดียวกันที่ผานการอบออน 7. การชุบแข็ง (Hardening)

ภายใตอัตราการเย็นตัวชา หรือปานกลาง (Slow or Medium Cooling Rate) คารบอนมี

ความสามารถในการแพรออกจากโครงสรางออสเตนไนท ดังนั้นอะตอมเหล็ก (Iron) เกิดการ

เคลื่อนที่และเปลี่ยนโครงสรางอะตอมพื้นฐานเปน Body Centered Cubic (BCC) การ

เปลี่ยนแปลงจากเหล็กแกมมา-เหล็กแอลฟา (ออสเตนไนทไปสูเฟอรไรท) เกิดขึ้นดวยกระบวนการ

กําเนิดนิวเคลียส การโตขึ้นของเกรน และแปรตามเวลา

ภายใตอัตราการเย็นตัวที่เร็ว อะตอมคารบอนไมสามารถเคลื่อนยายออกจากสารละลาย

ของแข็ง (ของเหล็ก) ไดทัน โครงสรางอะตอมพื้นฐานไมสามารถเกิด BCC เพราะคารบอนอะตอม

บางสวนยังเหลือคางในโครงขายของเหล็กทําใหไดโครงสรางชนิดหนึ่งที่เรียกวา มารเทนไซต

(Martensite) ซึ่งเปนสารละลายของแข็งที่อ่ิมตัวไปดวยอะตอมของคารบอน (Supersaturated

Solid Solution) ในโครงสราง Body Centered Tetragonal (BCT Structure) โดยปกติโครงสราง





11

ของออสเตนไนท (Face Centered Cubic, FCC Structure) หรือโครงสรางของเฟอรไรท (BCC

Structure) เกิดจากหนวยเซลลเล็กๆ ที่เรียกวา Unit Cell มาเรียงตอกันเปนจํานวนมากทั้งสาม

ทิศทาง (Three Dimensional Directions) และหนึ่งหนวยเซลลเกิดจากอะตอมมารวมตัวกันเปน

รูปลูกบาศกโดยมีระยะหางระหวางอะตอม เปน a, b และ c ที่เรียกวา Lattice Parameter ใน

ทิศทางแกน x, y และ z ตามลําดับโดยปกติโครงสราง BCC และ FCC มีระยะหางระหวางอะตอม

ที่เทากัน แตในโครงสรางซีเมนไตตดังไดอธิบายขางตน เนื่องจากอัตราการเย็นตัวที่เร็วทําให

คารบอนอะตอมแพรออกจากโครงสรางเหล็กไมทัน ทําใหการเปลี่ยนแปลงจาก FCC ไปเปน BCC

ไมทันจึงไดโครงสราง BCT แทน ซึ่งมีระยะหางระหวางอะตอมในแนวแกน Z (c) มากกวาปกติ

อัตราสวนของคาระยะหางระหวางอะตอมในแกน Z ตอแกน X (c/a) มีคาสูงสุดเทากับ 1.08 ดัง

แสดงในรูป 8 ซึ่งการแทรกตัวของอะตอมคารบอนใน Lattice ทําให Lattice เกิดการบิดเบี้ยว ดวย

เหตุนี้จึงทําใหโครงสรางมารเทนไซตมีความแข็งสูงเพราะคารบอนอะตอมที่แทรกอยูนี้ไปขัดขวาง

การเคลื่อนที่ของดิสโลเคชัน

รูป 8 การเปลี่ยนแปลงคา Lattice Parameter a และ c ตามปริมาณคารบอน ในเหลก็กลาคารบอน (1)

การจัดเรียงตัวของอะตอมในโครงสรางมารเทนไซตไมอัดแนนเทากับโครงสราง

ออสเตนไนท และการขยายตัวมักเกิดขึ้นในระหวางการเปลี่ยนแปลงเฟส

การขยายตัวในระหวางการเกิดโครงสรางมารเทนไซตทําใหเกิดความเคนเฉพาะที่

(Localized Stresses) ทําใหเกิดการเสียรูปอยางถาวรในแมทริกซ (Plastic Deformation of

Matrix)

ภายใตการทําใหเย็นตัวอยางรวดเร็ว (Drastic Cooling) ที่เรียกวา Quenching

มารเทนไซตมีรูปรางคลายเข็ม หรือขนนก (Needle-Like or Acicular) ดังรูป 9





12

รูป 9 โครงสรางมารเทนไซตที่กําลังขยาย 2500 เทา (1) ในกรณีที่เหล็กมีคารบอนสูงโครงสรางพื้นฐานจึงประกอบดวยออสเตนไนทเหลือคาง

(Retained Austenite) จึงทําใหมองเห็นโครงสรางขนนกของมารเทนไซตไดชัดเจนขึ้นดังรูป 10

รูป 10 เหลก็กลาคารบอน 1 เปอรเซ็นตผานการชบุแข็งในน้าํ ประกอบดวยโครงสรางออสเตนไนทเหลือคาง และมารเทนไซตที่มีรูปรางคลายเข็ม (1)

คุณลักษณะที่สําคัญหลายประการสําหรับการเกิดโครงสรางมารเทนไซต

เปนการเปลี่ยนแปลงแบบ Diffusionless และไมมีการเปลี่ยนแปลงสวนผสมทาง

เคมี ปริมาตรเพียงเล็กนอยของออสเตนไนทเกิดการเปลี่ยนแปลงโครงสรางผลึกอยางทันทีทันใด

โดยอาศัยปฏิกิริยาแรงเฉือน (Shearing Reaction)

การเปลี่ยนแปลงนี้เกิดเฉพาะในระหวางการเย็นตัว (Cooling) และหยุดเมื่อถูก

รบกวน ดังนั้นการเปลี่ยนแปลงแปรตามอุณหภูมิที่ลดลงโดยไมข้ึนกับเวลา และการเปลี่ยนแปลงนี้





13

เรียกวา Athermal ซึ่งตรงขามกับการเปลี่ยนแปลงอีกชนิดหนึ่งที่เกิดขึ้นที่อุณหภูมิคงที่ และเรียกวา

Isothermal Transformation ปริมาณมารเทนไซตที่เกิดขึ้นเมื่ออุณหภูมิลดลงไมเปนสัดสวน

โดยตรงกับอุณหภูมิที่ลดลง ปริมาณมารเทนไซตที่มีรูปรางคลายเข็มเกิดในขั้นแรกมีปริมาณเพียง

เล็กนอย หลังจากนั้นมีปริมาณเพิ่มข้ึน แลวลดลงอีกครั้งในตอนทายดังแสดงในรูป 11 อุณหภูมิที่

เร่ิมเกิดการเปลี่ยนแปลงโครงสรางจากออสเตนไนทไปสูมารเทนไซต เรียก Martensite Start

Temperature, Ms และอุณหภูมิส้ินสุดการเปลี่ยนแปลงจากโครงสรางออสเตนไนทไปสูโครงสราง

มารเทนไซต เรียก Martensite Ended Temperature, Mf ถาเหล็กถูกทําใหเย็นที่อุณหภูมิคงที่ ณ

อุณหภูมิหนึ่ง และอุณหภูมินั้นต่ํากวาเสน Ms การเปลี่ยนโครงสรางไปเปนมารเทนไซตจะหยุดทันที

และจะเกิดการเปลี่ยนแปลงตอไปไดถาอุณภูมิตํ่าลง

จุดเริ่มตนของการเปลี่ยนแปลงโครงสรางออสเตนไนทไปเปนมารเทนไซต (Ms-

Temperature) ไมเปลี่ยนแปลงตามอัตราการเย็นตัว (Cooling Rate) แต Ms-Temperature

เปลี่ยนแปลงตามสวนผสมทางเคมี (Chemical Compositions) เทานั้น ซึ่งมีหลายสูตรดวยกัน

ตัวอยางของสูตรที่ใชคํานวณหา Ms-Temperature เชน

รูป 11 ปริมาณมารเทนไซตที่เกิดในระหวางการเยน็ตัว เปนฟงกชันของอณุหภูมิ (1)

)%50()%70()%35()%70()%650(1000)( MoCrNiMnCFMs ×−×−×−×−×−=° อิทธิพลของธาตุคารบอนตอเสน Ms และ Mf แสดงดังรูป 12 เสนสิ้นสุดการเปลี่ยนแปลง

ของโครงสรางออสเตนไนทไปเปนโครงสรางมารเทนไซต (Mf) แสดงเปนเสนปะเนื่องจากยังไมเปน

ที่ระบุแนชัด จากภาคทฤษฎีอธิบายวาการเปลี่ยนแปลงของโครงสรางออสเตนไนทไปเปน

โครงสรางมารเทนไซตไมมีโอกาสเปลี่ยนไดสมบูรณ และมักมีปริมาณเล็กนอยของออสเตนไนท

เหลือคาง (Retained Austenite) แมวาอุณหภูมิลดลงต่ํา การเปลี่ยนแปลงดังกลาวยิ่งเปนไปได





14

ยากยิ่งขึ้นเมื่อปริมาณของโครงสรางออสเตนไนทลดลง อยางไรก็ตามในรูป 11 เปนการประมาณ

การสัดสวนของโครงสรางมารเทนไซตที่เกิด โดยพิจารณาจากภาพถายโครงสรางจุลภาคดังนั้นจึง

เปนไปไดยากสําหรับการแยกออสเตนไนทเหลือคางจากมารเทนไซต ดวยเหตุนี้อาจกลาวไดวาเสน

Mf คือ อุณหภูมิที่การเปลี่ยนแปลงของโครงสรางออสเตนไนทไปเปนโครงสรางมารเทนไซตไดเกือบ

สมบูรณ

มารเทนไซตจัดไดวาเปนโครงสรางที่ไมอยูในระบบสมดุลอยางแทจริงถึงแมวา

โครงสรางนี้ดํารงอยูไดที่อุณหภูมิหอง โครงสรางมารเทนไซตสามารถพิจารณาไดวาเปนรอยตอ

ระหวางโครงสรางออสเตนไนทที่ไมมีเสถียรภาพ (Unstable Austenite Phase) และโครงสรางที่

สมดุลของของผสมระหวางเฟอรไรท และซีเมนไตต (Final Equilibrium Condition of a Mixture of

Ferrite and Cementite)

สมบัติที่สําคัญที่สุดของมารเทนไซต คือ มีความแข็งสูง แมวาโครงสรางมารเทนไซตมี

ความแข็งมากกวาโครงสรางออสเตนไนทที่ปริมาณคารบอนเทากัน ดังแสดงในรูป 13 แตมีขอพึง

จําคือ ความแข็งที่ไดของมารเทนไซตมาจากปริมาณคารบอนที่เพียงพอ ความแข็งของมารเทนไซต

เพิ่มข้ึนอยางรวดเร็วในตอนแรกตามปริมาณคารบอนที่เพิ่มข้ึนโดยมีคาประมาณ 60 Rockwell C

ที่ 0.4 เปอรเซ็นตคารบอน หลังนั้นถึงแมวาปริมาณคารบอนจะเพิ่มข้ึนอีก แตคาความแข็งคอยๆ

เพิ่มโดยมีคาประมาณ 65 Rockwell C ที่ 0.8 เปอรเซ็นตคารบอน สาเหตุที่คาความแข็งไมเพิ่มข้ึน

อยางรวดเร็วเมื่อคารบอนมากกวา 0.4 เปอรเซ็นต คือ มีออสเตนไนทเหลือคางมากขึ้นเมื่อคารบอน

เพิ่มมากขึ้นทําใหความแข็งไมเพิ่มข้ึนอยางรวดเร็ว ความแข็งของมารเทนไซตเชื่อวาเปนผลจาก

อะตอมคารบอนไปแทรกตัวใน Lattice ทําให Lattice บิดเบี้ยว (จึงยากตอการเคลื่อนที่ของดิส

โลเคชัน หรือทําใหเกิดการเสียรูปของผลึก ดังนั้นจึงตองใชแรงกระทํามากขึ้นนั่นเอง) อยางไรก็ตาม

คารบอนที่แทรกตัวนี้จะแทรกไดถึงระดับหนึ่งเพราะ (มีขีดจํากัดในการละลาย/แทรกตัว) สุดทาย

อาจกลาวสรุปไดวา ความแข็งของมารเทนไซตเปนฟงกชันของคารบอนเทานั้น

เปนเวลาหลายปที่มีความเชื่อวาการเปลี่ยนแปลงไปเปนมารเทนไซตเกิดเฉพาะในเหล็ก

อยางไรก็ตามการเปลี่ยนแปลงดังกลาวพบวาสามารถเกิดในโลหะผสมอื่นๆ ดวย เชน เหล็ก-

นิกเกิล ทองแดง-สังกะสี และทองแดง-อะลูมิเนียม ดังนั้นจึงอาจกลาวไดวาการเปลี่ยนแปลงไป

เปนมารเทนไซตไมเกิดเฉพาะในเหล็กเทานั้น





15

รูป 12 อิทธพิลของคารบอนที่มีตอชวงอุณหภูมกิารเปลี่ยนแปลงเปนมารเทนไซต (1)

รูป 13 ผลของธาตุคารบอนตอความแข็งของโครงสรางออสเตนไนท และมารเทนไซต (สวนที่แรเงาตอนปลายแสดงผลของออสเตนไนทเหลือคาง) (1)





16

จุดประสงคหลักของการชุบแข็ง (Hardening) เพื่อทําใหเกิดโครงสรางมารเทนไซตโดย

สมบูรณ และอัตราการเย็นตัว (Cooling Rate) ที่หลีกเลี่ยงการเกิดโครงสรางอื่นๆที่มีความออนตัว

(Soft) แลวไดมารเทนไซตเรียกวา อัตราการเย็นตัววิกฤต (Critical Cooling Rate)

อัตราการเย็นตัววิกฤต (Critical Cooling Rate) ถูกกําหนดโดยสวนผสมทางเคมี

(Chemical Composition) และขนาดเกรนของออสเตนไนท (Austenite Grain) จัดวาเปนสมบัติ

หนึ่งที่สําคัญที่ใชบงชี้วาเหล็กตองมีอัตราการเย็นตัวเทาไรเพื่อใหไดโครงสรางมารเทนไซต 8. แผนภูมิการเปลี่ยนแปลงที่อุณหภูมิคงที่ (The Isothermal-Transformation Diagram) (1)

เนื่องจากในความเปนจริง การเย็นตัวของเหล็ก และเหล็กกลาที่มีธาตุผสมเย็นตัวไมชา

เทียบเทากับอัตราการเย็นตัวที่ชามากๆ เขาสูสมดุลดังในแผนภูมิเหล็ก-เหล็กคารไบด ดังนั้นการใช

แผนภูมิเหล็ก-เหล็กคารไบดในการอธิบายอัตราการเย็นของเหล็กตางๆ ในระหวางกระบวนการ

ทางความรอนจึงไมเหมาะสม จวบจนกระทั่ง E. S. Davenport และ E. C. Bain (Trans. AIME,

Vol.90. p. 117, 1930) ไดทําการศึกษา การเปลี่ยนแปลงของเฟสออสเตนไนทที่อุณหภูมิคงที่

วิกฤต (Constant Subcritical Temperature) เปนที่ทราบกันดีวาออสเตนไนทไมมีเสถียรภาพที่

อุณหภูมิตํ่ากวา Lower Critical Temperature (Ae1) จึงจําเปนอยางยิ่งที่จะทราบวาใชเวลานาน

เทาไรในการเริ่มตน และสิ้นสุดการเปลี่ยนแปลงโครงของโครงสรางออสเตนไนท และโครงสราง

สุดทายที่ไดคืออะไร

วิธีการที่ดีที่สุดในการศึกษาการเปลี่ยนแปลงของโครงสรางออสเตนไนทในระหวางการเยน็

ตัว คือ การศึกษาการเปลี่ยนแปลงที่อุณหภูมิคงที่ของเหล็กดังกลาว ที่อุณหภูมิตางๆ ในระหวาง

การเย็นตัว ในที่นี้เหล็กกลาที่สวนผสมยูเทคตอยด (Eutectoid Steel) ถูกเลือกนํามาศึกษาเพื่อ

หลีกเลี่ยนผลกระทบจากการมีโครงสรางโพรยูเทคตอยดเฟอรไรท (Pro-Eutectoid Ferrite) หรือ

โพรยูเทคตอยดซีเมนไตต (Pro-Eutectoid Cementite) ในระหวางการเย็นตัว และการ

เปลี่ยนแปลงเฟส

ข้ันตอนในการหาแผนภูมิการเปลี่ยนแปลงโครงสรางที่อุณหภูมิคงที่ (An Isothermal-

Transformation Diagram) สามารถกระทําไดดังขั้นตอนตอไปนี้

ข้ันที่ 1 เตรียมชิ้นงานหลายชิ้นที่ตัดมาจากเหล็กแทงเดียวกัน โดยแขวนชิ้นงานเล็กๆ

เหลานี้ภายในเตาอบดังแสดงในรูป 14 เหตุผลที่เลือกชิ้นงานขนาดเล็กเพื่อใหเหล็กเกิดการ

เปลี่ยนแปลงเนื่องจากอุณหภูมิไดรวดเร็ว

ข้ันที่ 2 นําชิ้นงานเขาสูเตาอบ หรือดางเกลือหลอมเหลวที่อุณหภูมิที่เหมาะสมเพื่อใหเกิด

การเปลี่ยนแปลงไปเปนโครงสรางออสเตนไนท และเรียกอุณหภูมินี้ ว า Austenitizing





17

Temperature สําหรับเหล็กกลายูเทคตอยด AISI 1080 (Eutectoid Steel) อุณหภูมินี้อยูที่

ประมาณ 775°C (1425°F) โดยปลอยใหชิ้นงานตัวอยางอยู ณ อุณหภูมินี้เปนระยะเวลาหนึ่งจน

เกิดการเปลี่ยนแปลงไปเปนโครงสรางออสเตนไนท โดยสมบูรณทั่วทั้งชิ้นงาน

ข้ันที่ 3 หลังจากนั้นจุมแชชิ้นงานในอางเกลือหลอมเหลวที่อุณหภูมิตํ่ากวาอุณหภูมิวิกฤต

(Temperature below the Ae1 line) เชน ที่อุณหภูมิ 710°C (1300°F)

ข้ันที่ 4 หลังจากจุมแชชิ้นงานที่อุณหภูมิ 710°C (1300°F) ที่ระยะเวลาตางๆ ใหนําเหล็ก

ดังกลาวออกจากอางเกลือหลอมเหลว แลวทําใหเย็นตัวอยางรวดเร็วในน้ําเย็น หรือน้ําแข็ง

ข้ันที่ 5 ข้ันตอนดังกลาวขางตนทั้งหมด ถูกกระทําซ้ําที่อุณหภูมิตํ่ากวาอุณหภูมิวิกฤตใหม

หลังจากนั้นนําคาทดสอบที่ไดไปแสดงผลในแผนภูมิ

รูป 14 ตัวอยางชิ้นงานที่ใชในการหาแผนภูมิการเปลี่ยนแปลงโครงสรางของออสเตนไนทที่อุณหภูมิคง (Isothermal-Transformation Diagram, I-T Diagram) (1)

เหตุผลที่เลือกศึกษาที่อุณหภูมิ 710°C (1300°F) เพราะคณะผูวิจัยตองการทราบวาเกิด

อะไรขึ้นกับโครงสรางออสเตนไนท ณ อุณหภูมิดังกลาว แตเนื่องจากไมสามารถศึกษาโครงสรางได

ที่อุณหภูมิสูง ดังนั้นจึงดูโครงสรางที่อุณหภูมิหองแทน (โดยทําการอบใหความรอนที่อุณหภูมิ

