02 luan an ch4 5 lê thị nhung

CHƢƠNG SỰ THAY ĐỔI TỔ CHỨC VÀ TÍNH CHẤT CỦA KIM LOẠI SAU HÀN60 4.1 Sự hòa trộn phân chia vùng mối hàn thép không gỉ 304 thép cacbon 60 4.1.1 Tổ chức ban đầu vật liệu hàn 60 4.1.2 Các vùng hình thành sau hàn 61 4.2 Sự hình thành δ-ferit vùng kim loại mối hàn 62 4.2.1 Đặc điểm hình thái hàm lƣợng δ-ferit 62 4.2.2 Thảo luận 68 4.2.3 Độ cứng vùng kim loại mối hàn 75 4.3 Chuyển pha, thay đổi tổ chức tính chất vùng chuyển tiếp phía thép cacbon 75 4.3.1 Bề rộng vùng chuyển tiếp 75 4.3.2 Sự thay đổi thành phần vùng chuyển tiếp 76 4.3.3 Tổ chức vùng chuyển tiếp thảo luận 77 4.3.4 Độ cứng vùng chuyển tiếp 79 4.4 Chuyển pha, thay đổi tổ chức tính chất vùng HAZ thép cacbon 80 4.4.1 Tốc độ nguội nhiệt độ lớn vùng HAZ thép cacbon 80 4.4.2 Tổ chức vùng HAZ thép cacbon thảo luận 81 4.5 Sự thay đổi tổ chức vùng HAZ thép không gỉ 85 4.5.1 Tốc độ nguội đƣờng cong nhiệt độ lớn 85 4.5.2 Tổ chức tế vi, hình thành cacbit thảo luận 86 4.5.3 Độ cứng tế vi 88 4.6 Kết thử kéo 89 4.7 Tóm tắt chƣơng 90 CHƢƠNG SỰ THAY ĐỔI TỔ CHỨC TẾ VI VÀ CƠ TÍNH CỦA MỐI HÀN Ở NHIỆT ĐỘ NÂNG CAO 92 5.1 Phân tích điều kiện làm việc mối hàn lựa chọn thí nghiệm 92 5.1.1 Điều kiện làm việc mối hàn thực tế lựa chọn điều kiện thí nghiệm 92 5.1.2 Thực nghiệm 93 5.2 Đánh giá thay đổi tổ chức tế vi độ cứng tế vi 93 5.2.1 Ứng xử vùng kim loại mối hàn nhiệt độ nâng cao 93 5.2.2 Ảnh hƣởng trình khuếch tán cacbon tới tổ chức tính chất mối hàn 100 5.2.3 Sự chuyển pha đặc điểm tổ chức vùng HAZ thép cacbon 108 5.2.4 Sự chuyển pha đặc điểm tổ chức vùng HAZ thép không gỉ 110 v 5.3 Đánh giá khuyết tật hình thành 112 5.3.1 Khuyết tật vùng chuyển tiếp phía thép cacbon 113 5.3.2 Khuyết tật vùng HAZ thép không gỉ 114 5.3.3 Đánh giá xu hƣớng hình thành khuyết tật đề xuất giải pháp 116 5.4 Tóm tắt chƣơng 117 PHẦN IV KẾT LUẬN CHUNG 118 TÀI LIỆU THAM KHẢO 119 DANH MỤC CÁC CƠNG TRÌNH ĐÃ CƠNG BỐ CỦA LUẬN ÁN i PHỤ LỤC ii vi CHƢƠNG SỰ THAY ĐỔI TỔ CHỨC VÀ TÍNH CHẤT CỦA KIM LOẠI SAU HÀN 4.1 Sự hòa trộn phân chia vùng mối hàn thép không gỉ 304 thép cacbon 4.1.1 Tổ chức ban đầu vật liệu hàn Trƣớc nghiên cứu tổ chức mối hàn thép không gỉ austenit 304 thép cacbon, phân tích tổ chức ban đầu hai loại thép đƣợc mô tả dƣới Thép không gỉ austenit 304 loại thép đƣợc dùng rộng rãi thực tế với thành phần gồm 18,3 % Cr 7,56 % Ni (theo kết đo đạc trực tiếp, bảng 3.2) Tổ chức tế vi thép γ nhƣ hình 4.1 Thép cacbon đƣợc sử dụng có hàm lƣợng cacbon thấp vào khoảng 0,18 % Tổ chức tế vi thép hình 4.2 gồm cụm peclit (vùng màu đen) ferit (vùng màu trắng) với hàm lƣợng peclit vào khoảng 22,5 % (tính theo giản đồ trạng thái Fe-C) Từ bảng giá trị tính thép khơng gỉ austenit thép cacbon thấp theo tiêu chuẩn ASTM cho bảng 4.1, thép khơng gỉ austenit có giới hạn bền, giới hạn chảy độ dãn dài tƣơng đối cao so với thép cacbon Giới hạn bền thép austenit tăng hàm lƣợng niken khoảng % khơng có tác dụng ổn định austenit nhiệt độ thƣờng mà cịn nâng cao độ bền, tính dẻo dai Pha γ Hình 4.1 Tổ chức tế vi thép khơng gỉ (x200) P α Hình 4.2 Tổ chức tế vi thép cacbon (x200) 60 Bảng 4.1 Cơ tính thép không gỉ 304 thép cacbon thấp Loại Độ bền (MPa) Thép không gỉ 304 Thép cacbon ≥515 ≥415 Giới hạn chảy (MPa) ≥205 240 Độ dãn dài tƣơng đối (%) ≥40 30 Khi hàn thép không gỉ austenit 304 với thép cacbon, tổ chức tế vi kim loại mối hàn thay đổi Nhƣ phân tích mục 2.1, yếu tố ảnh hƣởng tới thay đổi tổ chức tế vi gồm: thành phần hóa học vật liệu, nhiệt độ tốc độ nguội 4.1.2 Các vùng hình thành sau hàn Mối hàn đƣợc chia thành vùng nhƣ sau: vùng nóng chảy (hay gọi vùng kim loại mối hàn sau kết tinh), vùng chuyển tiếp biên giới thép cacbon, vùng ảnh hƣởng nhiệt phía thép cacbon, vùng chuyển tiếp bên phía thép khơng gỉ, vùng ảnh hƣởng nhiệt phía thép khơng gỉ vùng kim loại ban đầu Hình 4.3 sơ đồ tổng quan phân chia vùng mối hàn hai vật liệu khác loại Thép không gỉ HAZ thép Vùng không gỉ chuyển tiếp thép không gỉ kim loại Vùng HAZ thép Thép mối hàn chuyển cacbon cacbon tiếp thép cacbon Hình 4.3 Sơ đồ tổng quan tổ chức mối hàn thép không gỉ thép cacbon Vùng kim loại mối hàn (hay gọi vùng nóng chảy, vùng vũng hàn) vùng gồm kim loại điện cực, kim loại trạng thái lỏng hoàn toàn, sau kết tinh tạo thành mối hàn Tổ chức vùng δ-ferit austenit Vùng chuyển tiếp vùng nhỏ đƣợc giới hạn biên giới nóng chảy vùng mối hàn Tại đây, có hịa trộn kim loại điện cực kim loại bị nung nóng chảy Nếu thành phần hóa học điện cực kim loại tƣơng đƣơng (ví dụ bên phía thép khơng gỉ), khó để xác định kích thƣớc vùng Còn chênh lệch nồng độ đáng kể, xác định EDS-line 61 Vùng ảnh hƣởng nhiệt (HAZ) đƣợc tính từ biên giới nóng chảy tới vùng có nhiệt độ 500 C Khác so với bên phía thép khơng gỉ, bên phía thép cacbon, tổ chức thay đổi nhiều so với tổ chức kim loại ban đầu Sự thay đổi tổ chức tế vi vùng đƣợc phân tích cụ thể mục dƣới 4.2 Sự hình thành δ-ferit vùng kim loại mối hàn 4.2.1 Đặc điểm hình thái hàm lượng δ-ferit 4.2.1.1 Đặc điểm hình thái Tổ chức vùng kim loại mối hàn đƣợc hình thành từ kết tinh kim loại lỏng Phần kim loại vùng hòa trộn ba loại vật liệu: kim loại điện cực E309L-16 chiếm phần lớn tập trung phần mối hàn, thép khơng gỉ austenit 304 thép cacbon thƣờng bị hịa trộn vùng biên giới nóng chảy chân mối hàn Theo giản đồ pha hình 2.10, tổ chức tế vi vùng kim loại mối hàn gồm hai pha