بررسی تاثیر ویژگی مواد و آرایش هر لایه، بر روی شکل پذیری ورقه های دو فلزی

Investigation into the effect of material properties and arrangement of each layer on the formability of bimetallic sheets

Abstract

The application of bimetallic sheets composed of two dissimilar sheet metals with distinct properties has increasingly developed in recent years. Enhancement of bimetallic sheet’s formability by designing of appropriate layers is an important challenge for industrialization of these sheets. The main objective of this paper is investigation on the influence of material properties of layers on the formability of bimetallic sheets analytically and experimentally. The analytical model was developed to predict forming limit diagram (FLD) based on M-K model using both the Hill’s and Barlat-Lian yield functions. The experimental works was performed on Aluminum (AL3105)/Carbon steel (St14) sheets for verification of analytical model. Results showed that the formability of bimetallic sheet is enhanced by increasing of the strain hardening and strain rate sensitivity exponents of layers, although variation of the exponent coefficient of the layer with higher formability was more effective than layer with lower formability. In addition, the results demonstrated a significant nonlinear effect of variation in thickness of layers on the FLD0 index. It is found that the influence of anisotropy coefficient of layers is negligible in comparison with other material parameters, but the arrangement of anisotropic steel layer with isotropic aluminum layer as well as the arrangement of layers in the aligned rolling direction (0°−0°) can slightly improve the formability of two-layer sheets.

1 Introduction

Recently, the application of laminated composite sheet metals and specially two-layer metallic sheets has been greatly increased due to achieving desirable mechanical, physical and chemical properties such as high strength low weight structures, vibration damping, corrosion resistance, appropriate thermal and electrical conductivity in the variant industries. Aluminum-steel (AL-St) sheet is one of the most common clad sheets, in which the cladding can be carried out by several methods such as clad rolling [1], adhesive bonding [2], explosive forming [3] and etc. These bimetallic sheets consist of two distinct metals as a high strength (St) layer bonded to a lightweight low formable (AL) layer. Therefore, their forming behavior is different that of each layer and it is worth to study the effect of material properties of each layer on the formability of two-layer sheet in order to optimum design of bimetallic sheets.

Forming limit diagram (FLD) is commonly used to evaluate the formability of sheet metals in metal forming processes. The FLD is a plot of the major strain versus the minor strain which is obtained at the onset of localized necking condition. This curve defines the maximum permissible major strain with respectto the minor strain above which failure may be occurred in the deformed sheet. The concept of FLD was introduced by Keeler [4] and Goodwin [5] for the first time in 1968. Besides of many researchers reported on the mono-sheets, the formability of two-layer sheets has been the subject of some researchers. Semiatin and Piehler[6,7] investigated the formability of stainless steel-clad aluminum and aluminumclad stainless steel sheets based on defuse and localized necking. They resulted that the final localization and fracture are affected by arrangement of layers. Mori and Kurimoto [8] studied the formability of stainless steel-aluminum clad sheet experimentally. They utilized deep drawing process with a cylindrical punch and stretch forming test with a hemispherical punch to evaluate the formability of sheet. They concluded that a higher formability can be achieved when the aluminum is set on the outer side of the cup in stretching and deep drawing tests. Yoshida and Hino [9] determined the forming limits of sheet metal laminates under biaxial stress conditions. They developed a criterion for the left hand side of the FLD curve based on the Hill’s localized necking theory. In addition, punch-stretching tests were done on two and three-ply stainless steel-clad aluminum sheets. Kim et al. [10] studied the formability of roll-bonded AA5182/polypropylene/AA5182 sandwich sheets. They used the M-K theory associated with Hill’s yield function to predict FLD of sandwich sheet.