710°C หรือ 1300°F) ดังนั้นเราสามารถเปรียบเทียบแสดงความสัมพันธของโครงสรางที่

อุณหภูมิหอง (Microstructure at Room Temperature) ไปสูโครงสรางที่อุณหภูมิสูง

(Microstructure at High Temperature) ไดโดยอยูบนพื้นฐานขอเท็จจริงที่วา

-โครงสรางมารเทนไซตเกิดจากโครงสรางออสเตนไนทเทานั้นที่อุณหภูมิตํ่า

-ถาโครงสรางออสเตนไนทเกิดการเปลี่ยนแปลงที่ อุณหภูมิสูงแลวไดโครงสรางที่มี

เสถียรภาพที่อุณหภูมิหอง อัตราการเย็นตัวเร็วจะไมมีผลตอการเปลี่ยนแปลงโครงสราง หรืออาจ





18

กลาวไดวาถาโครงสรางเพิรลไรทเกิดขึ้นที่อุณหภูมิ 710°C หรือ 1300°F แลวโครงสรางเพิรลไรทนี้ก็

จะเหมือนกันกับโครงสรางเพิรลไรทที่เกิด ณ อุณหภูมิหองถึงแมวาจะนําเหล็กดังกลาวไปทําใหเย็น

ตัวอยางรวดเร็ว โครงสรางก็จะไมเกิดการเปลี่ยนแปลงอีก

ข้ันที่ 3 ถึง 5 แสดงดังรูป 15 กลาวคือ ตัวอยางชิ้นงานหมายเลข 1 ภายหลังจุมแชชิ้นงาน

ในอางเกลือหลอมเหลวที่อุณหภูมิ 1300°F เปนเวลา 30 วินาที แลวทําใหเย็นตัวอยางรวดเร็วจะได

โครงสรางมารเทนไซต 100 เปอรเซ็นตที่อุณหภูมิหอง นั่นหมายความวาที่อุณหภูมิ 1300°F มีเพียง

โครงสรางออสเตนไนทเทานั้นที่ปรากฏ (100 เปอรเซ็นต ออสเตนไนท)

รูป 15 แนวโนมการเปลีย่นแปลงของโครงสรางออสเตนไนทไปเปนเพิรลไรทเกรนหยาบจาก Austenitizing Temperature of 750°C หรือ 1300°F โดย A: ออสเตนไนท M: มารเทนไซต และ P: เพิรลไรท

ชิ้นงานหมายเลข 2 เมื่อจุมแชชิ้นงานในอางเกลือหลอมเหลวเปนเวลา 6 ชั่วโมง หลังจาก

นั้นทําใหเย็นตัวอยางรวดเร็วไดโครงสรางสุดทายเปนมารเทนไซต 95 เปอรเซ็นต และ 5 เปอรเซ็นต

เพิรลไรทเกรนหยาบ (ดูรูป 16 ประกอบ) หมายความวาที่ระยะเวลาในการจุมแชชิ้นงานหมายเลข

2 เปนเวลา 6 ชั่วโมงที่อุณหภูมิ 1300°F โครงสรางประกอบดวย 95 เปอรเซ็นตออสเตนไนท และ 5

เปอรเซ็นตเพิรลไรทเกรนหยาบ ตัวอยางของเสนการเปลี่ยนแปลงของโครงสรางออสเตนไนทที่

อุณหภูมิคงที่ (The Typical Isothermal-Transformation Curve) แสดงดังรูป 16 พื้นที่สีขาวในรูป

เปนโครงสรางมารเทนไซต (พึงระวัง และจําไวเสมอวา ไมเสมอไปที่โครงสรางสีขาวจะเปนมารเทน

ไซต ทั้งนี้นักศึกษาตองพิจารณาสวนผสมทางเคมี กระบวนการขึ้นรูป ตลอดจนถึงน้ํายาเคมีที่ใชกัด

เพื่อดูโครงสรางดวย กอนตัดสินใจวาโครงสรางนั้นๆ เปนโครงสรางใด)





19

เปนที่นาสังเกตจากรูป 16 วา การเปลี่ยนแปลงของโครงสรางออสเตนไนทไปเปน

มารเทนไซต หรือเพิรลไรท นั้น ไมเปนเสนตรง (Non-Linear Transformation) กลาวคือ ในชวงแรก

อัตราการเปลี่ยนแปลงโครงสรางชามาก แลวเปลี่ยนแปลงอยางรวดเร็ว กอนที่จะเปลี่ยนแปลง

อยางชาๆในขั้นสุดทาย

รูป 16 แผนภูมิการเปลีย่นแปลงโครงสรางที่อุณหภูมิคงที่ (Typical Isothermal-Transformation Diagram) ของโครงสรางออสเตนไนทไปเปนเพริลไรท สาํหรบัเหล็กกลา

AISI 1080 ที่อุณหภูมิ 1300°F มารเทนไซตคือสวนที่เปนสขีาว ภาพนี้ใชประกอบการอธิบายการเปลี่ยนแปลงโครงสรางฯ ในชิ้นงานหมายเลขตางๆ ดังแสดงในรปู 15 (1)

จากผลการทดลองนี้เอง 2 จุด (ในที่นี้ คือ เวลา)ที่สําคัญที่ตองนํามาพิจารณา คือ

จุดเริ่มตน และจุดสิ้นสุดของการเปลี่ยนแปลงโครงสรางของออสเตนไนทไปเปนโครงสรางตางๆ

(เชน เฟอรไรท เพิรลไรท เบนไนท มารเทนไซต เปนตน) เมื่อผานการทํา Austenitizing ที่อุณหภูมิ

ตางๆ นอกจาก 2 จุดนี้แลว จุดที่เกิดการเปลี่ยนแปลงไปแลวประมาณ 50 เปอรเซ็นตก็ถูกนํามา

พิจารณาดวย หลังจากนั้นนําคาที่ไดทั้ง 3 จุดของชิ้นเหล็กที่ถูกอบที่อุณหภูมิตางแลวมาสรางกราฟ

แสดงความสัมพันธระหวางอุณหภูมิ-เวลาก็จะได ไดอะแกรมแสดงการเปลี่ยนแปลงเฟสจาก

จุดเริ่มตนไปจนถึงจุดสิ้นสุดการเปลี่ยนแปลงดังแสดงในรูป 17

อยางไรก็ตาม การพล็อตคาจุดเริ่มตน และจุดสิ้นสุดการเปลี่ยนแปลงเฟสในแผนภูมิแสดง

การเปลี่ยนแปลงเฟสที่อุณหภูมิคงที่ (Isothermal-Transformation Diagram, IT Diagram) มักจะ

พล็อตเปนชวงกวางดังนั้นคาที่ไดเปนเพียงการประมาณเทานั้น เวลา (แกนนอน) แสดงใน

ล็อกการิทึ่มสเกล เพื่อสะดวกในการเปลี่ยนแปลงชวงคาบของเวลา เชน 1 นาที หรือ 1 วัน หรือ 1

สัปดาห เปนตน แผนภูมินี้เปนที่รูจักดีในชื่อ Isothermal-Transformation Diagram ชื่ออ่ืนๆ ไดแก

TTT Curve (Transformation, Temperature, Time) หรือ S Curve เพื่อใหไดแผนภูมิที่ใหความ





20

ถูกตองแมนยําจําเปนตองใชชิ้นงานสําหรับศึกษาทั้งผลของกระบวนการอบชุบ และศึกษา

โครงสรางเปนจํานวนมากกวา 100 ชิ้น

รูป 17 แผนภูมิแสดงการวัดการเปลีย่นแปลงของโครงสรางออสเตนไนทที่อุณหภูมิคงที่ดวย I-T Diagram (1)

รูป 18 Isothermal-Transformation Diagram สําหรับเหล็ก AISI 1080 (1)





21

Pro-Eutectoid

I-T Diagram สําหรับเหล็กกลา AISI 1080 แสดงในรูป 18 เหนือเสน Ae1 ออสเตนไนทมี

เสถียรภาพ บริเวณดายซายมือของเสนจุดเริ่มตนการเปลี่ยนแปลง (Beginning of

Transformation Line) ประกอบดวยโครงสรางออสเตนไนทที่ไมเสถียรภาพ (Unstable Austenite)

บริเวณขวามือของเสนจุดสิ้นสุดการเปลี่ยนแปลง (Ending of Transformation Line) คือ

ผลิตภัณฑที่ไดภายหลังสิ้นสุดการเปลี่ยนแปลงของโครงสรางออสเตนไนท สวนบริเวณที่อยู

ระหวางจุดเริ่มตน และจุดสิ้นสุดการเปลี่ยนแปลง (Area in between the Beginning and Ending

of Transformation Lines) ประกอบดวย 3 เฟส คือ A+F+C (ออสเตนไนท+เฟอรไรท และคารไบด

หรือ ออสเตนไนท+ผลิตภัณฑที่ออสเตนไนทเกิดการเปลี่ยนแปลง) จุดที่ไกลที่สุด (อยูชิดแกนตั้ง)

และอยูบนเสนแสดงจุดเริ่มตนการเปลี่ยนแปลงเฟส เรียกวา Nose of the Diagram

ในทุกๆ ไดอะแกรมของเหล็ก (ยกเวนเหล็กกลาที่สวนผสมยูเทคตอยด 0.8 เปอรเซ็นต

คารบอน) จะมีเสนอีกเสนหนึ่งเพิ่มข้ึนมาอยูเหนือจมูกของไดอะแกรม (Nose of the Diagram) ดัง

แสดงในรูป 19 เสนที่เพิ่มนี้บงชี้ถึงการเปลี่ยนแปลงของออสเตนไนทไปเปนโพรยูเทคตอยดเฟอร

ไรทในเหล็กกลาไฮโปยูเทคตอยด (Hypo-Eutectoid Steels, Carbon < 0.8 %) โพรยูเทคตอยด

ซีเมนไตตในเหล็กกลาไฮเปอรยูเทคตอยด (Hyper-Eutectoid Steels, C > 0.8%)

รูป 19 I-T Diagram ของเหล็ก AISI 1050 มี 0.5 เปอรเซ็นตคารบอน และ 0.91 เปอรเซ็นตแมงกานสี ขนาดเกรน 7-8 ASTM Standard ผานการ Austenitizing ที่อุณหภมูิ 1670°F (1)





22

เสนที่ 2 แสดงจุดเริ่มตนของการเปลี่ยนแปลงโครงสรางของออสเตนไนทไปเปนเพิรลไรท

พื้นที่ระหวางเสนที่ 1 และ 2 คือ A+F (ออสเตนไนท+โพรยูเทคตอยดเฟอรไรท) หรือ A+C

(ออสเตนไนท+โพรยูเทคตอยดซีเมนไตต) ปกติเสนทั้งสองจะรวมกันที่จมูกของเสนแสดงจุดเริ่มตน

การเปลี่ยนแปลงของโครงสรางออสเตนไนท

ในรูป 18 Ms Temperature แสดงดวยเสนแนวนอน สวนลูกศรที่ชี้แสดง M50 และ M90คือ

เปอรเซ็นตที่โครงสรางออสเตนไนทเปลี่ยนแปลงไปเปนมารเทนไซตเนื่องจากการทําใหเย็นตัวอยาง

รวดเร็วที่ 50 และ 90 เปอรเซ็นตตามลําดับ 9. การเปลี่ยนแปลงไปเปนเพิรลไรท และเบนไนท (Transformation to Pearlite and Bainite)

ยอนกลับไปดูรูป 19 ที่เกิดขึ้นเหนือจมูกของเสนกราฟ ผลิตภัณฑที่ได คือ เพิรลไรท โครง

สรางเพิรลไรทประกอบดวยโครงสรางที่สลับชั้นกันของโครงสรางเฟอรไรท (α-Iron, BCC

Structure) และซีเมนไตต (Fe3C) ที่อุณหภูมิตํ่ากวา Ae1 (Eutectoid Temperature) เล็กนอย เพิรล

ไรทที่มีชั้นสลับระหวางเฟอรไรท และซีเมนไตตที่หยาบเกิดขึ้นโดยมีความแข็งประมาณ Rockwell

C 15 เมื่ออุณหภูมิที่ทําใหเกิดการเปลี่ยนแปลง (Transformation Temperature) ลดลงการ

สลับกันระหวางเฟอรไรท และซีเมนไตตยังคงเกิดขึ้นเชนเดิม แตระยะหางระวางชั้นที่สลับกันแคบ

ลงจนกระทั่งไมสามารถเห็นการสลับกันของชั้นโครงสรางดังกลาวไดจากกลองจุลทรรศนแบบใช

แสง (Optical Microscope) ดังแสดงในรูป 20 เมื่ออุณหภูมิที่ทําใหเกิดการเปลี่ยนแปลงโครงสราง

และความละเอียดของโครงสรางเพิรลไรทลดลง พบวาความแข็ง (Hardness) เพิ่มข้ึน

พื้นที่ระหวางจมูกของเสนกราฟ (ที่อุณหภูมิประมาณ 950°F) และเสนเริ่มตนการ

เปลี่ยนแปลงไปเปนมารเทนไซต (Ms Temperature) โครงสรางใหมที่สะสม หรือตกตะกอนอยูที่

ขอบเกรนของเฟอรไรท หรือซีเมนไตตเกิดขึ้น โครงสรางนี้เรียกวา เบนไนท (Bainite) (ซึ่งถูกคนพบ

โดย E. C. Bain) เมื่ออุณหภูมิการเปลี่ยนแปลงเฟสสูงขึ้น (Upper Temperature of the

Transformation Range) โครงสรางเบนไนทจะมีแนวโนมที่จะรวมตัวกับโครงสรางเพิรลไรท และ

เรียกโครงสรางนี้วา Upper Bainite (รูป 21a) ที่อุณหภูมิการเปลี่ยนแปลงเฟสต่ํา (Low

temperature) โครงสรางเบนไนทจะมีลักษณะคลายคลึงกับเข็ม และมีแนวโนมรวมตัวกับ

มารเทนไซตจึงเรียกโครงสรางนี้วา Lower หรือ Acicular Bainite ดังแสดงในรูป 22a

รูป 21b แสดงโครงสรางเบนไนทที่เกิด ณ อุณหภูมิ 850°F ที่กําลังขยาย 15000 เทา ที่

ประกอบดวยแผนคารไบดขนาดเล็ก (Tiny Carbide platelets) ที่มีการเรียงตัวขนานไปกับเฟอร

ไรทแบบเข็มที่เปนโครงสรางพื้นฐาน เมื่อ Transformation Temperature ลดลง โครงสราง

เฟอรไรทแบบเข็มจะมีขนาดบางลง และแผนคารไบดก็จะเล็กลงโดยที่โครงสรางทั้งสองมีแนวโนมที่





23

จะอยูใกลชิดกันมากขึ้น (ระยะหางระหวางโครงสรางทั้งสองลดลง) โดยปกติแผนคารไบดมีการ

จัดเรียงตัวโดยทํามุม 60°กับทิศทางตามแกนยาวของของโครงสรางเฟอรไรทแบบเข็ม (Ferrite

Needles) มากกวาการเรียงตัวในทิศทางขนาน (ดูรูป 22b ซึ่งแสดงโครงสรางเบนไนทที่เกิดขึ้น ที่

อุณหภูมิ 500°F ที่กําลังขยาย 15000 เทา)

รูป 20 การเกิดของโครงสรางเพิรลไรทที่อุณหภูมวิิกฤตตางๆ (a) 1300°F (b) 1225°F (c) 1150°F และ (d) 1075°F ที่กําลังขยาย 1500 เทา ขอสังเกตความละเอียดของโครงสราง

เพิรลไรทเพิม่ขึ้นเมื่ออุณหภูมิวกิฤตลดลง (1)

ในขณะที่เพิรลไรทกําเนิดขึ้นโดยโครงผลึกของคารไบด สวนเบนไนทจะเกิดขึ้นโดยโครง

ผลึกของเฟอรไรท ขอแตกตางนี้สังเกตไดจากรูป 23 ความแข็งของโครงสรางเบนไนทอยูระหวาง

Rockwell C 40 ถึง 60 สําหรับ Upper Bainite และ Lower Bainite ตามลําดับ





24

รูป 21 (a) Feathery Bainite และ Fine Pearlite ใน Martensite Matrix ที่กําลังขยาย 1000 เทา (b) โครงสรางเบนไนทที่เกิดขึน้ทีอุ่ณหภูมิ 850°F ถายดวยกลองจุลทรรศน

อิเลคตรอนที่กําลงัขยาย 15000 เทา (1)

รูป 22 (a) Accicular Lower Bainite มีรูปรางคลายเข็มในโครงสรางพื้นฐานมารเทนไซต ที่กําลงัขยาย 2500 เทา (b) โครงสรางเบนไนทที่เกิดขึน้ที่อุณหภูม ิ500°F ถายดวยกลอง

จุลทรรศนอิเลคตรอนที่กาํลังขยาย 15000 เทา (1)

รูป 23 การโตของเพิรลไรทโดยกาํเนดิจากโครงผลึกของคารไบด และการโตของเบนไนทโดยกําเนิดจากโครงผลกึของเฟอรไรท (1)





25

10. เสนโคงการเย็นตัว และแผนภูมิการเย็นตัวที่อุณหภูมิคงที่ (Cooling Curves and I-T Diagram)

เสนโคงการเย็นตัวสามารถหาไดจากการทดลองโดยนํา Thermocouple ติดไวในตําแหนง

ที่แนนอนบนชิ้นงานที่ตองการวัด แลวทําการบันทึกการเปลี่ยนแปลงของอุณหภูมิกับเวลา และเมื่อ

เสนโคงการเย็นตัว มีสเกลเดียวกันกับแผนภูมิการเย็นตัวที่อุณหภูมิคงที่ (I-T Diagram) ดังนั้นเรา

สามารถรวมไดอะแกรมทั้งสองเขาดวยกันดังแสดงในรูป 24

รูป 24 เสนโคงการเยน็ตัวเมื่อปรากฏในแผนภูมิการเปลีย่นแปลงเฟสที่อุณหภูมิคงที่ในเหล็กกลายูเทคตอยด บริเวณที่แรเงา หมายถึงการเปลี่ยนแปลงเฟส (1) เสนโคงการเย็นตัวหมายเลข 1 หมายถึงชิ้นงานมีอัตราการเย็นตัวชาโดยปกติหมายถึง

อัตราการเย็นตัวที่ปรากฏในกระบวนการอบออน (Annealing Process) จากไดอะแกรมพบวา

โครงสรางออสเตนไนทจะยังคงมีเถียรภาพเปนเวลานานจนกระทั่งเสนโคงการเย็นตัวตัดผาน

จุดเริ่มตนการเปลี่ยนแปลงโครงสราง ณ จุด X1 ผลิตภัณฑที่ไดจากการเปลี่ยนแปลงโครงสราง ณ

อุณหภูมินั้นจะเปนโครงสรางเพิรลไรทที่มีเกรนหยาบ (Coarse Pearlite) การเปลี่ยนแปลง

โครงสรางของออสเตนไนทเกดขึ้นอยางตอเนื่องจนกระทั่งถึงจุด X’1 จะเห็นไดวาความแตกตาง





26

ของอุณหภูมิ ณ จุดเริ่มตนการเปลี่ยนแปลงเฟส (X1) และจุดสิ้นสุดการเปลี่ยนแปลงเฟส (X’1) ไม

สูงมากนัก ดังนั้นโครงสรางเพิรลไรทที่มีเกรนหยาบจึงคอนขางสม่ําเสมอและมีความแข็งต่ํา ที่

อุณหภูมิตํ่ากวา X’1 อัตราการเย็นตัวไมมีผลตอโครงสรางจุลภาค และสมบัติตางๆ

(Microstructure and Properties) หรืออาจกลาวไดวาที่อุณหภูมิตํ่ากวาจุดสิ้นสุดการเปลีย่นแปลง

โครงสราง ถึงแมวาจะเพิ่มอัตราการเย็นตัวใหกับชิ้นงานก็ไมทําใหเกิดการเปลี่ยนแปลงโครงสราง

