Đang tải... (xem toàn văn)
TÓM TẮT KẾT LUẬN MỚI CỦA LUẬN ÁN Dựa trên cơ sở lý thuyết nhiệt động học giải thích sự kết tinh và sự thay đổi hình thái, hàm lượng của pha δ-ferit vùng kim loại mối hàn trong điều kiện hàn và thí nghiệm ở nhiệt độ nâng cao. Đã nghiên cứu mối quan hệ giữa: các yếu tố công nghệ hàn – tổ chức tế vi – độ cứng tế vi và độ bền trong vùng ảnh hưởng nhiệt thép cacbon. Sự hình thành các pha mactenxit, bainit, vitmantet ferit chịu sự chi phối bởi nhiệt độ lớn nhất và tốc độ nguội và là một trong các nguyên nhân làm giảm mạnh độ bền mối hàn (giải thích vùng ảnh hưởng nhiệt thép cacbon là vùng yếu nhất trong mối hàn) Tính toán đường phân bố nồng độ của cacbon tại vùng chuyển tiếp thép cacbon dựa trên mô hình của Darken. Kết hợp với kết quả thực nghiệm, đã xác định được ảnh hưởng của sự khuếch tán tới tổ chức mối hàn như: hình thành vùng ferit phía thép cacbon và sự tiết cacbit phía kim loại mối hàn; hình thành vùng có độ cứng cao, vùng có độ cứng thấp hai bên biên giới nóng chảy là nguyên nhân xuất hiện tách lớp và nứt. Đã xác định và giải thích sự xuất hiện các khuyết tật trong mối hàn ở nhiệt độ 6000C, 9000C
LỜI CAM ĐOAN Tôi xin cam đoan luận án Tiến sĩ Kỹ thuật Vật liệu “Nghiên cứu biến đổi tổ chức tính chất q trình hàn thép khơng gỉ với thép cacbon” cơng trình nghiên cứu thực hiện, dƣới hƣớng dẫn khoa học PGS TS Phạm Mai Khánh TS Nguyễn Đức Thắng Các số liệu kết đƣợc trình bày luận án hồn tồn trung thực chƣa đƣợc tác giả khác công bố dƣới hình thức Các thơng tin trích dẫn đƣợc ghi rõ nguồn gốc Tôi xin chịu trách nhiệm nghiên cứu Hà Nội, ngày tháng năm 2019 Giáo viên hướng dẫn Tác giả Lê Thị Nhung i LỜI CẢM ƠN Lời đầu tiên, xin bày tỏ lòng cảm ơn sâu sắc chân thành tới hai thầy giáo PGS TS Phạm Mai Khánh TS Nguyễn Đức Thắng tận tình giúp đỡ, hƣớng dẫn suốt thời gian thực luận án Tôi xin cảm ơn tới Trƣờng Đại học Bách Khoa Hà Nội, Viện Khoa học Kỹ thuật vật liệu tạo điều kiện thuận lợi cho thời gian học tập trƣờng Tôi xin chân thành cảm ơn thầy cô giáo Bộ môn Vật liệu Công nghệ đúc – Viện Khoa học Kỹ thuật Vật liệu – Trƣờng Đại học Bách khoa Hà Nội nhiệt tình giúp đỡ, tạo điều kiện động viên suốt thời gian sinh hoạt chuyên môn Bộ môn Đồng thời, tơi xin bày tỏ lòng biết ơn tới trƣờng Đại học Hàng hải Việt Nam, Viện Cơ khí – Bộ môn Công nghệ Vật liệu tạo điều kiện tốt cho thời gian làm nghiên cứu sinh Cuối cùng, tơi muốn cảm ơn gia đình tơi, bên cạnh động viên tinh thần giúp vƣợt qua khó khăn để hồn thiện luận án Hà Nội, ngày tháng năm 2019 Nghiên cứu sinh Lê Thị Nhung ii MỤC LỤC LỜI CAM ĐOAN i LỜI CẢM ƠN ii MỤC LỤC iii DANH MỤC CÁC KÝ HIỆU VÀ CHỮ VIẾT TẮT