δ-ferit austenit Hình 4.4, 4.5, 4.6 lả tổ chức tế vi vùng mối hàn, vùng biên giới thép khơng gỉ vùng biên giới thép cacbon Hình thái, kích thƣớc pha δ-ferit từ biên giới vào tâm mối hàn có thay đổi đáng kể Cụ thể: - Vùng mối hàn: quan sát thấy rõ biến đổi pha δ-ferit từ vào (hình 4.4) Vùng phía ngồi sát biên giới nóng chảy, δ-ferit có dạng nhánh phát triển theo hƣớng vng góc với đƣờng bao nóng chảy mối hàn Tại trung tâm vùng nóng chảy, δ-ferit phân bố đồng có dạng trục - Biên giới nóng chảy thép không gỉ: nơi kim loại lỏng bắt đầu thực trình kết tinh từ kim loại thép không gỉ Nếu coi kim loại trạng thái rắn hoàn toàn vũng hàn tồn trạng thái lỏng hồn tồn, vùng hai vùng gọi vùng chuyển tiếp Đây vùng tồn chất rắn không bị nung nóng chảy, nằm vùng kim loại lỏng Quan sát hình 4.5, vùng giáp với kim loại xuất dải màu đen nằm song song theo hƣớng định Đây pha δ-ferit kết tinh từ pha lỏng vùng chảy lỏng khơng hồn tồn Dọc theo biên giới nóng chảy xuất cụm δ-ferit có dạng sợi mảnh phát triển theo hƣớng Bên cạnh đó, ảnh tổ chức quan sát thấy pha có hình thái giống với tổ chức vitmantet austenit với kích thƣớc lớn đâm xuyên vào pha δ-ferit theo hƣớng ngẫu nhiên Sự thay đổi diễn phạm vi hẹp khoảng (60÷120) μm - Biên giới nóng chảy thép cacbon: nơi kim loại lỏng bắt đầu thực trình kết tinh từ kim loại thép cacbon Tổ chức tế vi đƣợc hình 4.6 So sánh với bên phía thép khơng gỉ, không thấy xuất sợi mảnh δ-ferit hay vitmantet austenit, thay vào dải đen chạy dọc biên giới đƣợc dự đoán pha mactenxit Kế tiếp phía kim loại mối hàn, tồn vùng hồn tồn austenit (màu trắng) có chiều rộng từ (5÷60) μm Nối tiếp, pha δ-ferit có dạng tinh thể hình trụ (các pha song song vng góc với biên giới nóng chảy) đến dạng nhánh hay dạng trục 62 δ γ (b) γ δ (c) (a) Hình 4.4 Tổ chức tế vi vùng kim loại mối hàn (a) thay đổi hình thái pha δ-ferit vùng kim loại mối hàn (x100) (b) ferit dạng trục (x500), (c) ferit dạng nhánh (x500) Kim loại mối hàn δ -ferit dạng nhánh δ-ferit dạng sợi mảnh Vidmantet austenit Thép khơng gỉ δ-ferit vùng bán lỏng Hình 4.5 Hình thái δ-ferit biên giới nóng chảy thép khơng gỉ Kim loại mối hàn δ-ferit dạng trục δ-ferit dạng δ-ferit tinh thể hình nhánh trụ Thép cacbon Biên giới nóng chảy Hình 4.6 Hình thái δ-ferit biên giới thép cacbon 63 Để quan sát rõ hơn, hình thái pha δ-ferit đƣợc phân tích sâu ảnh SEM Trên hình 4.7c hình ảnh δ-ferit dạng xƣơng cá nằm austenit, với bề rộng trục pha δ-ferit vào khoảng (0,1÷0,2) μm Trên hình 4.7d, 4.7e, phía δ-ferit sợi ferit nhỏ mảnh Các pha đƣợc hình thành giai đoạn cuối trình kết tinh, lúc gradient nhiệt độ đồng hƣớng nên sợi tạo hình trục Vị trí A Vị trí B Vị trí D Vị trí C a) Vùng kim loại mối hàn nằm vùng nhánh phía thép khơng gỉ b) Vị trí A c) Vị trí B d) Vị trí C e) Vị trí D Hình 4.7 Ảnh SEM mơ tả hình thái δ-ferit dạng nhánh trục kim loại mối hàn 64 4.2.1.2 Hàm lượng δ-ferit Hàm lƣợng δ-ferit mối hàn thép không gỉ austenit 304 thép cacbon sử dụng điện cực E309L-16 đƣợc dự đoán dựa vào đồ thị Schaeffler đồ thị WRC-1992 mở rộng Do thành phần hóa học kim loại kim loại điện cực khác nhau, với q trình hịa trộn trạng thái lỏng trình hàn dẫn tới hàm lƣợng δ-ferit thay đổi vùng Do đó, để có nhìn tổng quát, hàm lƣợng δ-ferit đƣợc tính cụ thể cho thép cacbon, thép không gỉ 304, điện cực E309L-16, vùng hịa trộn 50 % thép cacbon thép khơng gỉ, vùng hòa trộn 30 % kim loại 70 % kim loại điện cực Các vị trí tính tốn mang tính chất minh họa ứng với điểm giản đồ Schaeffler WRC-1992 Trên thực tế, hòa trộn vật liệu khơng đồng vị trí khác tính từ biên giới nóng chảy vào bên mối hàn Từ thành phần hóa học nguyên tố hợp kim cho bảng 3.1, Crtđ Nitđ đƣợc tính dựa theo cơng thức sau: Theo Schaeffler: Crtđ = %Cr + %Mo + 1,5%Si + 0,5%Cb (4.1) Nitđ = %Ni + 30%C + 0,5%Mn (4.2) Theo WRC-1992: Crtđ = %Cr + %Mo + 0,7%Nb Nitđ = %Ni + 35%C + 20%N + 0,25%Cu (4.3) (4.4) Kết tính Crtđ Nitđ dự đoán lƣợng δ-ferit cho bảng 4.2 bảng 4.3 Bảng 4.2 Số δ - ferit tính theo Schaeffler Vật liệu Thép cacbon thấp Thép không gỉ 304 Điện cực E309L-16 Crtđ 0,055 19,2 24,77 Nitđ 5,79 11,03 14,17 Số δ-ferit 12 Bảng 4.3 Số δ - Ferit tính theo WRC-1992 Vật liệu Thép cacbon thấp Thép không gỉ 304 Điện cực E309L-16 Crtđ 0,025 18,43 23,7 Nitđ 6,38 10,71 13,65 Số δ-ferit 19 Đối với thép cacbon (điểm C), không xác định đƣợc lƣợng δ-ferit đồ thị Với thép không gỉ 304 (điểm D), số δ-ferit tính theo đồ thị Schaeffler WRC-1992 sấp sỉ Khi hai kim loại hòa trộn với nhau, thay đổi thành phần lƣợng δ-ferit chạy dọc theo đƣờng CD Đối với điện cực E309L-16 (điểm F), số δ-ferit tính với đồ thị Schaeffler xấp xỉ 12, với đồ thị WRC-1992 sấp sỉ 19 Trong mối hàn, biết đƣợc tỉ lệ hòa trộn kim loại kim loại điện cực, hàm lƣợng δ-ferit xác định đƣợc Ví dụ, điểm F ứng với tỉ lệ hịa trộn 50 % thép không gỉ, 50 % thép cacbon có tổ chức mactenxit Điểm G có 30 % kim loại (gồm 65 Nitđ = %Ni + 30%C + 0,5%Mn thép cacbon thép không gỉ), 70 % kim loại điện cực, hàm lƣợng Ferit % cho hai giản đồ F G D E C Crtđ = %Cr + %Mo + 1,5%Si + 0,5%Cb Hình 4.8 Đồ thị Schaeffler G F D E C Hình 4.9 Đồ thị WRC-1992 Hàm lƣợng δ-ferit đƣợc đo từ hình ảnh tổ chức tế vi, dựa vào phần mềm xác định pha Trong thí nghiệm, hàm lƣợng δ-ferit đƣợc đo vùng giáp biên giới nóng chảy vùng tâm mối hàn, giá trị trung bình cho bảng 4.4 Nhận thấy, hình