ในชิ้นงานอีก และดวยเหตุผลนี้เองจัดไดวามีประโยชนในภาคปฏิบัติ หรือภาคอุตสาหกรรม

กลาวคือ ไมจําเปนตองปลอยใหชิ้นงานเย็นตัวภายในเตาจนถึงอุณหภูมิหองตามภาคทฤษฎีของ

กระบวนการอบออน เพียงแตปลอยใหชิ้นงานเย็นตัวจนถึงจุดสิ้นสุดการเปลี่ยนแปลงโครงสราง

หลังจากนั้นนําชิ้นงานออกจากเตา จะทําใหประหยัดเวลาเพราะถาปลอยใหชิ้นงานเย็นภายในเตา

จนถึงอุณหภูมิหองจะใชเวลานาน

เสนโคงการเย็นตัวหมายเลข 2 หมายถึง Isothermal หรือ Cycle Annealing มี

จุดมุงหมายเพื่อใหเกิดความสม่ําเสมอของโครงสราง กระทําไดโดยปลอยใหชิ้นงานเย็นตัวจาก

อุณหภูมิอบชุบ (Hardening or Austenitizing Temperature) จนถึงอุณหภูมิชวงบน (Upper

Temperature for Transformation) ของ I-T Diagram แลวปลอยแชทิ้งไวทีอุณหภูมินี้เปน

ระยะเวลาหนึ่งจนการเปลี่ยนแปลงโครงสรางเสร็จโดยสมบูรณ

เสนโคงการเย็นตัวหมายเลข 3 จะมีอัตราการเย็นตัวที่สูงกวากระบวนการอบออน (เสนโคง

หมายเลข 1) ดังนั้นอาจหมายความวานี่ คือ กระบวนการอบปกติ (Normalizing) จากไดอะแกรม

ชี้ใหเห็นวาการเปลี่ยนแปลงโครงสรางเริ่มตน ณ จุด X3 โดยใหโครงสรางเพิรลไรทเกรนหยาบ (โดย

ใชเวลาที่ส้ันกวาการอบออนในเสนโคงการเย็นตัวหมายเลข 1) การเปลี่ยนแปลงดังกลาวจะสิ้นสุด

ณ จุด X’3 โดยไดโครงสรางเพิรลไรทเกรนขนาดปานกลาง อยางไรก็ตามเมื่อพิจารณาความ

แตกตางของชวงอุณหภูมิระหวางจุดเริ่มตน และจุดสิ้นสุดการเปลี่ยนแปลงโครงสราง (Different

Temperatures between X3 and X’3) จะเห็นไดวามีคามาก ดังนั้นจึงทําใหเกิดความไมสม่ําเสมอ

ของโครงสรางเพิรลไรทที่ได โดยบางแหงจะเปนเกรน หยาบ บางแหงจะเปนเกรนปานกลาง

เสนโคงการเย็นตัวหมายเลข 4 เปนตัวอยางของอัตราการเย็นตัว ของชิ้นงานที่ทําใหเย็น

โดยการกวนในน้ํามันโดยประกอบดวยโครงสรางผสมระหวางเพิรลไรทเกรนหยาบ และปานกลาง

เสนโคงการเย็นตัวหมายเลข 5 เปนตัวอยางของอัตราการเย็นตัวที่ถูกรบกวน

(Intermediate Cooling) โดยมีจุดเริ่มตนการเปลี่ยนแปลงโครงสรางที่ X5 ในระยะเวลาสั้นจึงได

โครงสรางเพิรลไรทเกรนละเอียดโครงสรางดังกลาวจะเกิดอยางตอเนื่อง จนกระทั่งเกิดการสัมผัสที่

X’5 (สมมติวาเกิดการเปลี่ยนแปลงของโครงสรางออสเตนไนทไปเปนเพิรลไรทเกรนละเอียดแลว

ประมาณ 25 เปอรเซ็นต) ทีอุณหภูมิตํ่ากวาจุด X’5 การเปลี่ยนแปลงโครงสรางของออสเตนไนทไม





27

สามารถเกิดขึ้นได โครงสราง ณ จุด นี้ ประกอบดวย 25 เปอรเซ็นตของเพิรลไรทเกรนละเอียดที่

รูปรางกลมอยูลอมรอบเกรนออสเตนไนท โครงสรางนี้จะยังคงอยูจวบจนกระทั่งเสนโคงการเย็นตัว

ไปตัดกับ Ms Temperature ที่จุด X’’5 โครงสรางออสเตนไนทก็จะเกิดการเปลี่ยนแปลงไปเปนมาร

เทนไซต ดังนั้นโครงสรางสุดทายที่ได คือ 75 เปอรเซ็นตมารเทนไซต และ 25 เปอรเซ็นตเพิรลไรท

เกรนละเอียดที่มีรูปรางกลมและอยูลอมรอบเกรนของออสเตนไนทดังแสดงในรูป 25 อยางไรก็ตาม

ถาโครงสรางเพิรลไรทเกิดขึ้นเพียงเล็กนอย บริเวณสีดําของโครงสรางเพิรลไรทในโครงสรางพื้นฐาน

สีขาวที่เปนมารเทนไซตจะมีเพียงเล็กนอย และอาจทําใหเห็นอาณาบริเวณของโครงสราง

ออสเตนไนท และขนาดเกรนของโครงสรางออสเตนไนทด้ังเดิมกอนที่จะเกิดการเปลี่ยนแปลง

โครงสราง

รูป 25 โครงสรางจุลภาคที่เกิดขึ้นเมื่ออัตราการเยน็ตัวถูกรบกวน (Intermediate Cooling) ประกอบดวยโครงสรางเพิรลไรทเกรนละเอียดทีม่ีรูปรางกลมอยูลอมรอบโครงสราง

ออสเตนไนท ที่กําลังขยาย 150 เทา (1) เสนโคงการเย็นตัวหมายเลข 6 เปนตัวอยางของเสนโคงการเย็นตัวที่ทําใหเกิดการเย็น

ตัวอยางรวดเร็ว จึงทําใหเสนโคงไมตัดกับจมูกของกราฟ โครงสรางออสเตนไนทจะคงอยูจนกระทั่ง

เสนโคงการเย็นตัวสัมผัสกับ เสน Ms ที่จุด X6 การเปลี่ยนแปลงของโครงสรางออสเตนไนทไป

เปนมารเทนไซตเกิดขึ้นในชวงระยะเวลาระหวาง เสน Ms และ Mf โครงสรางสุดทายที่ได คือ

มารเทนไซตทั้งหมดที่มีความแข็งสูง





28

จะเห็นไดวาเพื่อใหไดโครงสรางมารเทนไซต 100 เปอรเซ็นต จําเปนอยางยิ่งตองหลีกเลี่ยง

การเย็นตัวที่จะสัมผัสบริเวณจมูก ดังนั้นเสนโคงการเย็นตัวหมายเลข 7จึงเปรียบไดกับเปนอัตรา

การเย็นตัววิกฤต (Critical Cooling Rate, CCR) สําหรับเหล็กชนิดนี้ อัตราการเย็นตัวใดๆก็ตามที่

ชากวาอัตราการเย็นตัววิกฤตนี้จะตัดกับจมูก และทําใหไดโครงสรางที่ออนกวามารเทนไซต แตถา

อัตราการเย็นตัวใดที่มีอัตราการเย็นตัวที่เร็วกวาอัตราการเย็นตัววิกฤตก็จะทําใหไดโครงสรางมาร

เทนไซตเทานั้นไมมีโอกาสเกิดโครงสรางอื่น

เปนที่นาสังเกตวาโอกาสที่จะเกิด 100 เปอรเซ็นตของโครงสรางเพิรลไรท หรือ มารเทนไซต

โดยการทําใหเย็นตัวอยางตอเนื่อง (Continuous Cooling) แตไมมีโอกาสที่จะไดโครงสรางเบนไนท

100 เปอรเซ็นต วิธีการที่จะทําใหไดโครงสรางเบนไนททั้งหมดกระทําไดโดยปลอยใหชิ้นงานเย็น

ตัวอยางรวดเร็วพอเพื่อหลีกเลี่ยงการสัมผัสบริเวณจมูกของกราฟ หลังจากนั้นปลอยใหชิ้นงานแช

อยูในชวงอุณหภูมิที่ทําใหเกิดโครงสรางเบนไนทเปนระยะเวลาหนึ่งจนการเปลี่ยนแปลงโครงสราง

เสร็จสมบูรณซึ่งแสดงไดโดยเสนโคงการเย็นตัวหมายเลข 6 และ 8 ในรูป 24 11. การเปลี่ยนแปลงโครงสรางอยางตอเนื่อง (Transformation on Continuous Cooling)

ตามภาคทฤษฎีเสนโคงแสดงอัตราการเย็นตัว (Cooling-Rate Curves) ไมควรที่จะแทรก

เขาไปในแผนภูมิแสดงการเย็นตัวที่อุณหภูมิคงที่ (Isothermal Transformation Diagram, I-T

Diagram) ดังแสดงในเนื้อหากอนหนานี้

I-T Diagram แสดงความสัมพันธระหวาง เวลา-อุณหภูมิสําหรับการเปลี่ยนแปลง

โครงสรางของออสเตนไนทที่ปรากฏเฉพาะที่อุณหภูมิคงที่ แตในความเปนจริง กระบวนการทาง

ความรอน (Heat Treatment Process) เกี่ยวของกับการเปลี่ยนแปลงที่มีการเย็นตัวอยางตอเนื่อง

(Continuous Cooling) มีความเปนไปไดที่จะแปลง I-T Diagram ไปสูแผนภูมิอ่ืนที่สามารถแสดง

การเปลี่ยนแปลงของโครงสรางออสเตนไนทในระหวางการเย็นตัวอยางตอเนื่อง ซึ่งแผนภูมินี้รูจัก

กันดีในชื่อ Cooling-Transformation Diagram (C-T Diagram)

ตัวอยางของแผนภูมิแสดงการเย็นตัวอยางตอเนื่องของเหล็กกลายูเทคตอยด แสดงดังรูป

26 หากพิจารณา I-T Diagram ของเหล็กกลายูเทคตอยด ดังรูป 24 เปรียบเทียบกับ CCT

Diagram (รูป 26) จะสังเกตไดวาจมูกของเสนกราฟใน CCT Diagram จะเลื่อนต่ําลง และเคลื่อน

ไปทางขวามือ อัตราการเย็นตัววิกฤตที่สัมผัสกับจมูกของกราฟใน CCT Diagram จะมี

คาประมาณ 250°F/s จากคาอัตราการเย็นตัววิกฤตดังกลาวจะเห็นไดวา อัตราการเย็นตัวนี้มีคา

นอยกวาคาอัตราการเย็นตัววิกฤตที่ไดจาก I-T Diagram ดังนั้นอาจสรุปไดวาการประเมินคาอัตรา

การเย็นตัววิกฤติที่จะใหไดโครงสรางมารเทนไซตในระหวางการเย็นตัวจาก I-T Diagram มีการ





29

คลาดเคลื่อนเล็กนอย (คือ ตองการเวลานอยกวา) อยางไรก็ตามคาที่คลาดเคลื่อนนี้ชวยเพิ่มโอกาส

ในการใหไดมาของโครงสรางมารเทนไซต

รูป 26 Continuous Cooling Transformation (CCT) Diagram ที่ดัดแปลงจาก I-T Diagram สําหรบัเหลก็ยูเทคตอยด (0.8 เปอรเซ็นตคารบอน) (1)

ในรูป 26 สังเกตไดวาไมมีอาณาบริเวณที่แสดงการเกิดโครงสรางเบนไนท (Bainite) ซึ่ง

แตกตางไปจากเหล็กกลาที่มีธาตุผสม (Alloyed Steels)

ตัวอยางของ CCT Diagram สําหรับเหล็กกลาที่มีธาตุผสมแสดงดังรูป 27 ซึ่งเปนเหล็ก

ไฮโปยูเทคตอยด (Hypo-Eutectoid Steel, Carbon < 0.8%) ทําใหมี บริเวณของโครงสราง

เพิ่มเติม กลาวคือ แบงเปนบริเวณโครงสรางออสเตนไนทเปลี่ยนไปเปนเฟอรไรท (Austenite-to-

Ferrite) ซึ่งไมปรากฏในเหล็กกลายูเทคตอยด (มีคารบอน 0.8 เปอรเซ็นต) ในเหล็กกลาชนิดนี้

(AISI 4340) บริเวณที่เปนโครงสรางเพิรลไรท (Pearlite) อยูหางออกไปทางขวามือของไดอะแกรม





30

และบริเวณนี้ไมกดทับบริเวณที่เปนโครงสรางเบนไนท (Bainite) ดังนั้นถาอัตราการเย็นตัวอยู

ระหวาง 2100 และ 54000°F/h จึงมีโอกาสเปนไปไดที่จะมีโครงสรางเบนไนทปรากฏในโครงสราง

จุลภาค

ขอสังเกต พึงระวังวา ที่อัตราการเย็นตัวในบริเวณจมูกตอนบน (Upper-Nose) 2100°F/h

ไมใชอัตราการเย็นตัววิกฤตที่จะไดโครงสรางมารเทนไซต แตที่อัตราการเย็นตัววิกฤตในบริเวณ

จมูกตอนลาง (Lower-Nose) หรือหัวเขาของไดอะแกรม (Knee of Diagram) ที่อัตรา 54000°F/h

เทานั้นที่จะทําใหไดโครงสรางมารเทนไซต

รูป 27 CCT Diagram สําหรับเหลก็กลาที่มีธาตุผสมระบบสามธาตุ (AISI 4340): 0.42 เปอรเซ็นตคารบอน 0.78 เปอรเซ็นตแมงกานีส 1.79 เปอรเซ็นตนิกเกลิ

0.80 เปอรเซ็นตโครเมียม และ 0.33 เปอรเซ็นตโมลิบดีนัม (1) อยางไรก็ตามยังไมเปนที่เขาใจอยางแทจริงในการแปลง I-T Diagram เพื่อใหได CCT

Diagram การศึกษาที่อุณหภูมิคงที่ (Isothermal Studies) มีจุดมุงหมายเพื่อการจัดแบงประเภท

ของโครงสรางจุลภาคในระหวางการเย็นตัวอยางตอเนื่องของเหล็ก และเพื่อชี้ใหเห็นวาที่อัตราการ

เย็นตัวใด โครงสรางใดเกิดขึ้นบาง





31

I-T diagram มีประโยชนสําหรับการออกแบบ วางแผนกระบวนการอบชุบทางความรอน

(Planning Heat treatment) และทําใหเขาใจวาเหล็กนั้นๆ มีปฏิสัมพันธเชนใดกับกระบวนการทาง

ความรอน อยางไรก็ตาม I-T Diagram ไมสามารถใชในการทํานายโครงสรางจุลภาคที่เกิดจาก

กระบวนการทางความรอนนั้นๆ ไดอยางแมนยํา เปนเพียงการอนุมานอยางคราวๆ เทานั้น

นอกจากนี้พึงระลึกไวเสมอวา I-T Diagram ไดมาจากการทดลองของกลุมตัวอยางชิ้นงาน

จํานวนหนึ่งเทานั้น ดังนั้นเมื่อใชชิ้นงานกลุมอ่ืนก็พึงไดผลที่แตกตาง 12. ตําแหนงของแผนภูมิการเย็นตัวที่อุณหภูมิคงที่ (Position of the I-T Curves)

มีตัวแปรอยู 2 ชนิดเทานั้นที่จะทําใหตําแหนงของแผนภูมิการเย็นตัวที่อุณหภูมิคงที่เกิด

การเปลี่ยนแปลง คือ สวนผสมทางเคมี (Chemical Composition) และขนาดเกรนของ

ออสเตนไนท (Austenite Grain Size)

ตัวอยางเชน การเพิ่มปริมาณคารบอน เพิ่มปริมาณธาตุผสม หรือการเพิ่มขนาดเกรนของ

ออสเตนไนท จะหนวงเหนี่ยวการเปลี่ยนแปลงโครงสราง/เฟส โดยขยับ หรือเลื่อน I-T Diagram ไป

ทางขวามือ ดวยเหตุนี้จึงทําใหมีโอกาสไดโครงสรางมารเทนไซตไดงายเพราะอัตราการเย็นตัว

วิกฤตชาลง (เสนโคงการเย็นตัวมีโอกาสตัดจมูกของกราฟลดลง) นอกจากการหนวงเหนี่ยวการ

เปลี่ยนแปลงเฟสแลวยังรวมไปถึงการเพิ่มความสามารถในการชุบแข็งไดลึก (Hardenability or

Depth Penetration of Hardness) อีกดวยหากเหล็กนั้นมีธาตุผสม หรือคารบอน หรือขนาดเกรน

ของออสเตนไนทเพิ่มข้ึนผลของการเพิ่มปริมาณคารบอนสามารถเห็นไดจากรูป 28รูป 30

รูป 28 แสดง I-T Diagram ของเหล็กกลา AISI 1035 เสน Ms Temperature อยูที่

ประมาณ 750°F เนื่องจากเหล็กนี้เปนเหล็กกลาไฮโปยูเทคตอยดจึงมีบริเวณการเปลี่ยนแปลงของ

โครงสรางออสเตนไนทไปเปนโครงสรางเฟอรไรท (Austenite to Ferrite Region) จมูกของกราฟไม

ปรากฏ ซึ่งแสดงใหเห็นวาโอกาสที่จะไดโครงสรางมารเทนไซตเปนไปไดยาก โครงสรางจุลภาคของ

เหล็กดังกลาวประกอบดวยโครงขายเฟอรไรทที่อยูลอมรอบมารเทนไซตดังแสดงในรูป 29

รูป 30แสดง I-T Diagram สําหรับเหล็กกลา AISI 1050 ซึ่งมีคารบอน 0.5 เปอรเซ็นต เมื่อ

เปรียบเทียบกับเหล็กกลา AISI 1035 ซึ่งมีคารบอน 0.35 เปอรเซ็นต จะเห็นไดชัดเจนวาการเพิ่ม

ปริมาณคารบอนในเหล็กทําให I-T Diagram ขยับไปทางขวามือจึงทําใหมีโอกาสมองเห็นจมูกของ

กราฟ และคา Ms Temperature จะลดลงเหลืออยูที่ประมาณ 620°F ในทางทฤษฎีเพื่อใหได

โครงสรางมารเทนไซตจําเปนตองมีอัตราการเย็นตัวที่เร็วพอในระดับ 1000°F ภายใน 7 วินาที

โครงสรางจุลภาคของเหล็ก AISI 1050 แสดงดังรูป 31 ซึ่งประกอบดวยโครงสรางสีดําของเพิรลไรท

ที่อยูลอมรอบออสเตนไนท มีเบนไนทขนนก (Feathery Bainite) และมีโครงสรางพื้นเปน

มารเทนไซตที่สามารถมองเห็นไดชัดเจนกวาเหล็กกลาคารบอนตํ่า (AISI 1035)





32

รูป 28 I-T Diagram สําหรบัเหล็ก AISI 1035: 0.35 เปอรเซ็นตคารบอน 0.37 เปอรเซ็นตแมงกานสี ขนาดเกรนตามมาตรฐาน ASTM: 75

เปอรเซ็นต เบอร 2 ถึง 3 และ 25 เปอรเซ็นต เบอร 7 ถึง 8 ผานการทํา Austenitizing ที่ 1550°F (1)

รูป 29 โครงสรางจุลภาคของเหลก็กลาคารบอนต่ํา ชุบแข็งในน้าํ แสดงโครงขายของโครงสรางเฟอรไรทที่ลอมรอบโครงสรางมารเทนไซต

(a) ที่กําลังขยาย 100 เทา (b) ที่กําลงัขยาย 500 เทา (1)





33

รูป 30 I-T Diagram สําหรบัเหล็ก AISI 1050:

0.50 เปอรเซ็นตคารบอน 0.91 เปอรเซ็นตแมงกานสี ขนาดเกรนตามมาตรฐาน ASTM: เบอร 7 ถึง 8

ผานการทํา Austenitizing ที่ 1670°F (1)

รูป 31 โครงสรางจุลภาคของเหลก็กลาคารบอนปานกลาง ชุบแข็งในน้าํ แสดงโครงสรางสีดําของเพิรลไรทที่อยูบริเวณขอบเกรนของออสเตนไนท เบนไนทขนนก

และโครงสรางพื้นที่เปนมารเทนไซต (a) ที่กําลังขยาย 100 เทา (b) ที่กําลงัขยาย 750 เทา (1)





34

รูป 32 I-T Diagram สําหรบัเหล็ก 1335: 0.35 เปอรเซ็นตคารบอน 1.85 เปอรเซ็นตแมงกานสี

ขนาดเกรนตามมาตรฐาน ASTM: 70 เปอรเซ็นตเบอร 7 และ 30 เปอรเซ็นตเบอร 2 ผานการทํา Austenitizing ที่ 1550°F (1)

เพื่อใหเห็นถึงผลของธาตุผสมตอการเปลี่ยนแปลงตําแหนง และรูปรางของ I-T Diagram

ตัวอยางของ I-T Diagram สําหรับเหล็กกลาแมงกานีส (AISI 1335) จึงถูกนํามาพิจารณาดังแสดง

ในรูป 32 เมื่อเปรียบเทียบ I-T Diagram ของเหล็กดังกลาวกับเหล็กกลาคารบอน 0.35 เปอรเซ็นต

(ดูรูป 28) พบวาการเติมธาตุแมงกานีส (Mn) เพียง 1.5 เปอรเซ็นตชวยขยับ หรือเลื่อนแผนภูมิไป

ทางขวามือ ทําใหมีโอกาสเห็นจมูกของกราฟได แสดงวาโอกาสที่จะชุบเหล็กดังกลาวใหมีความ

แข็งเพิ่มข้ึน หรือไดโครงสรางมารเทนไซตก็เปนไปไดมากกวาในเหล็กกลาคารบอนธรรมดาที่ไมมี

ธาตุผสม (Plain Carbon Steel) นอกจากนี้เปนขอสังเกตวารูปรางของไดอะแกรมก็เปลี่ยนไปโดยมี

รูปรางเปน S-Shape ซึ่งมีประโยชนชวยใหออกแบบการอบออนโดยใชระยะเวลาสั้นๆ ไดจาก

ไดอะแกรมนี้ กลาวคือ ณ จุด X (ดูรูป 32) การเปลี่ยนแปลงโครงสรางจะเสร็จส้ินภายในระยะเวลา

เพียง 5 นาที ที่อุณหภูมิ 1100°F ในขณะที่อุณหภูมิ 1200°F จะใชเวลาถึง 1 ชั่วโมง ดังนั้นการทํา

Isothermal Annealing ที่อุณหภูมิ 1100°F จะชวยใหประหยัดเวลา และพลังงาน





35

รูป 33 I-T Diagram สําหรบัเหล็กที่มีสวนผสม: 0.33 เปอรเซ็นตคารบอน 0.45 เปอรเซ็นตแมงกานสี โครเมยีม 1.97 เปอรเซ็นต

ขนาดเกรนตามมาตรฐาน ASTM: เบอร 6 ถึง 7 ผานการทํา Austenitizing ที่ 1600°F (1)

การเติมโครเมียม 2 เปอรเซ็นตดังแสดงในรูป 33ไมไดขยับ หรือเลื่อนไดอะแกรมไป

ทางขวามือ แตจะเปลี่ยนรูปรางของไดอะแกรมโดยเฉพาะอยางยิ่งในชวงอุณหภูมิ 900 ถึง 1200°F

ผลของการเติมธาตุผสมจะเปนแบบสะสม ดังจะเห็นไดจาก CCT Diagram ในเหล็กที่มี

ธาตุผสมอยางนอย 3 ธาตุ (รูป 27) คาอัตราการเย็นตัววิกฤตมีคาประมาณ 54000°F/h หรือ

15°F/s เมื่อเปรียบเทียบกับเหล็กกลายูเทคตอยดที่มีอัตราการเย็นตัววิกฤตประมาณ 250°F/s จะ

เห็นไดวาเหล็กกลายูเทคตอยดมีอัตราการเย็นตัวที่ชากวา และมีความสามารถในการชุบแข็งไดตํ่า

ในขณะที่เหล็กกลาที่มีธาตุผสมอยางนอย 3 ธาตุ จะมีอัตราการเย็นตัววิกฤตที่ชากวามาก และมี

ความสามารถในการชุบแข็งไดลึก และเปนการงายกวาในการเกิดมารเทนไซตเพียงแคเติมธาตุ

ผสมถึงแมวาเหล็กกลาที่มีธาตุผสมนี้จะมีปริมาณคารบอนนอยกวาก็ตาม และดวยเหตุนี้เองจึง

นิยมเติมธาตุผสมเพื่อชวยใหการชุบแข็งไดงาย





36

โดยปกติธาตุดังตอไปนี้มีแนวโนมในการเลื่อนไดอะแกรมไปทางขวา (ชวยเพิ่มโอกาสใน

การชุบแข็ง และไดโครงสรางมารเทนไซตงาย) โดยเรียงลําดับจากธาตุที่มีความรุนแรงสูงสุดไป

ตํ่าสุด ไดแก วาเนเดียม (V) ทังสเตน (W) โมลิบดีนัม (Mo) โครเมียม (Cr) แมงกานีส (Mn) ซิลิกอน

(Si) และนิกเกิล (Ni)

ผลของขนาดเกรนออสเตนไนทที่มีตอการหนวงเหนี่ยวอัตราการเย็นตัวแสดงดังรูป 34 จะ

เห็นไดชัดเจนวาเมื่อเกรนออสเตนไนทมีขนาดโตขึ้น ตําแหนงของไดอะแกรมถูกเลื่อนไปทางขวามือ

ทําใหเพิ่มโอกาสในการไดโครงสรางมารเทนไซต และเพิ่มความสามารถในการชุบแข็ง

รูป 34 I-T Diagram ของเหล็กทีม่ี 0.87 เปอรเซ็นตคารบอน 0.30 เปอรเซ็นตแมงกานสี และ 0.27 เปอรเซ็นตวาเนเดียม

โดย — มีขนาดเกรน เบอร 2-3 ผานการทํา Austenitizing ที่อุณหภูมิ 1925°F … มีขนาดเกรน เบอร 11 ผานการทํา Austenitizing ที่อุณหภูม ิ1500°F แสดงการเลือ่นไดอะแกรมไปทางขวาโดยออสเตนไนทที่มีเกรนโต (1)

สรุปไดวามีตัวแปรเพียง 2 ชนิดเทานั้นที่มีผลในการลดอัตราการเย็นตัววิกฤต หรือเลื่อน I-

T Diagram ไปทางขวามือ คือ การเพิ่มปริมาณคารบอน หรือธาตุผสม และสุดทาย คือ การเพิ่ม

ขนาดเกรนออสเตนไนท ในขณะที่การเติมธาตุผสมไมมีผลตอการเพิ่มความแข็งสูงสุดที่จะไดใน

เหล็กนั้นๆ ซึ่งความแข็งที่ไดในเหล็กนั้นถูกควบคุมดวยปริมาณของธาตุคารบอนเทานั้น

เหล็กกลาคารบอนธรรมดา ที่ปราศจากธาตุผสมสามารถชุบแข็งไดโดยการทําใหเย็น

ตัวอยางรวดเร็วในน้ํา (Water Quenched) ในขณะที่เหล็กที่มีปริมาณคารบอนใกลเคียงกัน แตเตมิ





37

ธาตุผสมบางชนิดเขาไปก็อาจชุบแข็งไดลึกกวา หรือมีความแข็งมากกวา หรือสามารถชุบแข็งได

แมวามีอัตราการเย็นตัวที่ชากวา เชน การชุบในน้ํามัน (Oil Quenched) การชะลออัตราการเย็นตัว

มีผลดี คือ ลดความเสี่ยงการบิดเบี้ยว และการแตกราวของชิ้นงานในระหวางกระบวนการทาง

ความรอน ในขณะที่การเพิ่มขนาดเกรนออสเตนไนทมีผลกระทบที่คลายคลึงกับการเติมธาตุผสม

แตมีขอดอย คือ ขนาดเกรนที่โตของออสเตนไนทมีแนวโนมในการลดความแกรง (Toughness)

ของเหล็ก ดังนั้นถาตองการลดอัตราการเย็นตัววิกฤติ โดยไมทําลายสมบัติทางกล วิธีการที่ดีที่สุด

คือ การเติมธาตุผสม 13. อุณหภูมิสําหรับอบชุบ (Hardening or Austenitizing Temperature)

อุณหภูมิที่แนะนําสําหรับการอบชุบในเหล็กกลาไฮโปยูเทคตอยด (คารบอน < 0.8

เปอรเซ็นต) คือ เหนือเสน A3 ประมาณ 50°F (10°C) คลายคลึงกับอุณหภูมิที่แนะนําในการอบ

ออน (Annealing Process) ถาใชอุณหภูมิที่ตํ่ากวาเสน A3 อาจทําใหมี โพรยูเทคตอยดเฟอรไรท

เหลือคางอยูที่บริเวณขอบเกรนภายหลังเสร็จส้ินกระบวนการชุบแข็ง ทําใหโครงสรางไมสม่ําเสมอ

ความแข็งต่ํากวาที่ตองการ และมีจุดออน ณ บริเวณดังกลาว

รูป 35 โครงสรางจุลภาคของเหลก็กลาคารบอนสงู ชุบแข็งในน้าํมันจากอุณหภูมิระหวาง เสน Acm และ A3,1 ประกอบดวยโครงสรางเพิรลไรท (สีดํา) อยูภายในโครงสรางมารเทน

ไซต (สีขาว) ที่กําลังขยาย 500 เทา ขอสังเกต พบวามีคารไบดขนาดเลก็ รูปรางกลมกระจายตัวอยูภายในโครงสรางเพิรลไรท (1)

สําหรับเหล็กกลาไฮเปอรยูเทคตอยด (คารบอน > 0.8 เปอรเซ็นต) อุณหภูมิที่แนะนําใหใช

สําหรับทํา Austenitizing คือ อยูระหวางเสน Acm และ A3,1ดังนั้นคารไบดที่ไมสามารถถูก

ละลายไดหมดจะยังคงเหลือคางในโครงสราง ณ อุณหภูมิหอง รูป 35 แสดงโครงสรางจุลภาคของ

เหล็กกลาไฮเปอรยูเทคตอยดที่ชุบแข็งในน้ํามันจากชวงอุณหภูมิทํา Austenitizing ระหวางเสน





38

Acm และ A3,1 พบวามีคารไบดขนาดเล็กรูปรางกลมที่ละลายไมหมดกระจายอยูในโครงสราง

เพิรลไรท สวนในโครงสรางมารเทนไซตเปนไปไดยากที่จะสังเกตเห็น หากทํา Austenitizing ที่

อุณหภูมิสูงกวาเสน Acm ทําใหคารไบดดังกลาวละลายได แตมีผลเสีย คือ เกรนของออสเตนไนท

จะโต ทําใหเกิดความเสี่ยงตอการแตกราวในระหวางการเย็นตัว 14. ความสม่ําเสมอของออสเตนไนท (Homogeneity of Austenite)

ในที่นี้หมายถึงความสม่ําเสมอของปริมาณคารบอนที่ปรากฏในโครงสรางออสเตนไนท

เพื่อใหเขาใจไดงาย พิจารณาเหล็กกลาไฮโปยูเทคตอยดในระหวางถูกใหความรอน เมื่อผานเสน

A1 เกรนออสเตนไนทที่เกิดจากเกรนเพิรลไรทจะมีคารบอนประมาณ 0.8 เปอรเซ็นต เมื่อใหความ

รอนตอไปเกรนออสเตนไนทที่เกิดจากโพรยูเทคตอยดเฟอรไรทจะมีคารบอนในปริมาณเล็กนอย

จนกระทั่งใหความรอนจนเกินเสน A3 เกรนออสเตนไนททั้งหมดมีคารบอนไมเทากันทุกเกรน เมื่อ

ทําใหเย็นตัวอยางรวดเร็ว เกรนออสเตนไนทที่มีคารบอนตํ่าก็จะไมมีโอกาสไดโครงสรางมารเทน

ไซต ในขณะที่เกรนออสเตนไนทที่มีคารบอนสูงมีโอกาสไดโครงสรางมารเทนไซต จึงทําให

โครงสรางสุดทายที่ไดมีความแข็งไมสม่ําเสมอเนื่องจากโครงสรางที่ไมสม่ําเสมอนั่นเอง อยางไรก็

ตามปญหานี้สามารถหลีกเลี่ยงไดโดยการใหความรอนแกเหล็กอยางชาๆ (อัตราการใหความรอน

กับเหล็กต่ํา) ทําใหอะตอมคารบอนมีโอกาสในการแพรในระหวางกระบวนการใหความรอนทําใหมี

คารบอนสม่ําเสมอภายในโครงสราง อยางไรกามวิธีนี้ไมเหมาะสมสําหรับภาคอุตสาหกรรมเพราะ

ใชเวลานาน และสิ้นเปลืองพลังงาน วิธีการที่เหมาะสม และมีความเปนไปไดในทางปฏิบัติ คือ อุน

ชิ้นงานจนถึงอุณหภูมิชุบแข็ง (Hardening or Austenitizing Temperature) แลวแชชิ้นงานไว ณ

อุณหภูมิดังกลาวเปนระยะเวลา 1 ชั่วโมงตอความหนา หรือเสนผาศูนยกลาง 1 นิ้ว 15. กลไกการถายเทความรอนในระหวางการชุบแข็ง (Mechanism of Heat Removal During Quenching)

โครงสร า งจุ ลภาค (Microstructure) ความแข็ ง (Hardness) และความแข็ งแรง

(Strength) เปนผลเนื่องจากกระบวนการทางความรอนที่ถูกควบคุมโดยอัตราการเย็นตัวใน

ระหวางกระบวนการชุบแข็ง ถาอัตราการเย็นตัวที่แทจริงเร็วกวาอัตราการเย็นตัววิกฤตโครงสราง

สุดทายที่ไดมีเพียงมารเทนไซตเทานั้น ถาอัตราการเย็นตัวที่แทจริงนอยกวาอัตราการเย็นตัววิกฤต

ผลที่ได คือ เหล็กชิ้นนั้นไมสามารถชุบแข็งไดโดยสมบูรณตามที่ตองการ นอกจากนี้หากพบวา

ภายในชิ้นงานเดียวกันมีอัตราการเย็นตัวที่ตางกันมากๆ จะไดโครงสรางที่ไมสม่ําเสมอ กลาวคือ

บางบริเวณแข็ง บางบริเวณออน ดวยเหตุนี้ จําเปนอยางยิ่งตองเขาใจกลไกของการถายเทความ

รอนในระหวางกระบวนการชุบแข็ง (Quenching Process)

เพื่อความเขาใจ พิจารณาตัวอยางเสนโคงการเย็นตัวของเหล็กรูปทรงกระบอกที่ผานการ

ชุบแข็งในน้ําอุนดังแสดงในรูป 36 แทนที่จะแสดงอัตราการเย็นตัวที่ (Cooling Rate) คงที่ตลอด





39

กระบวนการชุบแข็ง กลับพบวาเสนโคงการเย็นตัว (Cooling Curve) แบงเปน 3 ชวง พึงระวัง

เกี่ยวกับเสนโคงการเย็นตัว (Cooling Curve) และอัตราการเย็นตัว (Cooling Rate)

เสนโคงการเย็นตัว (Cooling Curve) แสดงการเปลี่ยนแปลงอุณหภูมิตามเวลาในระหวาง

กระบวนการชุบแข็ง ในขณะที่อัตราการเย็นตัว (Cooling Rate) แสดงถึงอัตราการเปลี่ยนแปลง

ของอุณหภูมิตอเวลา อัตราการเย็นตัวสามารถหาไดจากเสนโคงการเย็นตัวโดยการลากเสนสัมผัส

(Tangent) กับเสนโคงการเย็นตัว หลังจากนั้นหาคาความชัน (Slope of Tangent) ก็จะไดคาอัตรา

การเย็นตัว ถาเสนสัมผัสมีความชันนอยแสดงวามีอัตราการเย็นตัวชา จากการลากเสนสัมผัสเสน

โคงการเย็นตัวในรูป 36 พบวาอัตราการเย็นตัว (Cooling Rate) มีการเปลี่ยนแปลงในระหวางการ

เย็นตัว

รูป 36 ตัวอยางเสนโคงการเย็นตัวในเหล็กรปูทรงกระบอกที่ผานการชบุแข็งในน้ําอุน (1) ชวงการเย็นตัว A ไอระเหยหอหุมผิวชิ้นงาน (เปนฉนวน) ในชวงแรกนี้ อุณหภูมิของโลหะ

สูงเนื่องจากตัวกลางในการชุบแข็ง (Quenching Medium) กลายเปนไอระเหยลอมรอบผิวชิ้นงาน

และมีฟลมบางๆของไอนี้อยูลอมรอบโลหะรอน การเย็นตัวดวยการนํา และการแผความรอน

(Conduction and Radiation) ผานแผนฟลมของไอระเหยเปนไปไดยาก ดังนั้นอัตราการเย็นตัวจึง

ตํ่า

ชวงการเย็นตัว B ไอระเหยชวยสงผานความรอน ในชวงนี้เมื่อชิ้นงาน หรือเหล็กเย็นตัว

จนถึงระดับเดียวกันกับที่ฟลมของไอระเหยไมมีเสถียรภาพอีกตอไป ฟลมนี้จึงแตกออกทําให

ผิวชิ้นงาน หรือเหล็กมีโอกาสสัมผัสกับตัวกลางในการชุบแข็ง ทําใหความรอนภายในชิ้นงานถูก

ถายเทอยางรวดเร็ว ชวงนี้จัดเปนชวงการถายเทความรอนที่เร็วที่สุดในระหวางการเย็นตัว

ชวงการเย็นตัว C ชวงนี้เกิดขึ้นเมื่อผิวของชิ้นงานมีอุณหภูมิเทากับจุดเดือดของตัวกลางใน

การชุบแข็ง ไอระเหยจึงไมมีโอกาสเกิดไดอีกตอไป ดังนั้นการถายเทความรอนจึงเกิดขึ้นดวยการนํา





40

และการพาความรอน (Conduction and Convection) ผานของเหลว (ตัวกลางในการชุบแข็ง) จัด

ไดวาเปนชวงการเย็นตัวที่ชาที่สุดใน 3 ชวง

มีตัวแปรมากมายที่ควบคุมอัตราการเย็นตัวของชิ้นงาน ตัวแปรที่สําคัญที่สุด คือ ชนิดของ

ตัวกลางในการชุบแข็ง อุณหภูมิของตัวกลางที่ใชในการชุบแข็ง พื้นผิวสัมผัสของชิ้นงาน ขนาด และ

น้ําหนักของชิ้นงาน เปนตน 16. ตัวกลางในการชุบแข็ง (Quenching Medium)

จากกลไกการถายเทความรอน ตัวกลางในการชุบแข็งในอุดมคติ ควรมีอัตราการเย็นตัว

เร่ิมตนที่คอนขางสูงเพื่อดูดความรอนออกจากชิ้นงานไดเร็ว ทําใหอัตราการเย็นตัวของชิ้นงานเร็ว

พอที่จะไมสัมผัสกับจมูกของ I-T Diagram เพื่อใหไดโครงสรางที่มีความแข็ง เชน มารเทนไซต

อยางไรก็ตาม ตัวกลางในการชุบแข็งควรมีอัตราการเย็นตัวที่ชาลงเมื่อเวลาผานไป และชวงที่