مقاله انگلیسی رایگان (PDF)

ترجمه فارسی رایگان (PDF)

خرید ترجمه با فرمت ورد

بخشی از ترجمه فارسی مقاله:

1 – مقدمه
در طول سالها، FSW بدلیل اتصال ترکیباتی مانند آلیاژهای آلومینیوم اهمیت بسیار بالایی پیدا کرده است، زیرا حرارت تولید شده در طول فرایند به اندازه کافی شدید نیست که نواقصی را ایجاد کند که به طور معمول، در این مواد در طی جوشکاری ذوب مشاهده می شوند (Thomas و همکارانش، 1999). سرعت چرخش ابزار، سرعت حرکت ابزار و فشار عمودی بر روی صفحات در طی جوشکاری، پارامترهای فرایند اصلی FSW می باشند (Rajakumar و همکارانش،2010). با این حال هندسه ابزار که شامل هندسه شانه ابزار FSW و پروفیل میله پین ابزار است، نیز یک ویژگی قابل توجه است که بر استحکام جوش اثر می گذارد. بنابراين، مطالعه فرايند FSW نیز شامل بررسي و مطالعه ویژگیهای ابزار مي باشد (Su و همکارانش، 2003). اثربخشی یک اتصال FSW به شدت تحت تأثیر چند پارامتر ابزار، بویژه پارامترهای هندسی، مانند ارتفاع و شکل پین (استوانه ای، ذوذنقه ای شکل، پیچشی، و غیره) می باشد که یک تأثیر مرتبط با جریان فلز، و بر روی تولید حرارت بدلیل نیروهای اصطکاک دارد (Leal و همکارانش، 2008؛ Qerin و همکارانش، 2009؛ Rai و همکارانش، 2011؛ Zhang و همکارانش، 2012). ابزار FSW بخش مهمی از این فرایند جوشکاری است. دیوز (Dawes) و توماس (Thomas) (1999)، جزئیات رویکرد توسعه ابزار را در ایجاد جوش مورد ملاحظه قرار دادند و جنبه های طراحی ابزار مفهوم شانه پیمایش را مطرح نمودند. در حالی که مطالعات متعددی بر روی تغییر چرخش و سرعت جوشکاری برای بهینه سازی پارامترهای جوشکاری و مطالعه ریز ساختاری آنها در مورد آلیاژهای آلومینیوم متمرکز شده است، تحقیقات محدودی بر روی اثرات ساختار ابزار صورت گرفته است (Leal و همکارانش 2008؛ Barcellona و ،Buffa، 2004؛ Boz و Kurt، 2004). تعداد زیادی از تحقیقات در زمینه فرایند FSW و بویژه بر روی تجسم جریان مواد در اطراف ابزار FSW انجام شده است (Guerra و همکارانش، 2002). به خوبی شناخته شده است که موادی که دارای تغییر پلاستیکی تغییر شکل هستند، مجبور به جریان در جهت چرخش ابزار از جلو به عقب ابزار FSW می باشند. اگرچه تعدادی از تحقیقات در مطالعات معاصر بر روی بررسی در باره شانه ابزار و پروفیل میله انجام شده است، یک مطالعه دقیق مقایسه ای در باره ویژگی های ابزار اصلی مختلف برای یک ماده معین، به ندرت یافت می شود. بنابراین، بررسی منظم اثر هندسه پروفیل پین بر روی جوش FSW، مورد نیاز می باشد. در این مطالعه، اثر هندسه ابزار مختلف بر روی خواص مکانیکی، ویژگی های ریز ساختاری و نواقص اتصال جوش ایجاد شده از آلیاژ آلومینیوم 7075، مورد مطالعه قرار گرفت.