vii DANH MỤC CÁC BẢNG ix DANH MỤC CÁC HÌNH x MỞ ĐẦU CHƢƠNG I TỔNG QUAN 1.1 Đặc điểm mối hàn hai vật liệu khác loại 1.1.1 Khái niệm chung 1.1.2 Các dạng khuyết tật hàn hai vật liệu khác loại 1.2 Ứng dụng điều kiện làm việc mối hàn thép không gỉ austenit thép cacbon 1.3 Tình hình nghiên cứu mối hàn hai vật liệu khác loại 12 1.3.1 Những nghiên cứu nƣớc 12 16 1.3.2 Những nghiên cứu nƣớc 17 1.4 Tóm tắt chƣơng 17 1.4.1 Các hƣớng nghiên cứu mối hàn hai vật liệu khác loại 17 1.4.2 Nhận xét tình hình nghiên cứu nƣớc 17 1.4.3 Xu hƣớng nghiên cứu công nghệ hàn 18 CHƢƠNG CƠ SỞ LÝ THUYẾT 19 2.1 Các yếu tố ảnh hƣởng tới thay đổi tổ chức tế vi tính chất mối hàn thép không gỉ austenit với thép cacbon 19 2.1.1 Vật liệu hàn 19 2.1.2 Nguồn nhiệt hàn 20 Trong đó: 24 2.1.3 Tốc độ nguội 24 2.1.4 Các yếu tố khác 26 2.2 Giản đồ pha vật liệu cần hàn 26 2.2.1 Giản đồ pha thép cacbon 26 2.2.2 Giản đồ pha thép không gỉ 28 2.3 Sự kết tinh chuyển pha vùng nóng chảy mối hàn 32 iii 2.3.1 Mơ hình kết tinh 32 2.3.2 Ảnh hƣởng pha δ-ferit tới tính mối hàn 34 2.3.3 Cơ chế hình thành ferit mối hàn 34 2.3.4 Dự đoán hàm lƣợng δ-ferit mối hàn thép không gỉ austenit 35 2.4 Chuyển biến pha vùng HAZ thép cacbon 37 2.5 Chuyển biến pha vùng HAZ thép không gỉ 39 2.5.1 Sự lớn lên hạt 39 2.5.2 Sự hình thành ferit 39 2.5.3 Sự tiết pha 40 2.5.4 Sự nung nóng biên giới hạt 40 2.6 Sự thay đổi tổ chức vùng chuyển tiếp mối hàn thép không gỉ austenit thép cacbon 40 2.7 Cơ sở lý thuyết mơ hình khuếch tán cacbon austenit 43 2.7.1 Khái niệm chung 43 2.7.2 Cơ sở lý thuyết khuếch tán cacbon vùng pha austenit mối hàn hai vật liệu khác loại 44 2.7.2 Mơ hình toán 47 2.8 Tóm tắt chƣơng 48 CHƢƠNG THỰC NGHIỆM 50 3.1 Nội dung nghiên cứu 50 3.2 Sơ đồ nghiên cứu thực nghiệm 51 3.2.1 Chuẩn bị mẫu quy trình hàn 52 3.2.2 Quy trình cắt mẫu 53 3.3 Quy trình đo nhiệt độ trình hàn 54 3.4 Q trình thí nghiệm nhiệt độ nâng cao 55 3.5 Phƣơng pháp nghiên cứu 55 3.5.1 Tính tốn nhiệt động học, xây dựng giản đồ TTT giản đồ CCT 55 3.5.2 Nghiên cứu tổ chức tế vi 56 3.5.3 Xác định thành phần hóa học mẫu 57 3.5.4 Phân tích cấu trúc Rơnghen 58 3.5.5 Xác định độ cứng tế vi 58 3.5.6 Thử kéo mẫu 59 3.5.7 Thử va đập 59 iv DANH MỤC CÁC KÝ HIỆU VÀ CHỮ VIẾT TẮT A: Mô hình kết tinh A thép khơng gỉ austenit AF: Mơ hình kết tinh AF thép khơng gỉ austenit A1, A2: Hằng số a: Hệ số khuếch tán nhiệt ac: Hoạt tính cacbon acαθ: Hoạt tính cacbon mặt phân pha α/θ acθα: Hoạt tính cacbon mặt phân pha θ/α B1, B2: Hằng số CCT: Giản đồ chuyển biến nguội liên tục Ctđ: Crom tƣơng đƣơng Ci*, Ci0: Nồng độ chất i pha lỏng nồng độ danh nghĩa chất i c: Nhiệt dung riêng D: Hệ số khuếch tán Dik: Độ khuếch tán nguyên tố i dƣới ảnh hƣởng gradient nguyên tố k Dα: Hệ số khuếch tán cacbon α Dθ: Hệ số khuếch tán cacbon θ d: Chiều dày mẫu hàn dc: Chiều dày danh nghĩa F: Mơ hình kết tinh F thép khơng gỉ austenit FA: Mơ hình kết tinh FA thép không gỉ austenite G: Gradient nhiệt độ G1: Năng lƣợng tự hợp kim giàu B G2: Năng lƣợng tự hợp kim giàu A G3: Năng lƣợng tự ban đầu hợp kim sau liên kết thành khối G4: Năng lƣợng tự hợp kim đồng A – B GMAW (Gas Metal Arc Welding): Hàn hồ quang với khí bảo vệ HAZ (Heat affected – zone): Vùng ảnh hƣởng nhiệt I: Cƣờng độ dòng điện Ji: Dòng chuyển động nguyên tử i k: Hệ số chia phần K1, K2, K3, K4: Hệ số qđ: Năng lƣợng đƣờng Q: Công suất hiệu dụng hồ quang mi: Độ dốc đƣờng lỏng theo giản đồ pha Nitđ: Niken tƣơng đƣơng R: Hằng số khí r: Khoảng cách từ vị trí xét tới nguồn nhiệt hàn SMAW (Shielded Metal Arc Welding): Hàn hồ quang tay T: Nhiệt độ T0: Nhiệt độ ban đầu vật hàn Ti: Nhiệt độ thời điểm Tp: Nhiệt độ lớn vị trí vật hàn TLB: Nhiệt độ nóng chảy vật hàn TLW: Nhiệt độ nóng chảy điện cực Tm: Nhiệt độ nóng chảy TIG (Tungsten Inert Gas): Hàn điện cực khơng nóng chảy TTT: Đƣờng cong động học chuyển biến làm nguội đẳng nhiệt t: Thời gian U: Hiệu điện vii v: Tốc độ hàn vng: Tốc độ nguội x: Nồng độ cacbon xα: Nồng độ cacbon α xβ: Nồng độ cacbon θ xα0: Nồng độ cacbon ban đầu α xθ0: Nồng độ cacbon ban đầu θ xαθ: Nồng độ cacbon α điều kiện cân với θ mặt phân cách xθα: Nồng độ cacbon θ điều kiện cân với α mặt phân cách y: tỉ số mol ym: Tỉ số mol sắt nguyên tử thay yc: Tỉ số mol cacbon z: Khoảng cách cacbon so với mặt phân cách α: Vùng cacbon hoạt tính cao mặt phân cách β: Vùng cacbon hoạt tính thấp mặt phân cách cho mối nối ferrite ΔT: Độ nguội ΔHm: Ẩn nhiệt nóng chảy ΔT8-5: Thời gian nguội từ 8000C đến 5000C Δ0Gγ-grC: Năng lƣợng tự Gibb cacbon chuyển đổi cấu trúc từ γ sang graphit ϵij: Hệ số phản ứng qua lại Wagner nguyên tử i j λ: Hệ số dẫn nhiệt µ: Hóa µ0: Hóa trạng thái tiêu chuẩn µαθ: Hóa cacbon mặt phân cách α/θ µθα: Hóa cacbon mặt phân cách θ/α Г: Hệ số hoạt tính cacbon Гi: Hệ số hoạt tính nguyên tử i Гα: Hệ số hoạt tính cacbon vùng α mối hàn Гθ: Hệ số hoạt tính cacbon vùng θ mối hàn η: Hiệu suất nhiệt θ: Vùng cacbon hoạt tính thấp mặt phân cách cho mối nối austenit θ’: Góc tiếp xúc mầm kim loại ρ: Khối lƣợng riêng γLC: Năng lƣợng bề mặt pha lỏng mầm viii DANH MỤC CÁC BẢNG Tên bảng Trang Bảng 1.1 Nhiệt độ làm việc tối đa cho phép loại vật liệu 11 Bảng 1.2 Ảnh hƣởng đặc tính lý tính tới mối hàn thép khơng gỉ austenit so 11 sánh với thép cacbon Bảng 2.1 Sự tiết pha thép không gỉ austenit 32 Bảng 2.2 Các dạng kết tinh, phƣơng trình phản ứng tổ chức tế vi 33 Bảng 3.1 Thành phần hóa học kim loại điện cực 52 Bảng 3.2 Thành phần hóa học thực tế 53 Bảng 3.3 Chế độ hàn 53 Bảng 3.4 Vị trí đo nhiệt độ (x: Khoảng cách tính từ tâm mối hàn kim loại 55 bản) Bảng 3.5 Dung dịch tẩm thực 56 Bảng 4.1 Cơ tính thép khơng gỉ thép cacbon 61 Bảng 4.2 Hàm lƣợng δ-ferit theo giản đồ Schaeffler 65 Bảng 4.3 Hàm lƣợng δ-ferit theo giản đồ WRC-1992 65 Bảng 4.4 Hàm lƣợng δ-ferit 67 Bảng 4.5 Giá trị độ cứng vùng chuyển tiếp phía thép cacbon 79 Bảng 4.6 Tốc độ nguội vùng HAZ thép cacbon 81 Bảng 4.7 Giá trị độ cứng vùng HAZ thép cacbon 85 Bảng 4.8 Tốc độ nguội vùng HAZ thép không gỉ 86 Bảng 4.9 Giá trị độ cứng vùng HAZ thép không gỉ 89 Bảng 5.1 Tỉ phần pha trạng thái cân 95 Bảng 5.2 Khoảng cách khuếch tán cacbon lý thuyết thực tế 107 Bảng 5.3 Hệ số khuếch tán cacbon thực tế 108 Bảng 1.PL1: Thành phần hóa học vật liệu điện cực i ii Bảng 2.PL1: Tham số hàn lƣợng đƣờng Bảng 3.PL1 Chiều rộng chiều cao mối hàn Bảng 4.PL1 Kích thƣớc mẫu trƣớc sau kéo Bảng 5.PL1 Giá trị tính Bảng 6.PL1 Kết thử độ dai va đập vùng HAZ thép cacbon Bảng 1.PL2 Các đặc tính vật liệu hàn Bảng 2.PL2 Năng lƣợng đƣờng chiều dày danh nghĩa Bảng 1.PL3 Số δ - ferit tính theo Schaeffler Bảng 1.PL4 Hệ số khuếch tán cacbon Bảng 2.PL4 Bảng tính tham số theo phƣơng pháp Wagner Bảng 3.PL4 Bảng tính tham số theo phƣơng pháp Uhrenius Bảng 4.PL4 Bảng tính tham số theo phƣơng pháp Wada Bảng 5.PL4 Bảng tính hệ số A1, A2, B1, B2 Bảng 6.PL4 Bảng tính hệ số A1, A2, B1, B2 ix iv vi vii vii viii viii x xii xiii xiii xiii xiv xiv DANH MỤC CÁC HÌNH Tên hình Trang Hình 1.1 Mối hàn hai vật liệu khác loại thép không gỉ Austenit 304 thép 03 cacbon Hình1.2 Sơ đồ hàn hồ quang tay 04 Hình 1.3 Cấu tạo điện cực nóng chảy 04 Hình 1.4 Giản đồ Schaeffler dùng để xác định điện cực hàn thép cacbon 05 thép khơng gỉ Austenit 304 Hình 1.5 Tổ chức vùng ảnh hƣởng nhiệt thép cacbon 06 Hình 1.6 Sự hình thành pha σ vùng nóng chảy, nứt pha σ 07 Hình 1.7 Nứt kim loại mối hàn thép không gỉ 304 thép A36 sử dụng 07 điện cực 309L Hình 1.8 Sai hỏng biên giới nóng chảy khơng đảm bảo liên kết 07 Hình 1.9 Nứt biên giới nóng chảy mối hàn thép khơng gỉ 304 thép 08 A36 sử dụng điện cực 309L Hình1 10 Nứt nóng vùng HAZ mối hàn thép khơng gỉ Austenit 08 Hình 1.11 Các hợp kim đƣợc sử dụng PWR 09 Hình 1.12 Hàn đƣờng lấy mẫu cho bao hơi, đầu chờ vòi phun thép cacbon hàn 09 với thép khơng gỉ Austenit 304 Hình 1.13 Hàn hệ thống lấy mẫu cho đƣờng ống mái với đầu chờ thép cacbon 10 kết nối với thép khơng gỉ austenite 304 Hình 1.14 Hàn hệ thống chắn bụi với chắn thép không gỉ 10 Austenit 304 ống thép cacbon Hình 1.15 Hàn chắn bụi phần mái lò