อุณหภูมิของชิ้นงานลดลงทั้งนี้เพื่อไมใหเกิดการถายเทความรอนระหวางตัวกลาง และชิ้นงานเร็ว

มากเกินไปทําใหเกิดการบิดเบี้ยว และการแตกราวของชิ้นงานในที่สุด

ในความเปนจริง ไมมีตัวกลางในการชุบแข็งใดที่มีลักษณะดังกลาวขางตน น้ํา และ

สารละลายของเกลือมีอัตราการเย็นตัวที่สูงทั้งในชวง A และ B ซึ่งจะขัดขวางการเย็นตัวในชวง

อุณหภูมิตํ่าของชิ้นงานทําใหเกิดความเสี่ยงตอการบิดเบี้ยว และแตกราวของชิ้นงาน สวนตัวกลาง

ในการชุบแข็งที่เปนน้ํามัน จะมีชวงการเย็นตัว A ที่ยาว และมีชวงการเย็นตัว B ที่ส้ันซึ่งมีอัตราการ

เย็นตัวที่ชาทําใหความแข็งที่ไดไมสูงมากนัก

ตัวอยางของตัวกลางในการชุบแข็งที่ใชในภาคอุตสาหกรรมเรียงลําดับตามความรุนแรงใน

การถายเทความรอนไดดังนี้

- สารละลายน้ําเกลือความเขมขน 10 เปอรเซ็นต

- น้ํา(ที่ปลอยใหไหลผานชิ้นงาน)

- เกลือหลอมเหลว

- สารละลายที่มีน้ําเปนองคประกอบหลัก หรือน้ํามันที่ละลายได

- น้ํามัน

- อากาศ

ตัวอยางของเสนโคงการเย็นตัว (Cooling Curve) ในตัวกลางสําหรับชุบแข็งชนิดตางๆ

ของเหล็กกลาไรสนิมที่มีขนาดเสนผาศูนยกลาง ½ นิ้วแสดงดังรูป 37 เสนโคงที่อยูชิดทางดาน

ซายมือ คือ สารละลายเกลือความเขมขน 10 เปอรเซ็นตที่อุณหภูมิ 75°F (23°C) จากเสนโคงการ

เย็นตัวที่ตําแหนงใจกลางของชิ้นงานในสารละลายน้ําเกลือดังกลาว พบวามีชวงที่กลายเปนไอ

ลอมรอบชิ้นงานในระยะเวลาที่ส้ันเพียง 1 วินาที หลังจากนั้นเปลี่ยนไปสูชวงการเดือดของตัวกลาง





41

อยางรวดเร็วซึ่งมีอัตราการเย็นตัวอยางรวดเร็ว และชวงสุดทายใชเวลาเพียง 10 วินาที สวน

ตัวกลางที่เปนน้ําแลวปลอยใหไหลผานชิ้นงาน (Tap Water at 75°F) พบวา ชวงกลายเปนไอมี

ระยะเวลาที่นานกวาน้ําเกลือ แลวตกลงสูชวงการเดือดของตัวกลางภายใน 3 วินาที อัตราการเย็น

ตัวในชวงนี้จะไมเร็วเทากับในน้ําเกลือ ชวงที่ 3 เกิดขึ้นภายใน 15 วินาที

พิจารณาเสนโคงการเย็นตัวของเกลือหลอมเหลว ในที่นี้เปนสารประกอบอนินทรียที่มีจุด

หลอมเหลวต่ํา ถูกใหความรอนจนกระทั่งหลอมละลายแลวใชเปนตัวกลางในการชุบแข็ง ในกรณีนี้

เกลือหลอมเหลวมีจุดหลอมเหลวประมาณ 400°F สังเกตไดวาเกลือหลอมเหลวมีชวงที่ระเหย

กลายเปนไอเคลือบผิวชิ้นงานสั้นมากใกลเคียงกับตัวกลางที่เปนน้ําเกลือ อยางไรก็ตามอัตราการ

เย็นตัวในระหวางการเดือดของตัวกลางไมรวดเร็วเทากับในน้ําเกลือ หรือน้ํา และเขาสูชวงที่ 3

ภายในเวลา 10 วินาที เสนโคงการเย็นตัว 2 เสนถัดไปเปนเสนโคงการเย็นตัวของน้ํามัน น้ํามันชนิด

แรกชื่อ Gulf Super-Quench มีอุณหภูมิ 125°F ชนิดที่สอง คือ น้ํามันที่มีอุณหภูมิ 125°F เชนกัน

น้ํามันทั้งสองชนิดแสดงชวงการเกิดไอลอมรอบช้ินงานเปนระยะเวลานาน ขอแตกตาง คือ Gulf

Super-Quench จะเขาสูชวงการเดือดของตัวกลางภายในเวลา 7 วินาที ในขณะที่น้ํามันธรรมดา

ใชเวลาประมาณ 13 วินาที ชวงสุดทายของการถายเทความรอน Gulf Super-Quench ใชเวลา

ประมาณ 15 วินาที สวนน้ํามันธรรมดาใชเวลา 22 วินาที

รูป 37 เสนโคงการเยน็ตัว ในตวักลางสําหรบัชุบแข็งชนิดตางๆ ของเหล็กกลาไรสนิมที่มีขนาดเสนผาศูนยกลาง ½ นิ้ว ความยาว 2 ½ นิ้ว ไมแกวงในขณะชุบ (1)





42

สวนเสนโคงการเย็นตัวของอากาศที่อุณหภูมิ 82°F ไมเกิดชวงกลายเปนไอลอมรอบ

ชิ้นงาน ดังนั้นจึงมีอัตราการเย็นตัวที่ชามากตลอดระยะเวลาของการเย็นตัว อัตราการเย็นตัวของ

ตัวกลางในการชุบแข็งตางๆ สามารถสรุปไดอยางคราวๆ ในตารางที่ 2

ตารางที่ 2 อัตราการเย็นตัวที่จุดศูนยกลางของชิ้นงานเหล็กกลาไรสนิม (Stainless Steel) ที่มีเสนผาศูนยกลาง ½ นิ้ว ความยาว 2 ½ นิ้ว ชุบแข็งในตัวกลางตางๆ จากอุณหภูมิ 1500°F

อัตราที่ 1300°F, °F/s อัตราที่ 1200°F, °F/s คาอัตราเฉลี่ยที่ 1250-

900°F, °F/s

ตัวกลางในการ

ชุบแข็ง

75° 125° 75° 125° 75° 125°

น้ําเกลือ 10 % 382 296 382 325 383 287

น้ํา 211 46 223 117 220 176

Gulf Super-

Quench Oil 80 85 170 180 135 137

Slow Oil 36 32 30 26 39 44

10% Soluble

Oil, 90% น้ํา 36 30 36 30 34 28

อากาศ 5 ... 4 ... 3

เ ก ลื อ

ห ล อ ม เ ห ล ว

(400°F)

162 130 66

17. อุณหภูมิของตัวกลางในการชุบแข็ง (Temperature of Quenching Medium)

โดยปกติแลวเมื่ออุณหภูมิของตัวกลางในการชุบแข็งเพิ่มข้ึน อัตราการเย็นตัวจะลดลง (รูป

37 และตารางที่ 2) เนื่องจากเปนการเพิ่มความมีเสถียรภาพใหกับสถานะไอของตัวกลางในการชุบ

แข็ง เมื่อตัวกลางมีอุณหภูมิใกลเคียงกับจุดเดือดแลว จึงตองการความรอนเพียงเล็กนอยในการทํา

ใหเกิดสถานะไอ (ยิ่งเห็นไดชัดเจนในน้ําเกลือ และน้ํา)

จากตารางที่ 1 ในกรณีของ Gulf Super-Quench พบวาอัตราการเย็นตัวเพิ่มข้ึนเมื่อ

อุณหภูมิของตัวกลางสูงขึ้น ซึ่งตรงขามกับประโยคกอนหนานี้ ในกรณีของน้ํามันมีขอเท็จจริงสอง

ประการที่ตองนํามาพิจารณา เมื่ออุณหภูมิของน้ํามันเพิ่มข้ึนอัตราการเย็นตัวลดลงเนื่องจากมี





43

แนวโนมในการขยายชวงเวลาการเกิดไอลอมรอบชิ้นงาน อยางไรก็ตามเมื่ออุณหภูมิสูงขึ้น น้ํามันมี

แนวโนมที่จะมีความหนืดลดลง (เปนของเหลวมากขึ้น) ทําใหมีอัตราการถายเทความรอนผาน

ของเหลวไดดีข้ึน จะเห็นไดวาขอเท็จจริงทั้งสองประการขัดแยงกัน ซึ่งตองพิจารณาวาขอเท็จจริงใด

มีอิทธิพลมากกวา แนวโนมอัตราการเย็นตัวก็จะเปนไปในทิศทางนั้น เชน ถาอัตราการนําความ

รอนผานของเหลว (น้ํามันที่มีอุณหภูมิสูง) มีอิทธิพลมากกวาผลของฟลมบางที่ปกคลุมผิวชิ้นงาน

นั่นหมายความวากรณีนี้น้ํามันมีแนวโนมเพิ่มอัตราการเย็นตัวนั่นเอง

ดังนั้นเพื่อเปนการปองกันการเพิ่มข้ึนของอุณหภูมิของตัวกลางในการชุบแข็งในระหวาง

การชุบแข็ง จําเปนตองเตรียมปริมาตรของตัวกลางสําหรับชุบแข็งใหเพียงพอ และในบางกรณีมี

การติดตั้งแทงกวนไวภายในเพื่อใหเกิดการไหลวนของตัวกลางรอบๆ ผิวชิ้นงานในระหวางชุบแข็ง

เพื่อจะไดมีอุณหภูมิสม่ําเสมอทั่วทั้งชิ้นงาน

อัตราการเย็นตัวสามารถปรับปรุงได และอุณหภูมิของตัวกลางที่ใชในการชุบแข็งสามารถ

ควบคุมใหคงที่ไดโดยการกวนดังที่ไดกลาวมาแลว ผลของการกวนชวยเรงใหมีอัตราการเย็นตัวที่

สูงขึ้น และลดชวงการเกิดไอดังแสดงในรูป 38

รูป 38 ผลของการกวนตอเสนโคงการเย็นตัวในเหลก็กลาไรสนิม ชุบแข็งในน้ํามันที่อุณหภมูิ 125°F (1)





44

ระดับความรุนแรงของตัวกลางตางๆ สําหรับชุบแข็งแสดงในตารางที่ 3 โดยใหระดับความ

รุนแรงในน้ํามีคา เทากับ 1 การกวนในระหวางการชุบในตัวกลางชวยปรับใหไดอัตราการเย็นตัวที่

หลายระดับทั้งนี้ข้ึนอยูกับระดับของการกวน

ตารางที่ 3 ระดับความรุนแรงของตัวกลางตางๆ ที่ใชในการชุบแข็ง โดยระดับความรุนแรงของน้ําเทากับ 1 (1)

วิธีการทําใหเย็นตัว น้ํามนั น้ํา น้ําเกลือ

ไมมีการไหลวนทั้งของเหลว และ

ชิ้นงาน 0.25-0.30 0.9-1.0 2

กวนชาๆ 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)

เมื่อเหล็กสัมผัสกับบรรยากาศที่ทําใหเกิดปฏิกิริยาออกซิเดชัน (เหล็กทําปฏิกิริยากับ

ออกซิเจนในอากาศ แลวเกิดการรวมตัวระหวางเหล็กและออกซิเจนไดเหล็กออกไซด) เนื่องจากมี

ไอน้ํา หรือออกซิเจนภายในเตาอบ ทําใหเกิดเหล็กออกไซดซึ่งตอไปนี้ในกระบวนการอบชุบทาง

ความรอนขอเรียกวา สเกล (Scale)

จากผลการทดลองพบวาชั้นบางๆของสเกลที่ปรากฏบนผิวของชิ้นงานมีผลนอยมากตอ

อัตราการเย็นตัวในระหวางการเย็นตัวของเหล็ก แตถาสเกลนั้นมีความหนามาก (0.005 นิ้ว) จะทํา

ใหอัตราการเย็นตัวชาลงดังแสดงในรูป 39 นอกจากนี้ยังมีโอกาสที่สเกล หรือเหล็กออกไซดนี้จะ

ลอนหลุดออกจากผิวเหล็กในระหวางการเคลื่อนยายชิ้นเหล็กออกจากเตาไปสูภาชนะ หรือถัง

สําหรับชุบแข็ง ทําให เกิดความไมสม่ําเสมอของอัตราการเย็นตัวที่ ผิวชิ้นงาน ดังนั้นใน

ภาคอุตสาหกรรมจําเปนอยางยิ่งตองหลีกเลี่ยงการเกิดเหล็กออกไซด

มีหลายวิธีที่ใชในภาคปฏิบัติเพื่อหลีกเลี่ยงการเกิดเหล็กออกไซด วิธีการตางๆเหลานี้ข้ึนอยู

กับรูปรางของชิ้นงานที่นํามาอบชุบ ชนิดของเตาที่ใช เครื่องมือที่เกี่ยวของ และคาใชจาย เปนตน

-Copper Plating การเคลือบทองแดงที่ผิวจะชวยปกปองผิวไมใหเกิดเหล็กออกไซด วิธีนี้

คอนขางประหยัด





45

-การควบคุมบรรยากาศภายในเตาใหเปนกาซเฉื่อย โดยการพนกาซดังกลาวเขาไปในเตา

ตัวอยางของกาซดังกลาวไดแก ไฮโดรเจน แอมโมเนีย และกาซที่ไดจากการเผาไหมของ

สารประกอบไฮโดรคารบอน เชน มีเทน และโพรเพน เปนตน

รูป 39 ผลของเหลก็ออกไซดที่มีตอเสนโคงการเยน็ตัวของเหลก็กลา SAE 1095 ชุบแข็งใน Gulf Super-Quench Oil ที่มีอุณหภูมิ 125°F และมีการกวนอยางรุนแรง (1)

19. ขนาด และน้ําหนัก (Size and Mass)

เนื่องจากเฉพาะพื้นที่ผิวของชิ้นงานเทานั้นที่มีโอกาสสัมผัสกับตัวกลางสําหรับชุบแข็ง

ดังนั้นอัตราสวนของพื้นที่ผิวตอน้ําหนักจึงเปนตัวแปรสําคัญในการกําหนดอัตราการเย็นตัว

อัตราสวนนี้เปนฟงกชันของรูปทรงของชิ้นงาน และพื้นที่ที่มีขนาดใหญสุดคือพื้นที่วงกลม ดังนั้นจึง

เลือก พิจารณารูปทรงกระบอกยาว พื้นที่ ผิวมีคาเทากับเสนรอบวงคูณดวยความยาวของ

ทรงกระบอก และน้ําหนักมีคาเทากับพื้นที่หนาตัดคูณดวยความยาว และความหนาแนนของวัสดุ

ดังนั้นอัตราสวนที่ได คือ

( ) ρρππ

DLDDL

MassaSurfaceAre 4

4/ 2 == (2)

เมื่อ =ρ ความหนาแนน

จากการคํานวณพบวาอัตราสวนจะแปรผกผันกับเสนผาศูนยกลาง กลาวคือ ถา

เสนผาศูนยกลางเพิ่มข้ึน อัตราสวนระหวางพื้นที่ผิวตอน้ําหนักลดลง และอัตราการเย็นตัวลดลง

ดวย หรืออีกนัยหนึ่ง คือ ถาใชตัวกลางสําหรับชุบแข็งชนิดเดิม ชิ้นงานที่มีขนาดใหญจะมีการเย็น

ตัวชากวาชิ้นงานขนาดเล็กดังแสดงในรูป 40





46

รูป 40 ผลของน้ําหนกัตอเสนโคงการเยน็ตัวของเหลก็กลาไรสนิม ที่ชุบแข็งในน้ํามันที่มีอุณหภูมิ 125°F (1)

จากการทดลองชุบแข็งเหล็กกลาคารบอนปานกลาง 0.45 เปอรเซ็นต ขนาด

เสนผาศูนยกลางของชิ้นงานอยูระหวาง ½ ถึง 5 นิ้ว ถูกอบใหความรอนที่อุณหภูมิหนึ่ง (อุณหภูมิ

นั้น คือ Austenitizing Temperature) หลังจากนั้นทําใหเย็นตัวอยางรวดเร็วในน้ํา ภายหลังวัดคา

ความแข็งที่ผิวของชิ้นงานตางๆ ดังกลาว ไดผลลัพธดังนี้

ขนาดเสนผาศูนยกลางของชิ้นงาน

(นิ้ว)

ความแข็งที่ผิว (Rockwell C)

0.5 59

1 58

2 41

3 35

4 30

5 24

จากผลลัพธที่ ไดอาจกลาวไดวาอัตราการเย็นตัวที่แทจ ริงของชิ้นงานที่มีขนาด

เสนผาศูนยกลาง ½ และ 1 นิ้วเกินคาอัตราการเย็นตัววิกฤต (Critical Cooling Rate) สําหรับเหล็ก

ชนิดนี้ จึงทําใหไดโครงสรางมารเทนไซตโดยสมบูรณ และมีคาความแข็งสูงสุด สวนชิ้นงานที่มี

ขนาดเสนผาศูนยกลาง 2 และ 3 นิ้วมีอัตราการเย็นตัวในระดับปานกลาง ดังนั้นโครงสรางจลุภาคที่





47

ไดจึง เปนมาร เทนไซต เพิรลไรท เกรนละเอียด และเฟอร ไรท สุดทายชิ้นงานที่มีขนาด

เสนผาศูนยกลาง 4 และ 5 นิ้วมีอัตราการเย็นตัวที่ชา ดังนั้นโครงสรางจุลภาคที่ไดจึงเปนเพิรลไรท

และเฟอรไรท การประมาณคาความแข็ง และเสนโคงการเย็นตัวที่แทจริงของชิ้นงานดังกลาวใน I-T

Diagram แสดงดังรูป 41

รูป 41 เสนโคงการเยน็ตัว (วัดที่ผิว) โครงสรางสุดทายที่ควรจะเปน และความแข็ง ของเหลก็ที่มขีนาดเสนผาศูนยกลางตางๆ สัมพันธกับ I-T Diagram

ของเหลก็กลาคารบอน 0.45 เปอรเซ็นต (1) จากที่กลาวมาขางตนพิจารณาเฉพาะความแข็ง และอัตราการเย็นตัวที่ผิวของชิ้นงาน

เพราะในความเปนจริงผิวชิ้นงานเทานั้นที่มีโอกาสสัมผัสโดยตรงกับตัวกลางสําหรับชุบแข็ง ดังนั้น

บริเวณผิวชิ้นงานจึงถูกทําใหเย็นอยางรวดเร็ว สวนภายในชิ้นงานการถายเทความรอนจะเปนไป

อยางชาๆ โดยกระบวนการนําความรอน (Conduction) ความรอนจะถายเทจากเนื้อชิ้นงานภายใน

ออกไปสูผิว จนกระทั่งที่ใจกลางชิ้นงานมีอุณหภูมิเทากับที่ผิวและตัวกลางสําหรับชุบแข็ง ดังนั้นใจ

กลางชิ้นงานจะมีอัตราการเย็นตัวที่ชากวาที่ผิว รูป 42 แสดง Time-Temperature Cooling Curve

ที่ตําแหนงตางๆ ในแทงเหล็กที่มีขนาดเสนผาศูนยกลาง 1 นิ้ว ชุบแข็งในน้ํา จากรูปนี้หากลากเสน

ในแนวตั้งฉากโดยเลือกที่ระยะเวลา 2 วินาทีในการพิจารณา พบวาที่ผิวของแทงเหล็กอุณหภูมิ

ลดลงมาอยูที่ 600°F ในขณะที่ใจกลางชิ้นงานอุณหภูมิสูงถึง 1470°F ความแตกตางของอุณหภูมิ