thái δ-ferit khác nhƣng hàm lƣợng pha không thay đổi nhiều vùng, chênh lệch khoảng (3÷4) % Theo nghiên cứu trƣớc đó, hàm lƣợng δ-ferit phụ thuộc vào số Crtđ Nitđ Trong q trình hàn, hịa trộn kim loại điện cực kim loại dẫn tới thành phần hóa học vùng giáp biên giới thay đổi 66 dẫn tới hàm lƣợng δ-ferit thay đổi Tuy nhiên, từ kết đƣờng quét EDS-line biên giới, chênh lệch thành phần thép không gỉ kim loại mối hàn không đáng kể nên bỏ qua, cịn bên phía thép cacbon vùng hòa trộn đạt vào khoảng 30 μm, bề rộng nhỏ nên không ảnh hƣởng nhiều tới toàn vùng hàn Bảng 4.4 Hàm lượng δ-ferit Vị trí Gần biên giới thép khơng gỉ Tâm mối hàn Gần biên giới thép cacbon Giá trị trung bình Hàm lƣợng δ-ferit (%) 27 23 20 23,3 δ-ferit γ (a) Gần biên giới thép không gỉ δ-ferit γ (b) Gần biên giới thép cacbon δ-ferit γ (c) Tâm mối hàn Hình 4.10 Hàm lượng δ-ferit tỉnh theo phần mềm Image plus (a) Tại bỉên gỉới thép không gỉ (b) Tại tâm mối hàn 67 Nhƣ phân tích chƣơng 4, tổ chức vùng HAZ thép không gỉ pha austenit có kích thƣớc dạng đa cạnh đồng tồn diện tích Vùng gần biên giới nóng chảy, biên giới hạt austenit tồn dải pha ferit song song với So sánh với tổ chức sau xử lý nhiệt, hình dáng austenit không thay đổi nhiều so với tổ chức sau hàn Kích thƣớc hạt austenit vùng kim loại (40÷60) μm, cịn vùng giáp biên giới nóng chảy có kích thƣớc nhỏ hơn, vào khoảng (15÷20) μm Một số hạt austenit vùng HAZ có kích thƣớc hạt lớn tƣợng nuốt hạt giữ nhiệt nhiệt độ nâng cao thời gian dài Các pha δ-ferit biên giới hạt austenit tồn Tuy nhiên, so sánh nhiệt độ 900 0C so với 400 0C 600 0C hàm lƣợng pha giảm Nguyên nhân nhiệt độ cao, cacbit pha δ-ferit bị phân hủy phần Mối hàn Thép khơng gỉ (a) (b) (a) Hình 5.30 Tổ chức tế vi vùng HAZ thép không gỉ 900 0C 10 (a) Giáp biên giới, (b) Vùng HAZ Mặc dù khơng có chuyển biến pha vùng HAZ thép không gỉ nhƣng cacbit pha δ-ferit đƣợc tiết biên giới (hình 5.31) Trên thực tế, cacbit M7C3 tiết biên giới cacbit M23C6 tiết vùng HAZ kim loại Dựa vào kết phân tích chƣơng 4, hai loại cacbit xuất sau hàn nhƣng với số lƣợng Trong điều kiện mối hàn làm việc nhiệt độ cao, đặc biệt 600 0C, tiết cacbit diễn mạnh Sự hình thành cacbit nguyên nhân làm giảm hàm lƣợng cacbon biên giới hạt dẫn tới ăn mòn ứng suất, đặc biệt dẫn tới nứt biên giới Các dạng khuyết tật đƣợc trình bày cụ thể phần sau Cacbit Cacbit/ferit (a) (b) Hình 5.31 Sự xuất cacbit pha δ-ferit biên giới hạt vùng HAZ thép không gỉ (a) Ảnh SEM, (b) Ảnh TEM 111 5.2.4.2 Độ cứng tế vi Giá trị độ cứng vùng HAZ đƣợc hình 5.32 Dựa vào kết thu đƣợc có vài nhận xét sau: - Thứ nhất, độ cứng mối hàn làm việc 600 0C cao hẳn so với độ cứng mẫu làm việc 400 0C 900 0C Nhƣ phân tích trên, nguyên nhân dẫn tới tăng mạnh độ cứng nhiệt độ tiết cacbit mạnh nhiệt độ 600 0C Ngoài ra, xuất pha sigma pha cứng giòn nguyên nhân làm tăng độ cứng - Thứ hai, độ cứng mẫu làm việc nhiệt độ 900 0C đạt giá trị thấp Đây nhiệt độ mà cacbit hình thành trình hàn bị phân hủy - Thứ ba, nhiệt độ 400 0C 900 0C, độ cứng vùng HAZ cao chút so với độ cứng vùng kim loại mối hàn; ngƣợc lại mối hàn 600 0C lại có độ cứng vùng kim loại mối hàn cao so với vùng HAZ 300 400 C –10h As welded condition Độ cứng (HV) 250 200 PWHT 6000 C 600–10h 10h 150 100 50 MốiHAZ hàn HAZ thép không gỉ 9000 C 900–10h PWHT 10h -400 -200 Fusion BG line 200 Khoảng cách (μm) 400 Hình 5.32 Đường cong độ cứng cắt ngang biên giới nóng chảy vùng thép khơng gỉ 5.3 Đánh giá khuyết tật hình thành Sự thay đổi tổ chức mối hàn làm việc nhiệt độ khác có ảnh hƣởng lớn tới tính vật liệu Một số trƣờng hợp tổ chức tế vi có lợi cho tính, nhƣng có số trƣờng hợp tổ chức tạo khuyết tật mối hàn, làm giảm tính mối hàn Dƣới dạng khuyết tật xảy vùng khác mối hàn điều kiện làm việc: Vùng chuyển tiếp phía thép cacbon: vùng có tổ chức phức tạp đƣợc phân chia thành lớp gồm: vùng mactenxit ram, bainit peclit chạy dọc biên giới nóng chảy chuyển biến lớp mactenxit tạo thành Hai bên biên giới nóng chảy phân chia thành hai vùng có độ cứng chênh lệch Bên phía thép cacbon vùng có độ cứng thấp với tổ chức pha ferit đƣợc hình thành khuếch tán cacbon sang vùng kim loại mối hàn Bên phía kim loại mối hàn vùng có độ cứng cao đƣợc hình thành tăng đột biến hàm lƣợng cacbon, hình thành pha cacbit vùng Có thể dự đốn rằng, thay đổi đột ngột độ cứng vùng chuyển tiếp sở hình thành vết nứt phân tách lớp mối hàn dẫn tới giảm tính vật liệu Vùng HAZ thép khơng gỉ: mối hàn xử lý nhiệt 400 0C 9000C, độ cứng không thay đổi nhiều so với sau hàn pha cacbit hình thành với hàm lƣợng nhỏ (ở 4000C) bị phân hủy (ở 900 0C) Còn 600 0C, độ cứng tăng mạnh khoảng nhiệt độ thuận lợi cho việc tiết pha cacbit pha sigma Nhận thấy, hình thành cacbit biên giới dễ dẫn tới tƣợng nứt ăn mòn ứng suất 112 Vùng kim loại mối hàn, xét tổ chức khơng có thay đổi nhiều, có giảm hàm lƣợng δ-ferit nhƣng khơng đáng kể Do thấy, khuyết tật xảy vùng Trong vùng HAZ thép cacbon: pha giòn cứng nhƣ vitmantet ferit hay mactenxit hình thành trình hàn chuyển thành pha mactenxit ram, bainit tổ chức ferit + peclit (ở nhiệt độ 900 0C) Do đó, độ cứng vùng giảm, độ dẻo dai tăng Nghĩa là, sau hàn, vùng HAZ thép cacbon vùng yếu dễ bị phá hủy trình thử kéo, nhiên điều kiện làm việc nhiệt độ cao, tính vùng đƣợc cải thiện, nên xảy khuyết tật vùng Bằng phƣơng pháp phân tích đại phát khuyết tật tế vi phát sinh mối hàn Dƣới phân tích ngun nhân chế hình thành khuyết tật 5.3.1 Khuyết tật vùng chuyển tiếp phía thép cacbon Mối hàn Nứt Tách lớp Thép cacbon Hình 5.33 Khuyết tật biên giới nóng chảy vùng chuyển tiếp Hình 5.33 khuyết tật lớp biên giới thép cacbon Khi phóng đại lên tới 1500 lần, quan sát thấy tồn vết nứt nhỏ tách lớp nằm biên giới Thực phân tích tiếp EDS line để xác định phân bố nguyên tố vùng chuyển tiếp Từ kết đạt đƣợc hình 5.34, tại vị trí biên giới, hàm lƣợng ngun tố khơng Điều chứng tỏ có vết nứt sâu vị trí Hiện tƣợng tách lớp hay nứt vùng chuyển tiếp tiếp tập trung vào vùng biên giới vị trí tiếp nối vùng có độ cứng cao có độ cứng thấp Nhƣ phân tích trên, phân vùng tổ chức gồm pha mềm ferit bên phía thép cacbon tiết cacbit bên phía thép khơng gỉ làm cho độ cứng hai vùng chênh lệch lớn Sự không đồng mặt tổ chức độ cứng tế vi làm cho lực liên kết hai vùng so với vùng có tổ chức tế vi đồng 113 Vết nứt biên giới Hình 5.34 Kết EDS-line biên giới thép cacbon 5.3.2 Khuyết tật vùng HAZ thép không gỉ Quan sát hình 5.35, xuất vết nứt vùng HAZ thép không gỉ 600 0C Nhận thấy, xuất phát điểm vết nứt từ hạt cacbit hình thành kim loại Nhƣ phân tích trên, 600 0C, cacbit phức tiết nhiều vùng HAZ thép không gỉ Thông thƣờng, chúng hình thành cụm phía hạt, nằm biên giới hạt Độ cứng cacbit cao so với độ cứng pha austenit, dẫn tới chúng nơi phát sinh vết nứt Nứt Cụm cacbit Hình 5.35 Vết nứt tế vi vùng HAZ thép khơng gỉ 114 Vết hạt cacbit Vết nứt Hình 5.36 Các khuyết tật vùng HAZ thép không gỉ Sự nứt ăn mòn biên giới hạt vùng HAZ thép không gỉ 900 0C đƣợc thể rõ hình 5.36 hình 5.37 Quan sát thấy vết hạt cacbit bị phân hủy nhiệt độ 900 0C nằm biên giới bên hạt Ngồi ra, hình thành vết nứt dài chạy theo biên giới hạt Khi thực EDS-line vùng này, xuất điểm hàm lƣợng nguyên tố không chứng đƣợc có vết nứt Hiện tƣợng ăn mòn nứt biên giới hạt dạng khuyết tật điển hình thép không gỉ austenit làm việc nhiệt độ cao Mặc dù kích thƣớc dạng khuyết tật tƣơng đối nhỏ, nhƣng thời gian làm việc lâu dài ảnh hƣởng xấu tới chất lƣợng mối hàn Vết nứt Hình 5.37 Sự phân bố nguyên tố vùng HAZ giáp biên giới nóng chảy thép khơng gỉ 115 5.3.3 Đánh giá xu hƣớng hình thành khuyết tật đề xuất giải pháp 5.3.3.1 Xu hướng hình thành khuyết tật thay đổi tổ chức * Trong điều kiện hàn Từ kết phân tích tổ chức tế vi hình thành sau hàn, đánh giá khuyết tật hình thành đƣợc đƣa nhƣ sau: Các pha cứng dòn nhƣ vitmantet ferit, mactenxit, bainit vùng HAZ thép cacbon dẫn tới phá hủy dịn vật liệu, đặc điểm đƣợc phân tích từ kết thử kéo Nếu mối hàn làm việc dƣới lực tác động, vùng yếu tồn Lớp Mactenxit hình thành biên giới nóng chảy thép cacbon có độ cứng cao toàn mối hàn, đạt 390HV, độ cứng hai bên HAZ thép cacbon kim loại mối hàn đạt khoảng 160 – 170HV nên vùng dễ bị nứt tách lớp làm phá hủy vật liệu Vùng HAZ thép không gỉ có xuất cacbit crom biên giới hạt (từ kết X-ray SEM, TEM) làm giảm khả chống ăn mòn biên giới (do giảm hàm lƣợng crom hình thành cacbit).Tuy nhiên, lƣợng cacbit sau hàn cịn nên tƣợng chƣa thể rõ nét * Trong điều kiện làm việc nhiệt độ nâng cao Trong điều kiện nghiên cứu luận án, mối hàn làm việc nhiệt độ nâng cao làm cải thiện tổ chức vùng HAZ thép cacbon (đƣợc coi vùng yếu sau hàn) Tuy nhiên, xuất nguy xuất khuyết tật hình thành số vùng khác hàn Cụ thể nhƣ sau: Sự xuất pha dòn sigma cacbit crom vùng kim loại mối hàn nhiệt độ 6000C làm tăng mạnh độ cứng dẫn tới tƣợng nứt phá hủy dịn vùng Ngồi ra, giảm δ-feirt tăng thời gian nhiệt độ cần phải lƣu ý Mặc dù phạm vi nghiên cứu luận văn chƣa tìm thấy khuyết tật hình thành vùng kim loại mối hàn, nhiên nhiều nghiên cứu ra, hàm lƣợng δ-ferit giảm dƣới 5% dễ gây nứt Vùng HAZ thép không gỉ làm việc 6000C 9000C 10 hình thành tƣợng nứt ăn mòn biên giới hạt (qua kết X-ray, SEM, TEM) Dự đốn tăng thời gian làm việc tƣợng ngày phát triển giảm mạnh tính khả chống ăn mịn vật liệu Vùng chuyển tiếp: Hiện tƣợng tách lớp nứt vùng phát triển rộng gây phá hủy mối hàn 5.3.3.2 Đề xuất giải pháp Để đƣa giải pháp nhằm tránh giảm nguy hình thành khuyết tật vùng khác mối hàn điều kiện hàn điều kiện làm việc nhiệt độ nâng cao cần phải có nghiên cứu chun sâu phân tích nhiều yếu tố tác động tới hình thành khuyết tật Trong phạm vi nghiên cứu luận văn, số đề xuất đƣa nhƣ sau: 116 * Trong điều kiện hàn - Sự hình thành pha cứng dòn nhƣ vitmantet ferit, mactenxit, bainit vùng HAZ tốc độ nguội nhanh Do vậy, biện pháp đƣa giảm tốc độ nguội vùng HAZ thép cacbon nhƣ: gia nhiệt trƣớc hàn tạo môi trƣờng bao phủ vùng HAZ để giảm tốc độ nguội Ngoài ra, đề xuất khác đƣợc đƣa nhƣ tiến hành ủ sau hàn vừa giảm ứng suất, vừa làm pha (kết mục 5.2.3 minh chứng cho giải pháp này) * Trong điều kiện làm việc - Trong phạm vi nghiên cứu luận án, hình thành khuyết tật đƣợc tìm thấy 6000C 9000C, chƣa tìm thấy 4000C Do đó, đề xuất đƣa khống chế nhiệt độ làm việc nhiệt độ thấp (dƣới 4000C) 5.4 Tóm tắt chƣơng Tổ chức tế vi mối hàn thay đổi đáng kể điều kiện làm việc nhiệt độ cao Một số kết luận tổ chức pha thay đổi độ cứng tế vi đáng ý nhƣ sau: - Hàm lƣợng pha δ-ferit giảm tăng nhiệt độ làm việc Lƣợng δ-ferit giảm từ 23,5 % sau hàn xuống 22 % giữ 400 0C 10 giờ, giảm 11 % tăng nhiệt độ lên 900 0C 10 Độ cứng tế vi khơng phụ thuộc vào hình thái hàm lƣợng pha δ-ferit, đạt trung bình khoảng 165HV - Tồn vùng không đồng mặt tổ chức, tính phạm vi hẹp xung quanh biên giới nóng chảy Bên phía kim loại mối hàn xuất vùng giàu cacbon có độ cứng cao (lớn vào khoảng 330HV 6000C); ngƣợc lại bên phía thép cacbon tồn vùng nghèo cacbon có độ cứng thấp (trung bình khoảng 170HV 6000C) - Vùng HAZ thép cacbon có tổ chức tốt so với sau hàn Các pha cứng dòn nhƣ vitmantet ferit bị đi, thay vào mactenxit ram, bainit ram Đặc biệt tăng nhiệt độ tới 900 0C, tổ chức vùng ferit peclit có độ cứng giảm mạnh so với sau hàn - Về mặt độ cứng tế vi, mối hàn 600 0C có độ cứng cao tất vùng mối hàn Kết có liên quan tới tiết cacbit mạnh nhiệt độ - Phát khuyết tật hình thành vùng chuyển tiếp bên phía thép cacbon, vùng HAZ thép khơng gỉ 117 KẾT LUẬN CHUNG Tổ chức tế vi vùng xung quanh mối hàn thay đổi đáng kể với phân chia thành vùng khác nhau: vùng kim loại mối hàn, vùng chuyển tiếp, vùng HAZ thép cacbon, vùng HAZ thép không gỉ vùng kim loại Tổ chức vùng tiếp tục thay đổi làm việc nhiệt độ nâng cao, cụ thể nhƣ sau: Vùng kim loại mối hàn gồm pha δ-ferit austenit Hình thái δ-ferit từ biên giới nóng chảy vào tâm mối hàn thay đổi từ dạng nhánh sang dạng trục thay đổi gradient nhiệt độ Tỉ phần pha δ-ferit đồng toàn thể tích vào khoảng 23% Hàm lƣợng pha δ-ferit giảm tăng nhiệt độ làm việc Lƣợng δ-ferit giảm từ 23,5 % sau hàn xuống 22 % giữ 400 0C 10 giờ, giảm 11 % tăng nhiệt độ lên 900 0C 10 Độ cứng tế vi khơng phụ thuộc vào hình thái hàm lƣợng pha δferit, đạt trung bình khoảng 165HV Yếu tố định tới tổ chức vùng HAZ thép cacbon nhiệt độ lớn tốc độ nguội Kích thƣớc hạt vùng giảm dần từ biên giới nóng chảy tới vùng kim loại với tổ chức nhƣ vitmantet ferit, bainit, mactenxit peclit làm tăng độ cứng, giảm độ bền vật liệu Tuy nhiên, mối hàn làm việc nhiệt độ cao, tổ chức vùng đƣợc cải thiện với hình thành pha mactenxit ram, bainit ram cụm ferit +peclit có độ cứng giảm Cacbit M23C6, M7C3 tiết mạnh vùng HAZ thép không gỉ vùng kim loại mối hàn làm việc 600 0C nguyên nhân làm tăng mạnh độ cứng tế vi Các vết nứt vùng thƣờng xuất phát từ hạt cacbit có độ cứng cao nằm austenite Tuy nhiên, làm việc nhiệt độ cao, thoát cacbit xảy mạnh Đã tìm thấy vết nứt biên giới hạt 900 0C thoát cacbit gây Vùng chuyển tiếp bên phía thép cacbon với chênh lệch gradient nồng độ nguyên nhân thúc đẩy khuếch tán cacbon từ thép cacbon sang phía kim loại mối hàn Kết bên phía kim loại mối hàn xuất vùng giàu cacbon có độ cứng cao (lớn vào khoảng 330HV 6000C); ngƣợc lại bên phía thép cacbon tồn vùng nghèo cacbon có độ cứng thấp (trung bình khoảng 170HV 6000C Sự chênh lệch độ cứng nguyên dân dẫn tới tƣợng tách lớp nứt vùng chuyển tiếp mối hàn Độ cứng tế vi vật liệu thay đổi phù hợp với tổ chức tế vi đƣợc hình thành Giá trị độ cứng vùng kim loại mối hàn vào khoảng (160-170)HV khơng phụ thuộc vào hình thái nhƣ hàm lƣợng δ-ferit Trong vùng HAZ thép cacbon, độ cứng tăng vùng có pha cứng dịn nhƣ mactenxit, bainit độ cứng giảm vùng có tổ chức peclit với giá trị thay đổi từ 175HV tới 125HV Vùng HAZ thép khơng gỉ đạt trung bình 180 HV sau hàn nhƣng tăng mạnh 6000C hình thành cacbit Trên tồn mối hàn, độ cứng lớp mactenxit biên giới đạt giá trị lớn Đƣờng biểu diễn nồng độ cacbon đƣợc xây dựng theo mơ hình Darken xác định đƣợc bề rộng vùng có độ cứng thấp, vùng có độ cứng cao hai bên biên giới nóng chảy phía cacbon Hệ số khuếch tán cacbon điều kiện thực tế 600 0C 10 1.5.1011 (mm2/s) bên phía thép cacbon 1,2.10-12 (mm2/s) bên phía thép khơng gỉ Các giải pháp đề xuất nhằm cải thiện tính mối hàn sau hàn giảm khuyết tật điều kiện làm việc nhiệt độ nâng cao nhƣ: gia nhiệt ủ vùng HAZ thép cacbon sau hàn Khống chế cho mối hàn làm việc nhiệt độ thấp (thấp 4000C) 118 TÀI LIỆU THAM KHẢO [1] Kou, S (2003) Welding metallurgy New Jersey, USA, p 431-446 [2] John, L and J.K Damian (2005) Welding metallurgy and weldability of stainless steels A John Wiley and Son [3] Gigovic-Gekic, A., M Oruc, and S Muhamedagic (2012) Effect of the delta-ferite content on the tensile properties in nitronic 60 steel at room temperature and 750 degrees C.Materiali in technologies 46(5): p 519-523 [4] Hauser, D and J Vanecho (1982) Effects of ferite content in austenitic stainless steel welds Weld J.(Miami);(United States) 61(2) [5] Lippold, J and W Savage (1982) Solidification of austenitic stainless steel weldments: Part III the effect of solidification behavior on hot cracking susceptibility WELDING J., 61(12): p 388 [6] aluja, R and K Moeed (2012) The emphasis of phase transformations and alloying constituents on hot cracking susceptibility of type 304L and 316L stainless steel welds International Journal of Engineering Science and Technology 4(5): p 2206-2216 [7] Hau, J.L and A.L Seijas (2006) Sigma phase embrittlement of stainless steel in FCC service CORROSION [8] Klemetti, K., H Hanninen, and J Kivilahti (1984) The Effect of Sigma Phase Formation on the Corrosion and Mechanical Properties of Nb-Stabilized Stainless Steel Cladding Weld J 63: p 17s-25s [9] Kokawa, H., T Kuwana, and A Yamamoto (1989) Crystallographic characteristics of delta-ferite transformations in a 304L weld metal at elevated temperatures Weld J 68(3) [10] Gooch, T (1996) Corrosion behavior of welded stainless steel Welding JournalIncluding Welding Research Supplement 75(5): p 135s [11] Haraldsen, K