thép không gỉ Austenit 304 10 với thép cacbon thép hợp kim A213T11 Hình 1.16 Cơ tính mối hàn sử dụng điện cực GFW 304L 12 Hình 1.17 Tổ chức tế vi mối hàn sau ngâm mối hàn vào vùng nƣớc sâu 13 30 ngày Hình 1.18 Tổ chức vùng hàn 13 Hình 1.19 Mơ hình lƣới trƣờng nhiệt độ hàn GMAW 14 Hình 1.20 So sánh đƣờng biên giới mối hàn mơ thực 14 nghiệm Hình 1.21 Sự phân bố nhiệt độ phân bố tốc độ vận chuyển hồ quang 14 Hình 1.22.Tổ chức tế vi thu đƣợc ứng với hai chế độ hàn khác 15 Hình 1.23 Hình thái delta ferit vùng nóng chảy mối hàn hai 15 vật liệu khác với thay đổi số lớp hàn Hình 1.24 Ăn mòn ứng suất gần chân mối hàn 316L 16 Hình 1.25 Đƣờng cong đẳng nhiệt tiết pha cacbit crom thép không gỉ 304 16 Hình 1.26 Đƣờng nồng độ cacbon mối hàn 1Cr/12Cr sau xử lý nhiệ 730 C 16 10 Hình 1.27 Trƣờng nhiệt độ liên kết hàn nhơm – thép chữ T 17 Hình 2.1 Hệ tọa độ nguồn nhiệt 21 Hình 2.2 Sự chuyển động nguồn nhiệt xét với mỏng 21 Hình 2.3 Sự chuyển động nguồn nhiệt dày 22 Hình 2.4 Kết tính tốn từ phƣơng trình Rosenthal cho dày 23 Hình 2.5 Giản đồ CCT thép 0,2%C 25 Hình 2.6 Biểu đồ Ishikawa 26 Hình 2.7 Giản đồ trạng thái Fe - C 27 Hình 2.8 Đồ thị TTT cho thép trƣớc tích 28 x Hình 2.9 Mặt phẳng đƣờng lỏng đƣờng đặc hệ Fe – Cr – Ni Hình 2.10 Giản đồ hệ Fe – Cr – Ni Hình 2.11 Giản đồ pha đƣợc tính Thermolcal Hình 2.12 Kết tinh dạng A kết tinh dạng AF Hình 2.13 Kết tinh loại FA Hình 2.14 Sự kết tinh loại F Hình 2.15 Cơ chế hình thành δ-ferit hình kim, hình giun Hình 2.16 Đồ thị Schaeffler năm 1949 Hình 2.17 Đồ thị Delong dự đốn hàm lƣợng Ferit mơ hình kết tinh Hình 2.18 Đồ thị WRC - 1992 dự đốn hàm lƣợng ferit mơ hình kết tinh Hình 2.19 Đồ thị WRC – 1992 với lớp biên mactenxit cho 1%, 4%, 10% Mangan Hình 2.20 Tổ chức tế vi thép cacbon thấp vị trí khác vùng ảnh hƣởng nhiệt thép cacbon Hình 2.21 Ferit dọc theo biên giới hạt austenit HAZ thép khơng gỉ 304L Hình 2.22 Sự hình thành biên giới loại II kim loại mối hàn austenit kết tinh kim loại ferit Hình 2.23 Sự hình thành thiên tích thơ đại TLW < TLB Hình 2.24 Sự hình thành cacbit biên giới hạt Hình 2.25 Vùng biên giới nóng chảy thép A508 với 309L, sau ủ 6100C Hình 2.26 Năng lƣợng tự hệ khuếch tán “downhill” Hình 2.27 Năng lƣợng tự hệ khuếch tán ngƣợc“uphill” Hình 2.28 Mơ hình tốn củab cacon austenit Hình 3.1 Sơ đồ thực nghiệm Hình 3.2 Chuẩn bị mẫu hàn Hình 3.3 Điện cực hàn tủ sấy que hàn Hình 3.4 Sơ đồ cắt mẫu Hình 3.5 Sơ đồ bố trí vị trí can nhiệt Hình 3.6 Quy trình xử lý nhiệt Hình 3.7 Giản đồ TTT CCT thép không gỉ austenit, thép cacbon đƣợc xây dựng phần mềm Thermocal Hình 3.8 Kính hiển vi quang học Axiovert 25A Hình 3.9 Máy hiển vi điện tử quét FESEM Jeol 