ที่ผิวและใจกลางชิ้นงานมีคาเทากับ 870°F ณ ส้ินสุดเวลา 2 วินาทีภายหลังการชุบแข็งในน้ํา

ความแตกตางของอุณหภูมิดังกลาวนี่เองที่เปนสาเหตุใหเกิดความเคน (Stress) ระหวาง

กระบวนการอบชุบ ซึ่งอาจเปนผลใหเกิดการบิดเบี้ยว และแตกราวของชิ้นงาน





48

รูป 42 Time-Temperature Cooling Curve ที่ตําแหนงตางๆ ของแทงเหลก็ที่มขีนาดเสนผาศูนยกลาง 1 นิ้ว ชบุแข็งในน้าํ (1)

ผลของคาความแข็งที่ตําแหนงตางๆของแทงเหล็กดังกลาวแสดงดังรูป 43 ซึ่งอาจเรียกวา

Hardness Penetration หรือ Hardness-Transverse Diagram

รูป 43 ความซึมลึกของความแข็ง หรือ เสนกราฟความแข็งในทิศทางขวางหนาตัด สําหรบัชิ้นงานขนาดตางๆ ที่ชุบแขง็ในน้ํา:

(a) SAE 1045 Steel (b) SAE 6140 Chromium-Vanadium Steel (1)





49

ความสามารถในการชุบแข็ง (Hardenability) เชื่อมโยงโดยตรงกับการซึมลึกของความ

แข็ง (Depth of Hardness Penetration) กลาวคือ ชิ้นงาน หรือเหล็กที่มีความสามารถในการชุบ

แข็งไดดี คือ การซึมลึกของความแข็งมาก จากรูป 43 เปนไปตามความคาดหมายคือ เมื่อขนาด

ชิ้นงานใหญข้ึนความแข็งลดลง และในทุกขนาดชิ้นงานพบวาที่ผิวจะมีความแข็งสูงกวาที่ใจกลาง

ชิ้นงาน

นอกจากนี้ยังพบวา ความแข็งขนาด Rockwell C 30 สามารถไดจาก

-ที่ผิวของชิ้นงานที่มีเสนผาศูนยกลาง 4 นิ้ว

-ที่ความลึกจากผิวประมาณ ½ นิ้วในชิ้นงานที่มีเสนผาศูนยกลาง 3 นิ้ว

-ที่ตลอดพื้นที่หนาตัดของชิ้นงานที่มีขนาดเสนผาศูนยกลาง 2 นิ้ว

ทั้ง 3 จุดดังกลาวไดคาความแข็งในระดับเดียวกัน เนื่องจากอัตราการเย็นตัวที่แทจริง

(Actual Cooling Rate) ของชิ้นงานทั้งสามในตําแหนงนั้นๆ มีคาเทากัน ซึ่งนําไปสูการสรุปที่

สําคัญ คือ ในเหล็กที่ระบุสวนผสมทางเคมี และขนาดเกรนออสเตนไนทที่แนนอน ไมวาขนาด

ชิ้นงาน และเงื่อนไขการชุบแข็งเปนเชนไรก็ตาม ณ ตําแหนงใดๆ ที่มีอัตราการเย็นตัวที่แทจริง

เทากันแลว ความแข็งตองมีคาเทากันดวย อยางไรก็ตามพึงระวังไววา การกลับประโยคดังกลาวไม

เปนจริงเสมอไป กลาวคือ ณ ตําแหนงใดๆที่มีความแข็งเทากันในเหล็กที่มีสวนผสม และขนาด

เกรนออสเตนไนทที่แนนอน อัตราการเย็นตัวที่แทจริงอาจเทากัน หรือไมเทากันก็ได ตัวอยางเชน

ถาที่ใจกลางมีอัตราการเย็นตัวที่สูงกวาอัตราการเย็นตัววิกฤต ความแข็งที่ใจกลางก็เทากับความ

แข็งที่ผิว แตคาอัตราการเย็นตัวที่แทจริงทั้งสองบริเวณอาจตางกันดังแสดงในรูป 44

การเพิ่มความสามารถในการชุบแข็ง หรือเพิ่มการซึมลึกของชั้นความแข็งสามารถกระทํา

ไดโดย 2 วิธีดังนี้

-ที่อัตราการเย็นตัวที่แทจริงถูกกําหนดไวแลว ตองทําใหอัตราการเย็นตัววิกฤตชาลง (เลือ่น

I-T Diagram ไปทางขวา) โดยการเติมธาตุผสม หรือเพิ่มขนาดเกรนออสเตนไนท

-ที่ I-T Diagram ถูกกําหนดไวแลว ตองเพิ่มอัตราการเย็นตัวที่แทจริงโดยการเลือกใช

ตัวกลางสําหรับชุบแข็งที่มีความสามารถในการถายเทความรอนไดรวดเร็ว หรือเพิ่มการกวนใน

ระหวางชุบแข็ง





50

รูป 44 ความซึมลึกของความแข็ง หรือ เสนกราฟความแข็งในทิศทางขวางหนาตัด สําหรบัชิ้นงานขนาดตางๆ ที่ชุบแขง็ในน้ํามัน:

(a) SAE 1045 Steel (b) SAE 6140 Chromium-Vanadium Steel (1)

20. การอบคืนตัว (Tempering) ชิ้นงาน หรือเหล็กในสภาพภายหลังการชุบแข็ง โครงสรางที่ไดเปนมารเทนไซต (ถามี

คารบอนมากพอ และอัตราการเย็นตัวที่แทจริงเร็วกวาอัตราการเย็นตัววิกฤต) ซึ่งแข็ง และเปราะ

(Brittle) จึงยังไมเหมาะที่จะนําไปใชงาน นอกจากนี้ผลของการเกิดโครงสรางมารเทนไซตยังทําให

มีความเคนเหลือคาง (Residual Stresses) ดังนั้นทุกครั้งภายหลังกระบวนการชุบแข็ง

(Hardening) จําเปนตองทําการอบคืนตัว (Tempering) ดวยการใหความรอนแกชิ้นงานไปจนถึง

อุณหภูมิหนึ่งที่ตํ่ากวาขอบเขตลางของอุณภูมิวิกฤต (Lower Critical Temperature) จุดประสงค

ของการอบคืนตัว คือ การลดความเครียดเหลือคาง ปรับปรุงความแกรง (Toughness) และความ

เหนียว (Ductility) ของเหล็ก อยางไรก็ตามการเพิ่มความเหนียวจากกระบวนการอบคืนตัวยอมทํา

ใหความแข็ง (Hardness) และความแข็งแรง (Strength)

โดยปกติตลอดชวงอุณหภูมิที่ใชสําหรับอบคืนตัว (Tempering Temperature) ความแข็ง

ลดลง และความแกรงเพิ่มข้ึน เมื่ออุณหภูมิที่ใชสูงขึ้น ขอความนี้จะเปนจริงเมื่อการวัดคาความ

แกรงไดมาจากการลดลงของพื้นที่หนาตัดในชิ้นงานทดสอบแรงดึง (Reduction of Area in

Tensile Testing) ขอความนี้จะไมเปนจริงถาคาความแกรงวัดจากการทดสอบแรงกระแทกที่

เรียกวา Izod หรือ Charpy Test





51

เหล็กเกือบทั้งหมดจะแสดงคาความแกรงที่ไดจากการทดสอบแรงกระแทกลดลง

(Decrease in Notched-Bar Toughness) เมื่ออุณหภูมิอบคืนตัวอยูระหวาง 400-800°F (200-

420°C) ความแข็ง และความแข็งแรงก็ลดลงดวย สาเหตุของการลดลงของคาความแกรงเนื่องจาก

การอบคืนตัวในชิ้นงานทดสอบแรงกระแทกยังไมเปนที่ทราบแนชัด การเปลี่ยนแปลงของความแข็ง

และ Notched-Bar Toughness ในเหล็กกลาคารบอนปกติ (Plain-Carbon Steels) และเหล็กกลา

ที่มีธาตุผสมตํ่า (Low-Alloy Steels) แสดงดังรูป 45

รูป 45 ความแข็ง และความแกรงที่ไดจากการทดสอบแรงกระแทก ในเหลก็กลา AISI 4140 หลังจากอบคืนตัว 1 ชั่วโมงที่อุณหภมูติางๆ (1)

ชวงอุณหภูมิอบคืนตัวระหวาง 400-800°F (200-420°C) จัดเปนเสนแบงสําหรับการ

เลือกใชงานที่ตองการความแข็ง และความแกรงสูง ตัวอยางเชน ถาชิ้นงานตองการความแข็ง หรือ

ความตานทานการสึกหรอสูง อุณหภูมิอบคืนตัวที่เหมาะสม คือ 400°F (200°C) แตถาสมบัติทาง

กลหลักที่ตองการ คือ ความแกรงสูง อุณหภูมิอบคืนตัวที่เหมาะสม คือ 800°F (420°C)

อยางไรก็ตามพึงระลึกไวเสมอวาความแกรงที่เปลี่ยนแปลงไปตามอุณหภูมิอบคืนตัวในรูป

45 ไดจากการทดสอบแรงกระแทกซึ่งชิ้นงานถูกเตรียมใหมีรอยบาก (ณ บริเวณรอยบากจะมีความ

เคนสะสมมาก) จึงอาจเปนตัวแปรที่มีผลตอคาความแกรง ดังนั้นอาจเปนการดี ถาใชความเหนียว

(Ductility) ที่ชวงอุณหภูมิอบคืนตัวระหวาง 400-800°F (200-420°C) เปนตัวบงชี้ความแกรงของ

เหล็ก ผลของอุณหภูมิอบคืนตัวที่มีตอสมบัติทางกลตางๆ ของเหล็กกลาคารบอนธาตุผสมตํ่าเกรด

AISI 4140 แสดงดังรูป 46





52

รูป 46 สมบติัทางกลของเหล็กกลาคารบอนที่มีธาตุผสมต่ําเกรด AISI 4140 หลังชุบแข็งในน้ํามัน และอบคืนตัวที่อุณหภูมิตางๆ (1)





53

มารเทนไซตเปนสารละลายของแข็งแบบอิ่มตัวยวดยิ่ง (Supersaturated Solid Solution)

ที่มีคารบอนละลายอยูในโครงสรางผลึก Body-Centered Tetragonal Structure (BCT

Structure) จัดเปนโครงสรางกึ่งสมดุล (Metastable) (คือ พรอมที่จะคืนสูโครงผลึกเดิมในที่นี้ คือ

Body-Centered Cubic, BCC เมื่อไดรับพลังงานกระตุน เชน พลังงานความรอน แรงกระแทก

เปนตน) เมื่อมารเทนไซตไดรับพลังงานความรอนโดยการอบคืนตัว ธาตุคารบอนเกิดการแพรออก

จากตําแหนงในโครงผลึก BCT แลวคารบอนรวมตัวกับเหล็กไดคารไบด (ซีเมนไตต) สวนเหล็ก

(BCT) ที่สูญเสียคารบอนก็จะกลับคืนสูโครงผลึก BCC

เมื่อเหล็กกลาคารบอนถูกใหความรอนในชวงอุณหภูมิอบคืนตัวระหวาง 100-400°F (45-

200°C) โครงสรางมารเทนไซตเมื่อถูกกัดกรดจะมีสีดํา จึงเรียกวา Black Martensite โครงสราง

มารเทนไซตสีดํานี้จะเริ่มสูญเสียโครงผลึกเดิม (คือ Tetragonal Crystal Structure) โดยการเกิด

Hexagonal Close-Pack Transition Carbide (Epsilon-Carbide) รวมกับ Low-Carbon

Martensite จากการศึกษาดวยรังสีเอกซ ในรูป 47 แสดงการลดลงของ c/a โดยคารบอนจะแพร

ออกจากมารเทนไซตแลวแยกตัวเกิด Epsilon Carbide การตกผลึกของคารไบดนี้ในเหล็กที่มี

คารบอนสูง ทําใหไดความแข็งแรง และความแข็งสูง ความเหนียว และความแกรงต่ํา และความ

เคนเหลือคางลดลงดวย

รูป 47 อัตราสวน c/a ของมารเทนไซตที่เปนฟงกชันของอุณหภูมิอบคืนตัว ถา c/a = 1 มารเทนไซตจะสลายตัวเกดิเฟอรไรท และคารไบด (1)

การใชอุณหภูมิอบคืนตัวระหวาง 450°F-750°F (235°C-400°C) เปลี่ยน Epsilon

Carbide ไปเปน Cementite (Fe3C) เปลี่ยน Low-Carbon Martensite ไปเปน BCC-Ferrite และ

เปลี่ยน Retained Austenite ไปเปน Lower-Bainite คารไบดมีขนาดเล็กมากไมสามารถมองเห็น

ไดจากกลองจุลทรรศนแบใชแสง (Optical Microscope) เมื่อเหล็กถูกกัดกรด (Etching)

โครงสรางทั้งหมดจะเปนสีดําและมีชื่อเรียกวา Troostite (รูป 48) ถาชิ้นงานถูกตรวจสอบโครงสราง

จุลภาคดวยกลองจุลทรรศนอิเลคตรอนแบบสองกวาด (Scanning Electron Microscope, SEM)ที่





54

กําลังขยาย 9000 เทา คารไบดจึงจะสามารถถูกมองเห็นได โดยคารไบดบางอนุภาคจัดเรียงตัว

ตามแนวเกรนของโครงสรางมารเทนไซต (รูป 49) ถึงแมวาคาความเคนแรงดึง (Tensile Strength)

ลดลง แตก็ยังอยูในระดับที่สูง คือ ประมาณ 200000 psi ความเหนียวเพิ่มเล็กนอย แตความแกรง

ยังต่ํา ความแข็งลดลงอยูระหวาง Rockwell C 40 และ 60 ข้ึนอยูกับอุณหภูมิที่ใชอบคืนตัว

รูป 48 เหลก็กลา AISI 1045 ชุบแข็งในน้ํา และอบคืนตัวที่ 600°F เปนเวลา 1 ชั่วโมง ประกอบดวยโครงสราง Tempered Martensite (สีดํา) และ

Untempered Martensite (สีขาว) ที่กําลงัขยาย 500เทา (1)

รูป 49 โครงสรางเดียวกนักับรูป 48 แตใชกําลังขยาย 9000 เทาดวย SEM (1)





55

อบคืนตัวระหวาง 750°F-1200°F (400°C-650°C) ทําใหอนุภาคของซีเมนไตตโตขึ้นอยาง

ตอเนื่อง การรวมตัว และการโตขึ้นของคารไบด (ซีเมนไตต) ทําใหคารบอนลดลงในเหล็กจึงได

โครงสรางพื้นฐาน (Matrix) เปนเฟอรไรท สังเกตไดจากโครงสรางจุลภาคที่ผานการกัดแลวมีสีสวาง

ข้ึน (เมื่อเปรียบเทียบกับโครงสรางที่ถูกอบคืนตัวที่ชวงอุณหภูมิตํ่า) โครงสรางนี้มีชื่อเรียกวา

Sorbite คารไบดเพิ่งถูกละลายไปดูจากรูป 50 และรูป 51

รูป 50 เหลก็กลา AISI 1045 ชุบแข็งในน้ํา และอบคืนตัวที่ 1150°F เปนเวลา 1 ชั่วโมง ประกอบดวย คารไบดที่ตกตะกอนในโครงสรางพื้นฐานเฟอรไรท

ที่กําลังขยาย 500เทา (1)

รูป 51 โครงสรางเดียวกนักับรูป 50 แตใชกําลังขยาย 9000 เทาดวย SEM (1)





56

สมบัติทางกล ณ ชวงอุณหภูมิอบคืนตัวนี้ คือ Tensile Strength 125000-200000 psi

Elongation 10-20% ความแข็ง Rockwell C 20-40 สมบัติทางกลที่เดนชัดในชวงนี้ คือ ความ

แกรง กลาวคือมีการเพิ่มข้ึนอยางรวดเร็วดังแสดงในรูป 45

การใหความรอนในชวง 1200°F-1333°F (650°C-725°C) ทําใหเกิดอนุภาคซีเมนไตต

กลม (Globular Cementite Particle) โครงสรางนี้คอนขางออน และเหนียวคลายกันกับ

Spheroidized Cementite Structure ที่ไดจาก Spheroidized Anneal เปนระยะเวลานานหลายป

ที่นักโลหะวิทยามีความพยายามในการจัดแบง และเรียกชื่อโครงสรางตามชวงอุณหภูมิการอบคืน

ตัว เชน Troostite และ Sorbite เปนตน แตโครงสรางเกิดการเปลี่ยนแปลงไปอยางชาๆ ดังนั้น

เพื่อใหงายตอการเรียกขาน และเปนไปไดในทางปฏิบัติจึงเรียกผลิตภัณฑที่ไดจากการอบคืนตัววา

Tempered Martensite อยางไรก็ตามการเปลี่ยนแปลงของออสเตนไนท และมารเทนไซตสามารถ

สรุปโดยยอดังรูป 52

รูป 52 Transformation Products ของ ออสเตนไนท และมารเทนไซต สําหรบัเหลก็กลาที่สวนผสมยูเทคตอยด (1)

จากขอความดังกลาวขางตน เวลาที่ใชในการอบคืนตัว (Time of Tempering Process)

ถูกกําหนดใหคงที่ (Constant) เมื่อการอบคืนตัวเปนกระบวนการที่เกี่ยวของกับพลังงานดังนั้นทั้ง

อุณหภูมิ และเวลาจึงเปนตัวแปรที่มีความสําคัญ ผลกระทบเชนเดียวกันสามารถกระทําไดใน





57

ระยะเวลาสั้นๆ โดยใชอุณหภูมิสูงขึ้น หรืออาจใชเวลาที่นาน เมื่ออุณหภูมิตํ่าถูกเลือกใชในการอบ

คืนตัว เปนตน

รูป 53 แสดงผลของเวลา ณ อุณหภูมิสําหรับอบคืนตัว 4 คาตอการออนตัวลงของ

เหล็กกลาที่สวนผสมยูเทคตอยด เห็นไดวาการออนตัวลง (Softening) จะเกิดขึ้นในชวง 2-3 นาที

แรก หลังจากนั้นความแข็ง (Hardness) จึงลดลงหลังจากใชเวลาในการอบคืนตัวประมาณ 1 ถึง 5

ชั่วโมง

รูป 53 ผลของเวลาที่อุณหภูมิอบคืนตัวตางๆตอการออนตัวลง (Softening) ของเหลก็กลาคารบอน 0.82 เปอรเซ็นตที่ผานการชบุแข็ง (1)

ขอสําคัญพึงระลึกไวเสมอวา เมื่อความแกรงถูกนํามาใชเพื่อเปรียบเทียบในเหล็กตางเกรด

ตางสวนผสม การเปรียบเทียบควรอยูบนระดับความแข็ง (Hardness) ความแข็งแรง (Strength)

และที่อุณหภูมิทดสอบ (Testing Temperature) เดียวกัน

ถาตองการความเคนแรงดึงปานกลางในเหล็กกลาคารบอนปานกลางสามารถกระทําได

โดย

-ชุบแข็งใหไดโครงสรางมารเทนไซต

-ทําใหเกิดการเปลี่ยนแปลงโครงสรางบางสวนเปนเบนไนท หลังจากนั้นชุบแข็งแลว

โครงสรางสุดทายที่ไดเปนโครงสรางผสมระหวางเบนไนท และมารเทนไซต

-อบใหเกิดการเปลี่ยนแปลงโครงสรางบางสวนเปนเพิรลไรท หลังจากนั้นชุบแข็ง โครงสราง

สุดทายที่ไดเปนโครงสรางผสมระหวางเพิรลไรท และมารเทนไซต





58

เหล็กที่ผานกรรมวิธีทั้ง 3 ขางตนมีความเคนแรงดึงในระดับเดียวกันที่ 125000 psi ชิ้นงาน