2 – فعالیت های تجربی
یک صفحه آلیاژ آلومینیوم 6T – 7075، با ترکیب شیمیایی (به wt%) Fe 18/ – Cr 19/ – Cu 55/1 – Mg 4/2 – Zn 7/5 – Al، به عنوان مواد اولیه مورد استفاده قرار گرفت. این ابزارها در شکل 1 نشان داده شده است. سرعت های جوشکاری و چرخش، به ترتیب برابر با 63 میلیمتر در دقیقه و 1600 دور در دقیقه بود. میکروساختار این نمونه ها با استفاده از میکروسکوپ نوری (OM) و میکروسکوپ الکترون SEM) مورد بررسی قرار گرفت. یک میکروسکوپ نوری مدل M60BX المپیوس و یک میکروسکوپ الکترون اسکن میدان انتشاری مدل VEGE / TESCAN-XMU (FESEM)، برای بررسی ریز ساختار اتصالات، مورد استفاده قرار گرفت. سطوح شکست نمونه های FSW جوش داده شده پس از انجام آزمایش کشش، بوسیله FESEM مورد بررسی قرار گرفتند.

بخشی از مقاله انگلیسی:

1. Introduction

Over the years FSW has increased significance for joining such as aluminum alloys as the heat produced during the process is not severe enough to produce the defects which are generally observed in these materials during fusion welding, Thomas et al. (1999). Rotational speed of the tool, tool traverse speed, and vertical pressure on the plates during welding are the main process parameters of FSW, Rajakumar et al. (2010). However the tool geometry which includes the geometry of the FSW tool shoulder and tool pin probe profile is also a significant characteristic which affects the weld strength. Therefore, study of the FSW process also includes the investigation and study of tool characteristics, Su et al. (2003). The effectiveness of an FSW joint is strongly affected by several tool parameters; in particular, geometrical parameters such as the height and the shape of the pin (cylindrical, trapezoidal, screwed, etc.) has a related influence on the metal flow and on the heat generation due to friction forces, Leal et al. (2008), Querin et al. (2009), Rai et al. (2011), Zhang et al. (2012). The FSW tool is a critical part of this welding process. Dawes and Thomas (1999) defined in detail the tool development approach taken at The Welding Institute and outlined the tool design aspects of the scroll shoulder concept. While there have been several studies focused on the variation of rotation and welding speeds to optimize the welding parameters and study their microstructures for aluminum alloys, limited research has been carried out on the effects of tool structure, Leal et al. (2008), Barcellona and Buffa (2004), Boz and Kurt (2004). A large majority of research conducted on the FSW process has focused specifically on visualizing the material flow around the FSW tool, Guerra et al. (2002). It is well understood that plastically deforming material is forced to flow in the direction of tool rotation from front to the rear of the FSW tool. Even though some work has been done in contemporary literature on the study of the tool shoulder and probe profile, a comparative detailed study of different basic tool features for a given material is rarely found. There is, therefore, a need to systematically investigate the effect of tool pin profile geometries on the FSW weld. In this study, the effects of various tool geometries on mechanical properties, microstructural characteristics and defects of the welded joint made from 7075 aluminum alloy were studied.

2. Experimental

5 mm thickness 7075-T6 Al alloy plate with chemical composition of Al-5.7 Zn-2.4 Mg-1.55 Cu-0.19 Cr-0.18 Fe (in wt.%) was used as base material. The tools are shown in Fig. 1. The welding and rotation speeds were 63 mm min1 and 1600 rpm, respectively. The microstructure of the specimens was studied by using optical (OM) and electron microscopes (SEM). An Olympus BX60M optical microscope and a VEGE/TESCAN-XMU field emission scanning electron microscope (FESEM) were used to examine the microstructure of the joints. Fracture surfaces of the FSWed specimens after tensile test were examined with FESEM.