7600 Hình 3.10 Thiết bị hiển vi điện tử truyền qua (TEM) Hình 3.11 Thiết bị phân tích nhiễu xạ Rơnghen D500 Hình 3.12 Máy đo độ cứng ARK600 Hình 3.13 Máy thử kéo va đập Hình 4.1.Tổ chức tế vi thép cacbon Hình 4.2 Tổ chức tế vi thép khơng gỉ Hình 4.3 Sơ đồ tổng quan tổ chức mối hàn thép không gỉ thép cacbon Hình 4.4 Tổ chức tế vi vùng kim loại mối hàn Hình 4.5 Hình thái delta-ferit biên giới nóng chảy thép khơng gỉ Hình 4.6 Hình thái delta-ferit biên giới thép cacbon Hình 4.7 Ảnh SEM mơ tả hình thái delta-ferit dạng xƣơng cá trục kim loại mối hàn Hình 4.8 Đồ thị Shaeffler Hình 4.9 Đồ thị WRC-1992 xi 29 30 31 33 34 34 35 36 36 37 37 38 40 41 41 42 42 43 43 47 51 52 52 54 54 55 56 56 57 57 58 59 59 60 60 61 63 63 63 65 66 66 Hình 4.10 Hình thái δ-ferit tính theo phần mềm Image plus Hình 4.11 Tạp chất vùng kim loại mối hàn Hình 4.12 Mầm kết tinh hạt kim loại (b) Hƣớng phát triển kim loại biên giới nóng chảy Hình 4.13 Giản đồ pha thép cacbon Hình 4.14 Sự phân bố nguyên tố biên giới nóng chảy thép cacbon Hình 4.15 Sự phát triển cạnh tranh thông qua nhiệt độ đỉnh đầu pha rắn nhƣ hàm tốc độ kết tinh Hình 4.16 Mối quan hệ tốc độ phát triển mầm tốc độ hàn Hình 4.17 Sự biến đổi tốc độ phát triển dọc theo biên giới nóng chảy Hình 4.18 Sự thay đổi gradient nhiệt độ tốc độ phát triển mầm Hình 4.19 Hai dạng pha austenit vùng kim loại mối hàn, (a) vùng tâm mối hàn, (b) vùng giáp biên giới thép không gỉ Hình 4.20 Kết đo độ cứng vùng kim loại mối hàn tƣơng với mẫu có chế độ hàn thay đổi Hình 4.21 Đƣờng phân bố nồng độ nguyên tố vùng chuyển tiếp hai vị trí khác Hình 4.22 Thành phần hóa học điểm khác vùng chuyển tiếp Hình 4.23 Tổ chức tế vi vùng chuyển tiếp phía thép cacbon Hình 4.24 Sự thay đổi hình dáng biên giới nóng chảy Hình 4.25 Chu trình nhiệt vùng HAZ thép cacbon Hình 4.26 Nhiệt độ lớn điểm vùng HAZ thép cacbon theo tính tốn thực nghiệm Hình 4.27 Sự thay đổi độ hạt vùng HAZ thép cacbon Hình 4.28 Tổ chức tế vi HAZ thép cacbon Hình 4.29 Ảnh SEM tổ chức vùng HAZ thép cacbon Hình 4.30 Ảnh TEM tổ chức mactenxit bainit vùng HAZ thép cacbon Hình 4.31 Kết X-ray vùng HAZ thép cacbon Hình 4.32 Vết đo độ cứng vùng ảnh hƣởng nhiệt (HAZ) thép cacbon Hình 4.33 Chu trình nhiệt vùng HAZ thép khơng gỉ Hình 4.34 Đƣờng cong nhiệt độ lớn vùng HAZ thép khơng gỉ Hình 4.35 Tổ chức tế vi vùng HAZ thép khơng gỉ Hình 4.36 Sự hình thành hạt cacbit biên giới hạt Hình 4.37 Giản đồ nhiễu xạ Rơnghen vùng gần biên giới nóng chảy thép khơng gỉ Hình 4.38 Giản đồ nhiễu xạ Rơnghen vùng HAZ Hình 4.39 Ảnh TEM hình thái cabit Cr23C6 Cr7C3 Hình 4.40 Vết đo độ cứng vùng HAZ thép khơng gỉ Hình 4.41 Đƣờng cong thử kéo, a Vùng