ที่เปนโครงสรางมารเทนไซตทั้งหมด (โดยสมบูรณ) กอนนําไปอบคืนตัวมีคา Yield Strength,

Ductility, Fatigue Strength และ Toughness สูงสุด

รูป 54 แสดง Notched-Bar Toughness ของเหล็กที่ผานกระบวนการอบชุบสามแบบ

ขางตนที่อุณหภูมิทดสอบตางๆ จากกราฟชี้ใหเห็นวา เหล็กที่ผานการอบชุบแลวมีโครงสราง

Bainite + Tempered Martensite มีสมบัติทางกลที่ดีกวาเหล็กที่ผานการอบชุบแลวมีโครงสราง

Pearlite + Tempered Martensite

รูป 54 การเปลี่ยนแปลงของ Notched-Bar Toughness ที่อุณหภูมิตางๆ ของเหลก็ ที่มีโครงสรางจุลภาคตางกัน แตมีระดับความแขง็แรงดึงเทากันที่ 125000 psi (1)

รูป 55 ผลการทดสอบ End-Quench Test ของเหลก็ AISI 4340 ในสภาพภายหลังชุบแข็ง และอบคืนตัวที่อุณหภูมทิี่กําหนด (1)





59

ในทางปฏิบัติเพื่อเปนการเลือกใชเหล็กใหเหมาะสมกับการใชงาน สามารถทําไดโดยนํา

แทงเหล็กที่ผานการทดสอบใน End-Quench Hardenability Test มาอบคืนตัวที่อุณหภูมิตางๆ

แลวพล็อตกราฟความสัมพันธระหวางคาความแข็ง-ระยะจากปลายชิ้นทดสอบ ทําใหเห็นแนวโนม

การซึมลึกความแข็ง (Depth) และการเปลี่ยนแปลงของความแข็งเมื่ออุณหภูมิเปลี่ยนไปดังแสดง

ในรูป 55

21. การชุบแข็งออสเทมเปอรริ่ง (Austempering)

เปนกระบวนการทางความรอน (Heat Treating Process) ที่ใชเพื่อเพิ่มความแข็งของ

เหล็ก โดยมีหลักการวาทําใหเหล็กเกิดการเปลี่ยนแปลงโครงสรางจากออสเทนไนท ณ อุณหภูมิ

คงที่ (Isothermal Transformation Diagram, IT-Diagram) ไปเปนโครงสรางเบนไนท (Bainite)

ทั้งหมด และภายหลังเสร็จส้ินกระบวนการฯแลว ไมจําเปนตองอบคืนตัว (Tempering) ซึ่งนับเปน

ขอดีกวาการชุบแข็งดวยวิธีปกติที่ตองอบคืนตัวเสมอภายหลังการชุบแข็ง เพื่อลดความเคนเหลือ

คาง (Residual Stress) และความเสี่ยงตอการแตกราว

กระบวนการชุบแข็งออสเทมเปอรริงมีข้ันตอนดังนี้ คือ ใหความรอนจนเหล็กรอน และมี

โครงสรางสม่ําเสมอเปนออสเทนไนท หลังจากนั้นทําใหเหล็กเย็นตัวอยางรวดเร็วในตัวกลางที่

อุณหูมิคงที่ ที่ ระยะเวลาหนึ่ งจนโครงสรางออสเทนไนท เกิดการเปลี่ยนแปลงไปเปน

เบนไนททั้งหมด โดยปกติตัวกลางที่ใชคือเกลือหลอมเหลวที่มีอุณหภูมิเหนือเสน การเปลี่ยนแปลง

โครงสรางไปเปนมารเทนไซต (Martensite Start Temperature, Ms) ซึ่งอุณหภูมิดังกลาว

เปลี่ยนแปลงตามสวนผสมทางเคมีของเหล็ก อยางไรก็ตามหากพิจารณาการเปลี่ยนแปลง

โครงสรางของโครงสรางออสเตนไนท ที่อุณหภูมิ และเวลาตางๆ ในเหล็กกลาที่มีคารบอน 0.8

เปอรเซ็นต (Eutectoid Steel) ดังรูป 56 เพื่อใหไดโครงสรางเปน เบนไนท ดวยวิธีชุบแข็ง

ออสเทมเปอรริง อุณหภูมิที่ใชจุมแชชิ้นงานสําหรับเหล็กดังกลาวอยูระหวาง 230°C และ 550°C

โครงสรางที่ไดเปน Lower Bainite และ Upper Bainite ที่มีความแข็ง Rockwell C 56 และ 42

ตามลําดับ

ขอพึงจําคือ การอบชุบทางความรอนเพื่อใหไดความแข็ง และโครงสรางสุดทายตาม

ตองการนั้น เครื่องมือที่สําคัญที่ใชประกอบการเลือกอุณหภูมิ และเวลาในการอบชุบ คือ แผนภูมิ

แสดงการเปลี่ยนแปลงโครงสรางของเหล็กนั้นๆ ที่อุณหภูมิ และเวลาตางๆ (I-T Diagram) ดังนั้น

ชวงอุณหภูมิขางตนจะเหมาะสําหรับ Eutectoid Steel เทานั้น อยางไรก็ตามตัวแปรอื่นที่มีผลตอ

การเปลี่ยนแปลงลักษณะของ IT-Diagram ที่ควรนํามาพิจารณาประกอบ ไดแก สวนผสมทางเคมี

และขนาดเกรนเริ่มตนของออสเตนไนท เปนตน





60

รูป 56 การเปลี่ยนแปลงโครงสรางที่อุณหภูมิ และเวลาตางๆ ของเหล็กกลาที่มีคารบอน 0.8 เปอรเซ็นต , Isothermal-Transformation Diagram of Eutectoid Carbon Steel (2)

รูป 57 ความตางระหวางการชุบแข็งปกติ (Conventional Quench and Temper) และ

การชุบแข็งออสเทมเปอรริง (Austempering)

เพื่อใหเกิดความเขาใจการชุบแข็งออสเทมเปอรริง จึงขอสรุปโดยยอดังรูป 58





61

(ก) การชุบแข็งออสเทมเปอรริง

(ข) การชุบแข็ง และการอบคืนตัวในกรรมวิธีการเพิ่มความแข็งดวยวิธีปกติ รูป 57 แผนภูมิแสดงการเปลี่ยนแปลงโครงสรางสาํหรับ (ก) การชุบแข็งออสเทมเปอรริง

และ (ข) การชุบแข็ง และการอบคืนตัว ในกรรมวิธเีพิ่มความแขง็ดวยวธิีปกติ (1)





62

รูป 58 แผนภูมิแสดงการชุบแข็งออสเทมเปอรริง

22. การชุบแข็งมารเทมเปอรริ่ง (Martempering) คือ หนึ่งในกระบวนการชุบแข็งโดยมีข้ันตอนที่คลายคลึงกันกับการชุบแข็งออสเทมเปอรริง

โดยใหความรอนแกเหล็กจนเหล็กมีโครงสรางเปนออสเตนไนท และมีอุณภูมิสม่ําเสมอทั่วทั้ง

ชิ้นงาน แลวทําใหเหล็กเย็นตัวอยางรวดเร็วโดยจุมแชชิ้นงานในตัวกลางที่มีอุณหภูมิเหนือเสนการ

เปลี่ยนแปลงจากออสเตนไนทไปเปนโครงสรางมารเทนไซต (Ms-Temperature) อยางไรก็ตาม

ระยะเวลาในการจุมแชชิ้นงานในตัวกลาง (Quenching Media) นั้นจะไมปลอยใหเกิดการ

เปลี่ยนแปลงโครงสรางไปเปนเบนไนท เพียงจุมแชเพียงระยะเวลาหนึ่ง (ข้ึนอยูกับขนาด และ

สวนผสมทางเคมีของชิ้นงาน) เพื่อใหโครงสรางออสเตนไนทมีอุณหภูมิที่สม่ําเสมอกอนที่จะนํา

ชิ้นงานออกจากตัวกลางแลวปลอยใหเย็นตัวในอากาศเพื่อใหเกิดโครงสรางมารเทนไซต กอนจะอบ

คืนตัวตอไป เพื่อใหเกิดความเขาใจขอแตกตางระหวางการชุบแข็งมารเทมเปอรริง และการชุบแข็ง

ดวยวิธีปกติ ตัวอยางแผนภูมิวิธีการชุบแข็งดวยสองวิธีดังกลาวแสดงในรูป 59

การชุบแข็งมารเทมเปอรริงมีจุดมุงหมายเพื่อชุบแข็งชิ้นงานที่มีรูปรางซับซอน และลด

ความเสี่ยงการแตกราวเนื่องจากความเคนเหลือคาง (Residual Stress) ที่เปนผลจาก

ความแตกตางของอุณหภูมิที่ ผิว และภายในจนถึงใจกลางชิ้นงาน (Temperature

Gradient) พบในการชุบแข็งดวยวิธีชุบแข็งปกติ





63

การเปลี่ยนแปลงโครงสรางจากออสเตนไนทไปเปนโครงสรางมารเทนไซต (Phase

Transformation)

(ก) การชุบแข็ง และการอบคืนตัวในกรรมวิธีการเพิ่มความแข็งดวยวิธีปกติ

(ข) การชุบแข็งมารเทมเปอรริง รูป 59 แผนภูมิแสดงการเปลี่ยนแปลงโครงสรางสาํหรับ (ก) การชุบแข็ง และการอบคืนตัว

ในกรรมวิธเีพิ่มความแขง็ดวยวธิีปกติ และ (ข) การชุบแข็งมารเทมเปอรริง (3)





64

23. ความเคนเหลือคาง (Residual Stresses) เปนคาความเคนที่ยังคงเหลืออยูในชิ้นงานโดยปราศจากแรงกระทําจากภายนอก โดยปกติ

ความเคนเหลือคาง (Residual Stress) เกิดจากการขึ้นรูปถาวรที่ไมสม่ําเสมอ (Non-Uniform

Plastic Deformation) ในกระบวนการทางความรอน Non-Uniform Plastic Deformation นี้

เกิดขึ้นจาก

-Temperature Gradient

-Phase Change

-Temperature Gradient+Phase Change

ตัวแปรสําคัญทั้งสามประการที่ทําใหเกิดความเคนเหลือคางเกิดในระหวางการเย็นตัว

(Cooling) ความเคนเหลือคางเปนปญหาที่สําคัญในกระบวนการอบชุบเพราะเปนสาเหตุหลักของ

การเกิดการบิดเบี้ยว และแตกราวของชิ้นงานภายหลังชุบแข็ง และในระหวางการใชงาน

กรณีที่ 1 เฉพาะผลของความแตกตางของอุณหภูมิในชิ้นงาน (Temperature Gradient)

จากหัวขอผลของขนาด และน้ําหนักทําใหเราทราบวา ในระหวางการชุบแข็งบริเวณผิว (Surface

Area) จะมีอัตราการเย็นตัวที่รวดเร็วกวาภายในชิ้นงาน (Inside) ทําใหเกิดความแตกตางระหวาง

อุณหภูมิที่ผิว และภายในชิ้นงานอยางชัดเจน ตัวอยางเชน พิจารณาเสนโคงการเย็นตัวของชิ้นงาน

เสนผาศูนยกลาง 2 นิ้ว ที่ชุบแข็งในน้ํา (ดูรูป 60) ที่จุดสิ้นสุดระยะเวลา 10 วินาที ที่ผิวชิ้นงาน

อุณหภูมิลดลงไปที่ 700°F ในขณะที่ตรงกลางมีอุณหภูมิประมาณ 1500°F ในระหวางการใหความ

รอนเหล็ก (ในสภาพของแข็ง) เกิดการขยายตัว และหดตัวในระหวางการเย็นตัว นั่นหมายความวา

ที่ระยะเวลา 10 วินาที ที่ผิวซึ่งมีอุณหภูมิตํ่ากวาเกิดการหดตัวมากกวาภายในใจกลางชิ้นงาน

อยางไรก็ตามเมื่อพิจารณาผลจากการหดตัว (ที่ผิว) และการขยายตัว (ภายในใจกลางชิ้นงาน)เขา

ดวยกัน ภายในใจกลางมีระยะทางมากกวาเพราะความรอนถายเทไดยากจึงมีผลจากการขยายตัว

มากกวา และจากการขยายตัวภายในใจกลางชิ้นงานนี่เองที่ไปขัดขวางการหดตัวที่ผิว (แรงกด

และแรงดึง พยายามเขาสูสมดุลโดยการหักลางซึ่งกันและกัน) จึงทําใหที่ผิวไมเกิดการหดตวัอยางที่

ควรจะเปน แตกลับแสดงแรงดึงที่ผิวสวนภายในเกิดแรงกด

การประมาณการคาความเคนเนื่องจากความรอน (Thermal Stress) สามารถคํานวณได

จาก

TES Δ= α (3)

เมื่อ

S = ความเคนเนื่องจากความรอน (psi)

α = สัมประสิทธิ์การขยายตัว (นิ้ว/นิ้ว ฟาเรนไฮต)





65

E = ยังมอดูลัส (psi)

TΔ = ความแตกตางของอุณหภูมิ (ฟาเรนไฮต)

สมม ติว า ค า เ ฉลี่ ย สั มป ระสิ ท ธิ์ ก า ร ขยายตั ว ขอ ง เหล็ กมี ค า 6105.6 −× และ

psiE 61030×= และ 800=ΔT จะไดคาความเคนเนื่องจากความรอน

psiS 1560008001030105.6 66 =××××= −

คาที่ไดนี้เปนการประมาณการแบบคราวๆของคาความเคนเนื่องจากความรอนเพราะมี

อุณหภูมิที่ผิวและภายในใจกลางชิ้นงานตางกัน 800°F

รูป 60 เสนโคงการเยน็ตัวที่ผิว กึ่งกลางของเสนรศัมี และที่ใจกลางของชิน้งานในแทงเหล็ก 2 ขนาดที่ชุบแข็งในน้ํา (1)





66

ความเคนรวมทั้งหมด 156000 psi จะกระจายตัวระหวางผิวภายในและภายนอกของ

ชิ้นงาน และคาเฉลี่ยความเคนจะเปนสัดสวนที่ผกผันกับพื้นที่ที่รองรับความเคนนี้

สมมติวาความแข็งชั้นผิวนอก (Outside Layer) มีคาประมาณ ¼ สวนของพื้นที่หนาตัด

ทั้งหมด ดังนั้นคาเฉลี่ยความเคนแรงดึงที่ผิวนอกมีคาเทากับ

psi11700015600043 =×

ในขณะที่คาความเคนแรงกดภายในชิ้นงานมีคาเทากับ

psi3900015600041 =×

คาความเคนที่ผิว และภายในจากการคํานวณสามารถพล็อตกราฟไดดังแสดงในรูป 61

รูป 61 การกระจายตวัของความเคนตลอดแนวเสนผาศูนยกลางของชิ้นงาน เนื่องจาก Temperature Gradient (1)

พื้นที่ที่เปนความเคนแรงดึง (Tensile Stress) จะตองมีคาเทากับพื้นที่ที่เปนความเคนแรง

กด (Compressive Stress) เพื่อใหเกิดความสมดุลตลอดพื้นที่หนาตัด จากรูป 61แสดงการ

เปลี่ยนแปลงอยางรวดเร็วของความเคน ณ บริเวณรอยตอระหวาง Inside and Outside layer

เนื่องจากการเปลี่ยนแปลงอุณหภูมิจาก 1500 ไปสู 700°F โดยแทจริงอุณหภูมิไมไดมีการลดต่ําลง

อยางรวดเร็ว แตจะมีการลดลงอยางชาๆ ตลอดพื้นที่หนาตัดของชิ้นงานดังแสดงในรูป 42 ดังนั้น

การกระจายตัวที่แทจริงของความเคนตลอดพื้นที่หนาตัดควรเปนเสนปะในรูป 61 จากการ





67

วิเคราะหดังที่กลาวมาแลวแสดงใหเห็นวา ความเคนแรงดึงที่ผิวอาจมีคาสูงสุด และถาคาความเคน

แรงดึงนี้มีคามากกวาคาความเคนแรงดึงสูงสุด (Ultimate Tensile Strength) การแตกราวยอม

เกิดขึ้นแนนอน ซึงลักษณะนี้เปนจริงในกรณีของแกวที่สัมผัสกับอุณหภูมิที่มีความแตกตางมากๆ

แตในกรณีของเหล็กเพียงความเคนจากความรอน (Thermal Stress) ไมเพียงพอที่จะเหนี่ยวนําให

เกิดการแตกราว ถาความเคนมีคาต่ํากวา Yield Strength เหล็กนั้นก็อยูในชวง Elastic (ไมเกิดการ

เสียรูปอยางถาวร) เมื่ออุณหภูมิทั่วทั้งชิ้นงานมีคาเทากับอุณหภูมิหองคา TΔ =0 ดังนั้น Thermal

Stress = 0 และไมเกิดการบิดเบี้ยวดวย

ออสเตนไนทมีโครงสรางผลึกเปน FCC ซึ่งมีการจัดเรียงตัวที่หนาแนนมากกวาโครงสราง

ผลึกอื่นๆที่เกิดในระหวางการเปลี่ยนแปลงเฟส ดังนั้นเมื่อออสเตนไนทเกิดการเปลี่ยนแปลงไปเปน

เฟอรไรท เพิรลไรท เบนไนท หรือมารเทนไซต การขยายตัวเกิดขึ้นแนนอน

การเปลี่ยนแปลงจากออสเตนไนท-มารเทนไซตมีการขยายตัวมากที่สุด และปริมาตร

เพิ่มข้ึนประมาณ 4.6 เปอรเซ็นต การขยายตัวเนื่องจากการเปลี่ยนแปลงไปเปนมารเทนไซตยิ่งมีคา

มากขึ้นเมื่ออุณหภูมิจุดเริ่มตนการเปลี่ยนเปนมารเทนไซตลดลง (Ms-Temperature) รูป 62 แสดง

การเปลี่ยนแปลงความยาวในระหวางการเย็นตัวของเหล็กแทงทรงกระบอกดวย Dilatometer

เหล็กรูปทรงกระบอกดังกลาวถูกใหความรอนไดโครงสรางออสเตนไนทที่อุณหภูมิสูง การหดตัวเริ่ม

เกิดขึ้นเมื่ออุณหภูมิลดลงจนมีคาเทากับ Ms-Temperature ระหวาง Ms-Temperature และ Mf-

Temperature ออสเตนไนทเปลี่ยนเปนมารเทนไซตเปนสาเหตุใหเกิดการขยายตัวของความยาว

ของเหล็กแทงทรงกระบอก

รูป 62 Dilation Curve ในระหวางการเกิดมารเทนไซต (1)





68

กรณีที่ 2 ผลรวมของ Temperature Gradient และ การเปลี่ยนเฟส ซึ่งแบงไดเปน 2 กรณี

ยอย คือ

2.1เกิดความแข็งทั่วทั้งชิ้นงาน

2.2เกิดความแข็งเฉพาะที่ผิวเปนชั้นบางๆ

รูป 63 แสดงเสนโคงการเย็นตัวที่ผิว และใจกลางชิ้นงานบน I-T Diagram ในเหล็กที่ชุบ

แข็งทั่วทั้งชิ้น เมื่อใจกลางชิ้นงานมีอัตราการเย็นตัวที่สูงกวาอัตราการเย็นตัววิกฤต ชิ้นงานชุบแข็ง

ไดมารเทนไซต 100 เปอรเซ็นต ตลอดพื้นที่หนาตัด

ที่ข้ันแรก ณ เวลา t1 ความเคนเกิดขึ้นเนื่องจาก Temperature Gradient ที่ผิวจะเปน

ความเคนแรงดึง สวนใจกลางเปนความเคนแรงกด

ข้ันที่สอง ระหวางเวลา t1 และ t2 ที่ผิวอุณหภูมิลดลงถึง Ms-Temperature เกิดการ

เปลี่ยนเปนมารเทนไซตทําใหมีการขยายตัว สวนที่ใจกลางเย็นตัวตามปกติจึงเกิดการหดตัว

เนื่องจากภายในชิ้นงานหดตัวจึงไปขัดขวางไมใหเกิดความเคนแรงดึงที่ผิวตามที่ควรจะเปน ใน