روشی جدید برای بهبود عمر خستگی جوشکاری اصطکاکی اغتشاشی نقطه متحرک با استفاده از انعطاف پذیری محلی

A novel method for improving fatigue life of friction stir spot welded joints using localized plasticity

Abstract

This study introduces a new method for enhancing the life and strength of friction stir spot welded (FSSW) joints using a localized plasticity process. The aim of this investigation is to evaluate the effect of cold expansion on the improvement of fatigue life of FSSW joints in aluminum alloy 7075-T6 plates through conducting experimental and numerical procedures. In the experimental section, the fatigue tests were carried out using constant amplitude load control servo-hydraulic fatigue testing machine on the as-welded and cold expanded FSSW joints with cold expansion level of 3.3%. In the numerical part, three-dimensional finite element models were implemented to calculate stress and strain distributions in two batches of specimens using two multi-axial fatigue criteria: Smith–Watson–Topper and Fatemi–777Socie. The obtained experimental and numerical S–N data revealed that the cold expansion method could improve the fatigue life of FSSW joints in all load ranges so that in high cycle regimes, it could improve the fatigue life up to 6 times. Although the results revealed that there is a relatively good agreement between estimated fatigue lives and experimental data in reasonable fatigue life regime, considering the fatigue crack growth life can lead to better estimation.

1 Introduction

Friction Stir Spot Welding (FSSW) technology is being targeted at modern automotive and aerospace industries in order to resolve the significant issues such as: energy saving, environmental preservation, fuel economy improvement, and performance. One of the efficient procedures is through replacing conventional iron based alloys with light and high strength materials such as aluminum, magnesium and reinforced polymer composites in fabrication of vehicles, as reported by Blawert et al. [1], and Davies [2]. These mentioned alloys are difficult to fusion weld, and their mechanical properties are drastically attenuated by fusion welding process, as reported by Cavaliere et al. [3]. The resistance spot welding (RSW) with some privileges like high tolerance to poor part fit up compared with fusion welding techniques is commonly employed for joining steel sheets; however, this method leads to poor mechanical performance [4, 5]. Generally, friction stir welding (FSW) is a revolutionary joining method which was introduced by TWI in 1991[6] with various advantages such as good retention of baseline mechanical properties, little distortion, and low residual stresses in comparison with traditional welding techniques. German factory GKSS [7] has recently applied friction welding process for spot welding, called friction stir spot welding (FSSW). In this new generated solid‐state joining process, the specimens are connected to each other based on friction heating on the facing surfaces of predesigned special tool and sheets. The stirring process plays an important role in producing a plastically deformed zone around the pin. This new invented technology has been adopted by Mazda Motor [8] in mass production of hood and rear door of the sport model Mazda RX‐8. In FSSW the whole process of welding occurred under the melting point of welded alloys. That’s why it is appropriate for low melting point materials such as Al and Mg. Due to overwhelming development in application of this welding technique, many researchers have been allured to study the several aspects of this technology. The main issues are micro‐structural and mechanical characteristics of the joints, optimization of welding process parameters, capability in joining dissimilar materials, strength of the joints which are influenced by deviations in process parameters, and fatigue life and failure modes of spot friction welded joints. Most of the previous studies investigated the spot friction welds between similar and dissimilar aluminum alloys. Smith et al. [9] proposed a review on the advantages of using FSSW in transportation industry. Merzoug et al. [10] experimentally determined the optimal parameters of FSSW process in order to enhance the mechanical properties of Al 6065‐T5 welded joints. Da Silva et al. [11] investigated the effect of joining parameters on the mechanical properties and micro structural features; and described the material flow of dissimilar intermixing during FSSW into different aluminum alloys. Rodrigues et al. [12] studied the influence of welding parameters such as conical and flat shoulders, on the microstructure and mechanical characteristics of joints to get non defective welds. Most of the previous studies have focused on determining the influence of welding parameters on the microstructures, failure modes of SFW joints under quasi‐static loading conditions. In another study by Lin et al. [13], the microstructures and failure modes of spot friction welds in lap‐shear specimens of aluminum 6111‐T4 sheets were studied using optical micrographs. Wang and Chen [14] predicted fatigue lives of FSSW in AL 6061‐T4 lap shear specimens under cyclic loading conditions based on Paris law and local stress intensity factors as functions of the kink length. Rash Ahmadi et al. [15] investigated the fatigue life of single friction stir spot welds by performing finite element analysis and strain‐based modified Morrow’s damage equation considering hardness distribution, assuming the cyclic material constants and mechanical strength of different zones around the FSSW are proportional to the base material hardness value. A new technique has been recently proposed to improve the strength of friction welded joints which results in enhancement of static load capacity and fatigue life. In this method, a number of actions are used such as adding some particle reinforcement during the friction welding process, refilling the joints by using a special designed double‐acting tool to remove the created cavity in welded zone, and applying thermal annealing to friction welded structures. Some of the relevant studies have been done by Miller et al. [16]. They studied addition of metal particles during the spot friction welding process to create a localized Metal Matrix Composite (MMC) for the improvement of lap shear strength in AL 6111‐T4 alloys; and experimental procedures revealed that the MMC reinforcement improved the lap shear strength of Spot Friction Welded (SFW) joints by about 25%. Uematsu et al. [17] investigated the effects of refilling probe hole and increased effective cross sectional area of the nugget on tensile and fatigue behavior of FSSW joints. Although experimental results revealed that tensile strength of refilled joints was higher than the as‐welded joints, the fatigue strength of the refilled joints was almost the same or in some cases lower than the joints with probe hole. In parallel with our mentioned goal, a process has been proposed to improve the fatigue life of FSSW joint in this research. This process generates compressive residual stresses at the periphery of the joints via passing a designed concave pin with larger size than the created hole in the center of the weld. The main objective of the present study is to evaluate the performance of the proposed method through investigating its effects on fatigue behavior of FSSW joints of aluminum 7075‐T6 and therefore some reliable strain based multi-axial fatigue criteria have been selected to predict fatigue lives of specimens based on finite element analysis.