and H Leth-Olsen (2005) Stress Corrosion Cracking of Stainless Steels in High Pressure Alkaline Electrolysers In First International Conference on Hydrogen Safety, Pisa, Italy [12] Lundin, C., C Chou, and C Sullivan (1980) Hot cracking resistance of austenitic stainless steel weld metals Weld J, 59(8): p 226s-232s [13] Kaewkuekool, S and B Amornsin (2008) A study of parameters affecting to mechanical property of dissimilar welding between stainless steel (AISI 304) and low carbon steel In Proceedings of the 1st WSEAS international conference on Materials science World Scientific and Engineering Academy and Society (WSEAS) [14] Wang, J., et al (2012) Effect of welding process on the microstructure and properties of dissimilar weld joints between low alloy steel and duplex stainless steel International Journal of Minerals, Metallurgy, and Materials 19(6): p 518-524 [15] Rajkumar, R., F Hamimi, and N Charde (2012) Investigating the dissimilar weld joints of AISI 302 austenitic stainless steel and low carbon steel International Journal of Scientific and Research Publications 2(11): p 1-5 [16] Razak, M.I.A (2012) Investigation of Mig Welding on Dissimilar Thickness of Metal Sheets (steel and Stainless Steel) UMP [17] Svobodová, M., et al (2009) Similar and dissimilar weld joints of creep-resisting steels in 18th Int Conf on Metal & Mat., METALL [18] Rosenthal, R and R.L Rosnow (1991) Essentials of behavioral research: Methods and data analysis Boston, MA [19] Rykalin, N.N (1951) Calculations of thermal processes in welding Moscow: Mashgiz p 296 119 [20] Hibbitt, H.D and P.V Marcal (1973) A numerical, thermo-mechanical model for the welding and subsequent loading of a fabricated structure Computers & Structures 3(5): p 1145-1174 [21] Kujanpaa, V and S David (1987) Characterization of heat-affected zone cracking in austenitic stainless steel welds Weld J 66(8): p 221 [22] Myers, P., O Uyehara, and G Borman (1967) Fundamentals of heat flow in welding Welding Research Council Bulletin, (123): p 1-& [23] Pavelic, V (1969) Experimental and computed temperature histories in gas tungsten arc welding of thin plates Welding Journal Research Supplement 48: p 296-305 [24] Yang, Y and S Kou (2007) Mechanisms of Macrosegregation Formation near Fusion Boundary in Welds Made with Dissimilar Filler Metals Materials science and technology association for iron and steel technology 5: p 3201 [25] Grujicic, M., et al (2013) Computational Modeling of Microstructural-Evolution in AISI 1005 Steel During Gas Metal Arc Butt Welding Journal of materials engineering and performance 22(5): p 1209-1222 [26] Tian, Y., et al (2008) Finite element modeling of electron beam welding of a large complex Al alloy structure by parallel computations journal of materials processing technology 199(1-3): p 41-48 [27] Hu, J and H.-L Tsai (2007) Heat and mass transfer in gas metal arc welding Part I: The arc International Journal of Heat and Mass Transfer 50(5-6): p 833-846 [28] Hu, J and H.-L Tsai (2007) Heat and mass transfer in gas metal arc welding Part II: The metal International Journal of Heat and Mass Transfer 50(5-6): p 808-820 [29] Smartt, H and C Einerson (1993) A model for heat and mass input control in GMAW Welding Journal(USA) 72(5): p 217 [30] Amuda, M and S Mridha (2009) Microstructural features of AISI 430 feritic stainless steel (FSS) weld produced under varying process parameters International Journal of Mechanical and Materials Engineering, 4(2): p 160-166 [31] David, S., et al (1987) Effect of rapid solidification on stainless steel weld metal microstructures and its implications on the Schaeffler diagram Oak Ridge National Lab., TN (USA) [32] Elmer, J., S Allen, and T Eagar (1989) Microstructural development during solidification of stainless steel alloys Metallurgical transactions A, 20(10): p 2117-2131 [33] Hauser, D and J Vanecho (1982) Effects of ferite content in austenitic stainless steel welds Weld J.(Miami);(United States) 61(2) [34] Hsieh, C.-C., et al (2007) Microstructure, recrystallization, and mechanical property evolutions in the heat-affected and fusion zones of the dissimilar stainless steels Materials transactions 48(11): p 2898-2902 [35] Lippold, J and W Savage (1982) Solidification of austenitic stainless steel weldments: Part III the effect of solidification behavior on hot cracking susceptibility WELDING J., 61(12): p 388 [36] Long, C (1973) The ferite content of austenitic stainless steel weld metal Weld J., 52: p 281s-297s [37] Olson, D (1985) Prediction of austenitic weld metal microstructure and properties Welding journal 64(10): p 281s-295s [38] Padilha, A.F., C.F Tavares, and M.A Martorano (2013) Delta ferite formation in austenitic stainless steel castings in Materials Science Forum Trans Tech Publ [39] Saluja, R and K Moeed (2012) The emphasis of phase transformations and alloying constituents on hot cracking susceptibility of type 304L and 316L stainless steel welds International Journal of Engineering Science and Technology 4(5): p 2206-2216 120 [40] Saluja, R and K Moeed (2015) Formation, quantification and significance of delta ferite for 300 series stainless steel weldments International Journal of Engineering Technology, Management and