ที่สุด ณ บริเวณผิวจึงปรากฏความเคนแรงกด สวนภายในมีแนวโนมไดความเคนแรงดึง หลังเวลา

t2 ที่ผิวมีอุณหภูมิหองจึงมีความแข็ง เปราะ และเปนมารเทนไซต

ข้ันที่สาม ใจกลางชิ้นงานมีอุณหภูมิ Ms-Temperature และกําลังขยายตัวเพราะเกิดมาร

เทนไซต ใจกลางชิ้นงานพยายามดึงผิวทําใหที่ผิวเปนความเคนแรงดึง สวนใจกลางกลายเปนแรง

กด

เงื่อนไขการเกิดความเคนในสามขั้นตอนขางตนสามารถสรุปไดดังนี้

Stress Condition ข้ันที่

Surface Center

1 (Temperature Gradient) Tension Compression

2 (A→M of Surface) Compression Tension

3 (A→M of Center) Tension Compression

เพื่อใหเกิดจุดเริ่มตน และการขยายตัวของรอยแตก ความเคนแรงดึงเปนตัวแปรสําคัญใน

การเกิดรอยแตก จากเงื่อนไขของการเกิดความเคนในสามขั้นตอนสามารถนํามาพิจารณาการเกิด

รอยแตกไดดังนี้

ในขั้นแรกที่ผิวเปนแรงดึง อยางไรก็ตาม ณ ข้ันนี้โครงสรางเปนออสเตนไนท จึงไมเกิดรอย

แตกถึงแมวาคาความเคนจะสูงก็ตาม แทนที่จะเกิดรอยแตกแนวโนมในการเกิดการเสียรูปอยาง

ถาวรเปนไปไดมากกวาและในที่สุดความเคนก็จะถูกผอนคลาย





69

ในขั้นที่สองใจกลางเปนแรงดึง และมีโครงสรางเปนออสเตนไนทดังนั้นมีแนวโนมที่จะเกิด

การเสียรูปอยางถาวรมากกวารอยแตก

ข้ันที่สามที่ผิวเปนแรงดึงอีกครั้ง แตขณะนี้โครงสรางเปนมารเทนไซตโดยสมบูรณ ไม

สามารถยืดหยุนได เมื่อใจกลางขยายตัวจะเกิดการเสียรูปอยางถาวรเพียงเล็กนอย และชวงนี้ที่

เสี่ยงตอการแตกราวมากที่สุดทั้งนี้ข้ึนอยูกับเวลาที่แตกตางในการเปลี่ยนแปลงโครงสรางระหวางที่

ผิว และใจกลาง รอยแตกอาจเกิดขึ้นโดยทันทีภายหลังการชุบแข็ง หรืออาจใชเวลาหลายชั่วโมง

รูป 63 เสนโคงการเยน็ตัว ณ ตําแหนง ศูนยกลาง และที่ผิวของชิ้นงานบน I-T Diagram ในเหลก็ที่ชุบแข็งทั่วทั้งชิ้น (1)

รูป 64 ภาพสเกตซแนวโนมการเกิดรอยแตกในเหลก็ชุบแข็งปกติ (1)





70

รูป 64 แสดงภาพสเกตซของรอยแตกที่อาจเกิด รอยแตกอาจเริ่มจาก Tension Layers

หลังจากนั้นขยายไปที่ผิว รอยแตกโดยปกติจะไมเกิดการขยายตัวไปในทิศทางที่เปนแรงกด ดังนั้น

ไมบอยนักที่จะเห็นชิ้นงานแตกแลวแยกเปนสองสวน

จากการศึกษาในระดับจุลภาคของแนวรอยแตก มีทางเปนไปไดที่จะหาวามีแรงดึง และ

แรงกดเทาไรตลอดหนาตัดชิ้นงาน กฎในกระบวนการทางความรอนที่นํามาใชเพื่อหลีกเลี่ยงการ

เกิดรอยแตก คือ การอบคืนตัวทันทีหลังจากชุบแข็ง โดยไมปลอยใหชิ้นงานเย็นลงจนถึง

อุณหภูมิหอง ซึ่งการอบคืนตัวจะทําใหมารเทนไซตที่ผิวออนตัวลงกอนที่ภายในใจกลางชิ้นงานจะ

เกิดการเปลี่ยนแปลงโครงสราง

วิธีอ่ืนที่ใชไดผลดีเยี่ยมในการหลีกเลี่ยงการเกิดรอยแตก และการบิดเบี้ยวของชิ้นงาน คือ

การชุบแข็งมารเทมเปอรร่ิง (Martempering) ดังแสดงในรูป 65 สามารถกระทําไดโดยใหความรอน

แกชิ้นงาน ณ อุณหภูมิที่เหมาะสม แลวทําใหเย็นทันทีในอางเกลือหลอมเหลวที่อุณหภูมิเหนือ Ms-

Temperature เล็กนอย แชไว ณ อุณหภูมินี้เปนระยะเวลาหนึ่งเพื่อใหที่ผิว และใจกลางของชิ้นงาน

มีอุณหภูมิเทากัน หลังจากนั้นปลอยใหเย็นตัวในอากาศ เนื่องจากการปลอยใหเย็นตัวในอากาศ

จากอุณหภูมิเหนือเสน Ms-Temperature เล็กนอย ทําใหเกิด Temperature Gradient เล็กนอย

ขณะเดียวกันมารเทนไซตเกิดขึ้นก็จะไปหักลางความเคนที่กําลังเกิดจาก Temperature Gradient

ทําใหลดการบิดเบี้ยว และการแตกราวได

รูป 65 แผนภูมิการเปลีย่นแปลงโครงสรางในมารเทมเปอรริ่ง (1)





71

รูป 66 แสดงเสนโคงการเย็นตัวที่ผิว และใจกลางชิ้นงานบน I-T Diagram ในเหล็กที่

สามารถชุบแข็งไดเปนชั้นบางๆ

ข้ันแรก ณ เวลา t1 ความเคนเกิดขึ้นเนื่องจาก Temperature Gradient เทานั้น ที่ผิวจะ

เปนความเคนแรงดึง สวนใจกลางเปนความเคนแรงกด

ข้ันที่สอง ระหวางเวลา t1 และ t2 ทั้งที่ผิว และใจกลางชิ้นงานเกิดการเปลี่ยนแปลง

โครงสราง ที่ผิวเกิดมารเทนไซต ในขณะที่ใจกลางชิ้นงานเกิดโครงสรางอื่นที่ออนกวา เชน เพิรลไรท

ตลอดพื้นที่หนาตัดเกิดการขยายตัว แตการขยายตัวเนื่องจากมารเทนไซตที่ผิวมีมากกวาการ

ขยายตัวจากเพิรลไรท ดังนั้นที่ผิวจึงขยายตัวมากกวาที่ใจกลาง สุดทายที่ผิวเกิดแรงกด สวนใจ

กลางเปนแรงดึง หลังเวลา t2 ใจกลางชิ้นงานหดตัวเนื่องจากการเปลี่ยนเฟสที่อุณหภูมิหอง ทําใหที่

ผิวกําลังเกิดมารเทนไซต และเขาสูอุณหภูมิหอง จึงขัดขวางการหดตัวของใจกลางชิ้นงาน ทําให

เกิดแรงดึงสูง ณ ใจกลางชิ้นงาน

เงื่อนไขการเกิดความเคนสามารถสรุปไดดังนี้

Stress Condition ข้ันที่

Surface Center

1 (Temperature Gradient) Tension Compression

2 (A→M of Surface, A→P

of Center)

Compression Tension

3 (Cooling of Center to

Room temperature)

Greater Compression Greater Tension

จากเงื่อนไขของการเกิดความเคนสามารถนํามาพิจารณาการเกิดรอยแตกไดดังนี้

ในขั้นแรกที่ผิวเปนแรงดึง อยางไรก็ตาม ณ ข้ันนี้โครงสรางเปนออสเตนไนท จึงไมเกิดรอย

แตกถึงแมวาคาความเคนจะสูงก็ตาม แทนที่จะเกิดรอยแตกแนวโนมในการเกิดการเสียรูปอยาง

ถาวรเปนไปไดมากกวาและในที่สุดความเคนก็จะถูกผอนคลาย

ในขั้นที่สองใจกลางเปนแรงดึง อยางไรก็ตามทั้งที่ผิว และใจกลางมีการขยายตัวดวยกันทั้ง

คูจึงหักลางกัน ทําใหมีความเคนเพียงเล็กนอย

ข้ันที่สามที่ผิวเปนแรงดึง และมีโครงสรางเปนมารเทนไซตโดยสมบูรณ ไมสามารถยืดหยุน

ได และทําหนาที่ขัดขวางการหดตัวของใจกลางชิ้นงานในระหวางการเย็นตัวจนถึงอุณหภูมิหอง

ความเคนแรงดึงที่ใจกลางชิ้นงานอาจมีคาสูง และเนื่องจากที่ใจกลางเปนเพิรลไรทที่มีคา Tensile

Strength ที่ตํ่า จึงทําใหเสี่ยงตอการแตกราว





72

รูป 66 เสนโคงการเยน็ตัว ณ ตําแหนง ศูนยกลาง และที่ผิวของชิ้นงานบน I-T Diagram แสดงการชุบแข็งแบบ Shallow-Hardened Condition (1)

รูป 67 ภาพสเกตซแนวโนมการเกิดรอยแตกในเหลก็ ชุบแข็งแบบ Shallow-Hardened Condition (1)

รูป 67 แสดงภาพสเกตซของรอยแตกที่อาจเกิดใน Shallow-Hardened Steel รอยแตก

เกิดภายใน ไมสามารถขยายออกมาที่ผิวเพราะบริเวณชั้นใตผิวเล็กนอยเปนแรงกด เนื่องจากรอย

แตกเกิดภายในจึงเปนการยากที่จะตรวจสอบได จําเปนตองใช X-Ray Testing ในการคนหา

บอยครั้งที่ชิ้นสวนที่มีรอยแตกภายในถูกนําไปใชงานโดยไมทราบวามี Internal Quenching Crack

จนกระทั่งชิ้นสวนไดรับแรงกระทําจากภายนอก แลวทําใหเกิดความเคนแรงดึงที่ผิว รอยแตกจึง

เกิดขึ้นและประสานกันทั้งจากที่ผิวและภายใน ในที่สุดชิ้นงานแตกออกเปนสองสวน





73

ถามีแรงกระทําจากภายนอกจะทําใหเกิดความเคนแรงดึง (Tensile Stress) ที่ผิว ถา

ตองการเลือกวิธีชุบแข็งที่สามารถใชงานไดไมเกิดรอยแตก แนะนําใหใชชิ้นสวนที่ทําจาก Shallow-

Hardened Steel หรือ Case-Hardening เพราะที่ผิวของชิ้นงานที่ชุบแข็งดวยวิธีดังกลาวเปน

ความเคนแรงกด (Compressive Stress) กอนจะทําใหเกิดรอยแตกจําเปนตองมีความเคนแรงดึงที่

ผิว (มากกวา Ultimate Tensile Strength) ดังนั้นถาผิวชิ้นงานเปนแรงกด เมื่อผิวของชิน้งานถกูแรง

กระทําก็จะทําใหความเคนแรงกดที่ผิวเดิมคอยๆ เปลี่ยนจากแรงกดไปสูคาความเคนเทากับศูนย

จึงเปนประโยชนกับชิ้นงานคือเพิ่มความแข็งแรงที่ผิวใหกับชิ้นงาน 24. เหล็กกลาคารบอนที่สามารถชุบแข็งได (Hardenable Carbon Steel)

เหล็กกลาคารบอนมีการผลิตมากมาย หลายสวนผสมทั้งนี้ เพื่อตอบสนองความตองการที่

หลากหลายของภาคอุตสาหกรรม อีกทั้งเหล็กกลาเองก็มีราคาตั้งแตถูกจนถึงแพงเนื่องจากเติม

ธาตุผสมพิเศษเขาไปเพื่อปรับปรุงสมบัติเพื่อใชงานเฉพาะทาง

เหล็กกลาคารบอนต่ําธรรมดา (Plain-Carbon Steels) (คารบอนอยูระหวาง 0.10-0.25

เปอรเซ็นต) ปกติจะใชงานโดยเกี่ยวของกับกระบวนการอบออน และการชุบแข็งผิว (Annealing

and Case-Hardening Treatment) เนื่องจากมีปริมาณคารบอนที่ตํ่าจึงเปนไปไดยากที่จะชุบแข็ง

แลวไดโครงสรางมารเทนไซต สวนใหญการใชงานเกี่ยวกับการดึงขึ้นรูป อยางไรก็ตามในระหวาง

การดึง หรือรีดขึ้นรูปยอมมีความเคน-เครียดเหลือคาง เพื่อใหการขึ้นรูปข้ันตอไปเปนไปไดงายจึง

นิยมนํากระบวนการทางความรอนเขาชวยเพื่อลดความเคน-เครียดเหลือคางเหลานั้น อุณหภมูทิีใ่ช

จะอยูระหวาง Recrystallization Temperature และ Lower Transformation Temperature (เสน

A1) ผลจากการอบที่ชวงอุณหภูมิดังกลาวทําใหเหล็กมีความออนตัวสามารถขึ้นรูปไดงาย และ

เกรนเฟอรไรทโตขึ้น ตัวอยางเชน Stress-Relieving Treatment กระทําที่ 1000°F (540°C) สําหรับ

Low-Carbon Cold-Headed Bolts การอบคลายเครียดที่อุณหภูมิตํ่านี้ทําใหคา Yield Strength

และ Toughness ยังคงอยูในระดับสูง สวนการชุบแข็งผิวสําหรับเหล็กกลาคารบอนตํ่าจะขอแยก

ไปกลาวถึงในหัวขอ Case Hardening โดยเฉพาะ

เหล็กกลาคารบอนปานกลาง (Medium-Carbon Steels) (คารบอนอยูระหวาง 0.25-0.55

เปอรเซ็นต) เนื่องจากคารบอนอยูในระดับที่สามารถชุบแข็งไดโครงสรางมารเทนไซต ดังนั้นการใช

งานสวนใหญจะเกี่ยวของกับกระบวนการชุบแข็ง และอบคืนตัว (Hardening and Tempering)

จากการเปลี่ยนแปลงชนิด ตัวกลางสําหรับชุบแข็ง (Quenching Medium) และอุณหภูมิในการอบ

คืนตัว (Tempering Temperature) ทําใหสมบัติทางกลสามารถเกิดขึ้นไดหลากหลาย มีกลุม

เหล็กกลาคารบอนประมาณ 3 กลุมที่นิยมนํามาทําเปนชิ้นสวน Crankshafts, Couplings, Tie

Rods และชิ้นสวนเครื่องจักรกลอ่ืนๆ ที่ตองการความแข็ง (Hardness) อยูระหวาง Rockwell C





74

20- Rockwell C 48 โดยปกติเหล็กกลาคารบอนปานกลางสามารถนําไปผานกระบวนการอบปกติ

(Normalizing) และอบออน (Annealing) กอนทําการชุบแข็ง (Hardening) เพื่อใหไดสมบัติทางกล

ที่ดีที่สุดภายหลังการชุบแข็ง และอบคืนตัว (Hardening and Tempering) Cold-Headed

Products มักจะทําจากเหล็กกลาคารบอนปานกลางโดยเฉพาะกลุมที่มีคารบอนนอยกวา 0.4

เปอรเซ็นต อยางไรก็ตามเนื่องจากมีปริมาณคารบอนที่คอนขางสูงจําเปนตองมีกระบวนการพิเศษ

กอนนําไปขึ้นรูปเย็นเพราะคารบอนสูงขึ้นทําใหความสามารถในการขึ้นรูปลดลง บอยครั้งที่

Spheroidizing Treatment ถูกนํามาใช สวนตัวกลางสําหรับชุบแข็งมักจะเปนน้ําเพราะมีราคาถูก

และใชงาย แตในบางกรณีถาตองการอัตราการเย็นตัวที่รวดเร็วก็อาจใชน้ําเกลือแทนได กรณีที่

ชิ้นงานมีขนาดบาง (Thin) หรือไมตองการสมบัติทางกลที่สูงมากนัก ตัวกลางที่ใชอาจเปนน้ํามัน นี่

เปนตัวกลางที่สามารถใชในการแกปญหาการแตกราว และบิดเบี้ยวของชิ้นงานไดเปนอยางดี

ชิ้นสวนสําหรับงานเครื่องมือหลายชนิดที่ทําจากเหล็กกลาคารบอนปานกลาง เชน Pliers, Open-

End Wrenches และ Screwdrivers เปนตน โดยชุบแข็งในน้ําทั้งชิ้น หรือเฉพาะบางสวนที่ตองการ

ความแข็ง หลังจากนั้นนําไปอบคืนตัว

เหล็กกลาคารบอนสูง (High-Carbon Steels) มีขอจํากัดในการนํามาใชงาน เพราะมี

ตนทุนการผลิตสูง นอกจากนี้ยังมีสมบัติในการขึ้นรูป การเชื่อม และการกลึงไสไดต่ําเมื่อ

เปรียบเทียบกับเหล็กกลาคารบอนปานกลาง (Medium-Carbon Steels) นอกจากนี้ยังมีแนวโนมที่

จะเปราะงายในระหวางกระบวนการอบชุบทางความรอน เหล็กกลาคารบอนสูงเกรด 1070 ถึง

1095 เปนเหล็กเกรดพิเศษสําหรับใชทํา Spring ซึ่งตองการสมบัติตานทานตอความลา และการ

เสียรูปอยางถาวร (Fatigue and Permanent Set) เกือบทั้งหมดของเหล็กกลาคารบอนสูงชุบแข็ง

ดวยวิธีปกติ (Conventional Hardening) ใชน้ําเปนตัวกลางในการชุบแข็งสําหรับชิ้นงานที่มี

พื้นที่หนาตัดใหญและมีคารบอนลดลงมา แตโดยทั่วไปจะใชน้ํามันเปนตัวกลางในการชุบแข็ง การ

ชุบแข็งแบบออสเทมเปอรร่ิง และมารเทมเปอรร่ิงเหมาะอยางยิ่งสําหรับเหล็กกลาในกลุมนี้ เพราะ

ชวยลดความเสี่ยงตอการแตกราว และบิดเบี้ยวของชิ้นงาน อยางไรก็ตามถึงแมจะใชวิธีการชุบแข็ง

ที่คอนขางรุนแรง (มีการเย็นตัวอยางรวดเร็ว) แตความแข็งที่ผิวจะไดไมลึกมากนัก ไดเฉพาะที่ผิว

(Shallow-Hardening) เมื่อเปรียบเทียบกับเหล็กกลาที่มีธาตุผสมถาชิ้นงานมีขนาดใหญ และหนา

มาก ตัวอยางชิ้นงาน Stillson-Type Wrenches โดยปกติจะชุบแข็งในน้ํา หรือน้ําเกลือเพื่อใหได

ความแข็ง Rockwell C 50-60 รวมไปถึงในสวนที่เปน Jaws อาจใหความรอนเฉพาะบางจุดแลว

ชุบแข็งในน้ํา กอนนําชิ้นสวนทั้งหมดไปชุบแข็งซ้ําในน้ํามันอีก





75

เอกสารอางอิง 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

Documents

(The Heat Treatment of Steels)eng.sut.ac.th/metal/images/stories/pdf/03-The_Heat...... เท าก น ซ งในความเป นจร ง ช นส วนท ใช งานในทาง