مقاله انگلیسی رایگان (PDF)

ترجمه فارسی رایگان (PDF)

خرید ترجمه با فرمت ورد

بخشی از ترجمه فارسی مقاله:

1-مقدمه
فولاد نیمه ساخته ( MC,AISI 1040) و فولاد نیمه ساخته میکرو آلیاژی ( MA-MA,38MnV56) بسیار در قطعات ساختمان ماشین آلات استفاده شده اند. بالاخص ، فولادهای MC-MA پس از تبدیل به قطعات به علت دستیابی مستقیم به خواص مکانیکی در پایان پروسه ، نیازی به عملیات حرارتی ندارند ، و در نتیجه به راحتی و سادگی می توان به صرفه جویی انرژی و هزینه ها با کاهش تعداد عملیات دست یافت . همچنین ، این فولادها مشخصات بسیار خوب چقرمگی و جوش پذیری را نشان میدهند. این خواص سودمند با کنترل دقیق ترکیبات شیمیایی و اتخاذ پروسه های مناسب کنترل شده حرارتی –مکانیکی بدست آمده است .توسعه ریز ساختار در طی گرمکاری فولاد معمولی کربن به اندازه فولادهای میکرو آلیاژی حاوی مقادیر اندکی از Ti,NbM,AI یا V تنها یا ترکیبی از V بارز نیست .
در سالهای اخیر ، بسیار ی مقالات ثابت کردند که فولادهای میکرو آلیاژی حاوی 0.30-0.50wt% c میتوانند با موفقیت جایگزین فولادهای مرسوم سرما داده و فولادهای آبداده شوند. نیروی محرک ماوراء توسعه فولادهای میکرو آلیاژی نیاز به کاهش هزینه های تولید بوده است . فولادهای بسیار مقاوم با توالی و زنجیره های از عملیات حرارتی به مقاومت و چقرمگی مطلوب مثل سرمادهی و آبدهی پس از تغییر زیاد دما دست می یابند. در عوض ، فولادهای MC-MA قادر به دستیابی به خواص زیاد مکانیکی مبتنی بر سرمایش کنترل شده پس از دگر شکلی گرما هستند که فولادها حصول به این مرحله را مرهون عملیات ساده گرما –مکانیکی هستند. در نتیجه ، خواص مورد نظر بدون تفکیک عملیات سرمادهی و آبدهی مورد نیاز فولادهای مرسوم کربن حاصل می شود. کاهش هزینه های پروسه تولید و افزایش خواص و عملکرد با فولادهای میکرو آلیاژی دست یافتنی است و در نتیجه منجر به افزایش مصرف و کاربرد آنها می شود.
افزودن عناصر آلیاژی روش مهم سودمندی هزینه را به منظور دستیابی به ترکیب خوبی از چقرمگی عالی و مقاومت از طریق کنترل اندازه ها و سختی رسوب ارایه می دهد. افزایش مقاومت فولادهای میکرو آلیاژی با افزایش کسر و جزء حجم پرلیت یا با پالایش و آماده سازی دانه و مقاومت رسوب گذاری ماتریس فریت حاصل می شود که با افزودن میکرو آلیاژی ها ( مثل Ti,Nb یا A1 کنترل اندازه ذره و V مقاومت رسوب ) کنترل میشود . دگر شکلی گرما پارامترمهمی