Applied Sciences 3: p 23-36 [41] Boumerzoug, Z., C Derfouf, and T Baudin (2010) Effect of welding on microstructure and mechanical properties of an industrial low carbon steel Engineering 2(07): p 502 [42] Carrouge, D., H Bhadeshia, and P Woollin (2002) Microstructural change in high temperature heat-affected zone of low carbon weldable'13% Cr' mactenxitic stainless steels Stainless Steel World(The Netherlands) 14: p 16-17 [43] Thaulow, C., K Guttormsen, and A Pauuw (1986) The heat affected zone toughness of low carbon microalloyed steels International Inst of Welding [44] Dadfar, M., et al (2007) Effect of TIG welding on corrosion behavior of 316L stainless steel Materials Letters 61(11-12): p 2343-2346 [45] Gooch, T (1996) Corrosion behavior of welded stainless steel Welding JournalIncluding Welding Research Supplement 75(5): p 135s [46] ampbell, C.E., et al (2005) Examination of multicomponent diffusion between two Nibase superalloys, in Complex Inorganic Solids Springer p 241-249 [47] Darken, L (2010) Diffusion of Carbon in Austenite with a Discontinuity in Composition Metallurgical and materials transactions A-Physical metallugical and materials science 41(7): p 1607-1615 [48] Kattner, U.R and C.E Campbell (2009) Invited review: Modelling of thermodynamics and diffusion in multicomponent systems Materials Science and Technology 25(4): p 443-459 [49] Larsson, H and A Engström (2006) A homogenization approach to diffusion simulations applied to α+ γ Fe–Cr–Ni diffusion couples Acta materialia 54(9): p 24312439 [50] Race, J.M (1992) Carbon diffusion across dissimilar steel welds University of Cambridge [51] Vũ Đình Toại (2014) Nghiên cứu cơng nghệ hàn liên kết nhơm–thép q trình hàn TIG Trƣờng Đại học Bách Khoa Hà Nội [52] Olson, D.L (1993) ASM handbook: welding, brazing, and soldering Vol Asm Intl [53] Kim, C.-K (2011) An analytical solution to heat conduction with a moving heat source Journal of mechanical science and technology 25(4): p 895 [54] Adebisi, A., K Joseph, and O Akinlabi (2000) Effect of Bevel Angles and Heat Input on Hardness Property and Microstructures of Mild Steel Weldments Welding research, p.125-130 [55] Atena, A (2014) Multi-Objective Optimization of Complex Thermo-Fluid Phenomena in Welding International Journal of Applied 4(1) [56] Cho, D.-W., et al (2013) Analysis of submerged arc welding process by threedimensional computational fluid dynamics simulations Journal of Materials Processing Technology 213(12): p 2278-2291 [57] Ghosh, A., et al (2013) A study of thermal behaviour during submerged arc welding Strojniški vestnik-Journal of Mechanical Engineering 59(5): p 333-338 [58] Schnick, M., et al (2010) Modelling of gas–metal arc welding taking into account metal vapour Journal of Physics D: Applied Physics 43(43): p 434008 [59] Tolle, C.R., et al (2002) Is there evidence of determinism in droplet detachment within the gas metal arc welding process? in ASM Proceeding of the International Conference: Trends in Welding Research, Columbus, Ohio, USA [60] Bjelić, M.B., et al (2016) Numerical modeling of two-dimensional heat-transfer and temperature-based calibration using simulated annealing optimization method: Application to gas metal arc welding Thermal Science 20(2): p 655-665 121 [61] Darmadi, D.B (2006) Predicting temperature profile and temperature history for varied parameters of a welding process using Rosenthal's approach for semi-infinite solid Welding Journal, p 1520-1530 [62] Dutta, J and S Narendranath (2014) Estimation of cooling rate and its effect on temperature dependent properties in gta welded high carbon steel joints Review of Industrial Engineering Letters 1(2): p 55-66 [63] Silva, L., et al (2003) Heat flux determination in the gas-tungsten-arc welding process by using a three-dimensional model in inverse heat conduction problem High Temperatures High Pressures 35(1): p 117-126 [64] Tnunes, A (1983) An extended Rosenthal weld model Welding journal 62(6): p 165s170s [65] Sharma, N.Y., et al (2014) AComputational fluld dynamic study on transient thermal characteristics of two-phase gas metal arc welding process International Journal of Recent advances in Mechanical Engineering 3(2): p 27-34 [66] Choubey, A and V Jatti (2014) Influence of heat input on mechanical properties and Microstructure of Austenitic 202 grade Stainless Steel Weldments WSEAS Transactions on Applied and Theoretical Mechanics 9: p 222-228 [67] Evans, G (1982) The Effect of Heat Input on the Microstructure and Properties of C-Mn All-Weld-Metal Deposits Welding Journal 61(4): p 125 [68] Muda, W.S.H.W., et al (2015) Effect of welding heat input on microstructure and mechanical properties at coarse grain heat affected zone of ABS grade a steel ARPN Journal of Engineering and Applied Sciences 10(20): p 9487-9495 [69] Chauhan, V and R Jadoun (2014) Parametric optimization of MIG welding for stainless steel (SS-304) and low carbon steel using Taguchi design method Int J Adv Technol Eng Res (IJATER) p 224-229 [70] Loureiro, A.J (2002) Effect of heat input on plastic deformation of undermatched welds Journal of materials processing technology 128(1-3): p 240-249 [71] Pirinen, M., et al (2016) Effect of heat input on the mechanical properties of welded