HAZ giáp biên giới nóng chảy, b Vùng HAZ xa biên giới nóng chảy Hình 4.42 Vị trí vết nứt vùng HAZ giáp biên giới nóng chảy Hình 4.43 Vị trí vết nứt vùng HAZ xa biên giới nóng chảy Hình 5.1 Tổ chức tế vi pha δ-ferit trung tâm mối hàn Hình 5.2 Tổ chức tế vi pha δ-ferit giáp biên giới thép không gỉ xii 67 68 69 70 71 72 73 74 74 74 75 76 77 78 79 80 81 82 83 84 84 85 85 86 86 87 87 88 88 88 89 89 90 90 93 94 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, 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 không 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 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 không 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 nguyên 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 khơng gỉ Thơng 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 khơng 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 Ngoài 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 khơng 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 dòn vật liệu, đặc điểm đƣợc phân tích từ kết thử kéo Nếu mối hàn làm việc dƣới lực tác động, vùng yếu toàn Lớp Mactenxit hình thành biên giới nóng chảy thép cacbon có độ cứng cao tồn 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 khơng 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 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 dòn 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 mòn 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 chuyên 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 không 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 tồn 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, 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 dòn 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 toàn 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 không 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 công nghệ hàn liên kết nhôm–thép 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 nhôm, 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 ... hƣởng tới thay đổi tổ chức tế vi tính chất mối hàn thép không gỉ austenit với thép cacbon 2.1.1 Vật liệu hàn 2.1.1.1 Thép cacbon tính hàn Thép cacbon hợp kim Fe-C với hàm lƣợng cacbon nhỏ 2,14... đập Hình 4.1 .Tổ chức tế vi thép cacbon Hình 4.2 Tổ chức tế vi thép khơng gỉ Hình 4.3 Sơ đồ tổng quan tổ chức mối hàn thép không gỉ thép cacbon Hình 4.4 Tổ chức tế vi vùng kim loại mối hàn Hình 4.5... làm thay đổi tổ chức mối hàn Do vậy, mục tiêu luận án là: thay đổi tổ chức, tính chất mối hàn dƣới ảnh hƣởng tham số kể Đối tƣợng nghiên cứu mối hàn thép không gỉ austenit 304 thép cacbon thấp