joints in high-strength steels Welding International 30(2): p 129-132 [72] Popović, O., et al (2010) The effect of heat input on the weld metal toughness of surface welded joint 14th International Research/Expert Conference, Mediterranean Cruise [73] Raza, M.A and S.K Kashyap (2014) The effect of welding on mechanical and microstrural properties of materials A Critical Review [74] Razak, M.I.A (2012) Investigation of Mig Welding on Dissimilar Thickness of Metal Sheets (steel and Stainless Steel) UMP [75] Tabish, T., et al (2014) Effect of heat input on microstructure and mechanical properties of the TIG welded joints of AISI 304 stainless steel Balance 308: p 0.08 [76] rya, H., K Singh, and S Singh (2013) Cooling rate effect on microhardness for SAW welded mild steel plate Int J Theor Appl Res Mech Eng.(IJTARME), 2(2): p 71-77 [77] Aweda, E., et al (2013) Effects of Continuous Cooling on Hardness and Microstructural Properties of Low Carbon Steel Welded Plate Novi Sad, 16(2): p 20 [78] rya, H., K Singh, and S Singh (2013) Cooling rate effect on microhardness for SAW welded mild steel plate Int J Theor Appl Res Mech Eng.(IJTARME), 2(2): p 71-77 [79] Fang, X., et al (2002) Influence of accelerated cooling on microstructure and mechanical properties of C-Mn steels Materials science and technology 18(1): p 47-53 [80] Askeland, D.R and W.J Wright (2013) Essentials of materials science & engineering, Cengage Learning [81] Trzaska, J., A Jagiełło, and L Dobrzański (2009) The calculation of CCT diagrams for engineering steels Archives of Materials science and Engineering 39(1): p 13-20 [82] Inoue, H and T Koseki (2007) Clarification of solidification behaviors in austenitic stainless steels based on welding process Nippon Steel Technical Report 95: p 62-70 122 [83] Lienert, T., et al (2011) Fundamentals of Weld Solidification Welding Journal, p-120127 [84] Nelson, T., J Lippold, and M Mills (1999) Nature and evolution of the fusion boundary in feritic-austenitic dissimilar weld metals, Part 1-Nucleation and growth WELDING JOURNAL-NEW YORK 78: p 329-s [85] John, L and J.K Damian (2005) Welding metallurgy and weldability of stainless steels A John Wiley and Son [86] Kujanpää, V., S David, and C White (1986) Formation of hot cracks in austenitic stainless steel welds–solidification cracking Welding Journal 65(8): p 203s-212s [87] Kumar, D.H and A.S Reddy (2013) Study of Mechanical Behavior in Austenitic Stainless Steel 316 LN Welded Joints Int J Mech Eng Rob Res 2: p 37-56 [88] Lippold, J.C (2014) Welding metallurgy and weldability John Wiley & Sons [89] Kotecki, D and T Siewert (1992) WRC-1992 constitution diagram for stainless steel weld metals: a modification of the WRC-1988 diagram Welding Journal 71(5): p 171178 [90] Mateša, B., I Samardžić, and M Dunđer (2012) The influence of the heat treatment on delta ferite transformation in austenitic stainless steel welds Metalurgija-Zagreb, 51(2): p 229 [91] Graville, B (1973) Weld Cooling Rates and Heat-Affected Zone Hardness in a C Steel Welding Journal 52(9): p 377 [92] Kasuya, T., N Yurioka, and M Okumura (1995) Methods for predicting maximum hardness of heat-affected zone and selecting necessary preheat temperature for steel welding Nippon Steel Technical Report, p 7-14 [93] Sirotkina, L., et al (2013) Method of predicting the hardness of welded joints Welding journal, p.95 [94] Chopra, O., et al (2006) Crack growth rates of irradiated austenitic stainless steel weld heat affected zone in BWR environments Argonne National Lab.(ANL), Argonne, IL (United States) [95] u Toit, M., G Van Rooyen, and D Smith (2007) An overview of the heat-affected zone sensitization and stress corrosion cracking behaviour of 12% chromium type 1.4003 feritic stainless steel Welding in the World, 51(9-10): p 41-50 [96] Hertzman, S., B Brolund, and P.J Ferreira (1997) An experimental and theoretical study of heat-affected zone austenite reformation in three duplex stainless steels Metallurgical and materials transactions A 28(2): p 277-285 [97] Lippold, J., W Baeslack, and I Varol (1988) Heat-affected zone liquation cracking in austenitic and duplex stainless steels Welding Journal(USA) 71(1): p [98] Kou, S and Y Yang (2007) Fusion-boundary macrosegregation in dissimilar-filler welds WELDING JOURNAL-NEW YORK 86(10): p 303 [99] Meyrick, G and G.W Powell (1973) Phase transformations in metals and alloys Annual Review of Materials Science 3(1): p 327-362 [100] Y Karl E Dawson, (2012) Dissimilar metal welds Thesis submitted in the degree of Doctor in Philosophy [101] Mahmoud Saied, (2016) Experimental and numerical modeling of the dissolution of delta ferrite in the Fe-Cr-Ni system: application to the austenitic stainless steels Thesis submitted in the degree of Doctor in Philosophy, University of Grenoble Alpes [102] Hà Minh Hùng, Lƣơng Văn Tiến, Nguyễn Văn Nam, Phan Sỹ Dũng, (2011), Nghiên cứu hàn áp lực thép với nhôm hợp kim nhơm, Tạp chí Cơ khí Việt Nam, số 8, tháng 8/2011, trang 25-32 [103] Lê Văn thoài, (2018) Nghiên cứu ảnh hưởng số thông số công nghệ hàn tự động lớp thuốc hàn với hạt kim loại bổ sung đến chất lượng hàn, luận án tiến sĩ kỹ thuật khí, Viện nghiên cứu khí 123 DANH MỤC CÁC CƠNG TRÌNH ĐÃ CƠNG BỐ CỦA LUẬN ÁN i PHỤ LỤC ii