در پالایش دانه های ریز میکرو آلیاژی است . دگر شکلی های خشن و زبر در منطقه تبلو ر مجدد اونسینت ،دانه های درشت اونسینت را با پروسه تبلور مجد د و دگر شکلی تکراری پالایش می کند. البته دگر شکلی در منقطه غیر متبلور مجدد مکان های هسته زایی فریت را به وسیله کلوچه سازی ساختار دانه های اونسینت و ساخت نوارهای دگر شکلی افزایش می دهد. بدین طریق ، ساختار دانه های ریز فریت پس از انتقال و تبدیل تولید می شوند. زمانی این پیشرفت ها حفظ میشوند که از مقدار سرما بیشتری استفاده شود .پتک کاری از بین پروسه های دگرشکل گرمایی تبدیل به تکنیک رقابتی پردازش و آمایش فولادها شده است .
مقدار سرما حاصل شده پس از مرحله دگر شکل تکمیل شده بر خواص مکانیکی با ایجاد و پدید آیی انواع اجزا ء تشکیل دهنده زیر ساختار که خواص مکانیکی را تغییر معناداری می دهد ، اثر زیادی دارد . مقادیر بالاتر سرما به علت مهار و کنترل پراکنش اتمی منجر به کاهش اندازه دانه فریت و مقاومت بیشتر ، سختی ، و چگالی نابجائی و فاز های ریز می شود. در مقابل مقادیر پایین تر سرما منجر به انتقال دانه ها به فاز های کم نابجایی تر ، نرم و زبر مثل فریت چند ضعلی می شود.
اندازه و درصد فریت و پرلیت در زیر ساختار نقش مهمی را در خواص نهایی مکانیکی ایفا میکند . هر یک از متغیرهای زیر ساختار بسیار متاثر از ترکیب فولادهای ریز آلیاژی ، پارامترهای آهنگری و پتک کاری مورد استفاده و مقدار سرما پس از پتک کاری میشود. تغییرات مقدار حجمی تغییر شکل ، دما های کار و مقادیر پس سرمایش میتواند انواع زیر ساختار ها را پدید آورد . هدف تحقیق حاضر بررسی اثر مقدار سرما پس از کنترل آهنگری و پتک کاری گرم بر خواص مکانیکی فولادهای MC-MA و MC است . این مقاله نیز خواستار دستیابی به اثر غلظت های وانادیم بر میکرو ساختار ها و خواص مکانیکی فولاد MC-MA آهنگری شده و خنک شده در دما های مختلف سرمایشی است.

بخشی از مقاله انگلیسی:

1. Introduction

Medium carbon steel (MC, AISI 1040) and medium carbon microalloyed steel (MC–MA, 38MnVS6) are being widely used for machinery structural parts [1]. In particular, MC–MA steels do not require heat treatment after they are shaped into parts, as the mechanical properties are obtained directly at the end of the process, so an important saving of costs and energy can be reached by reducing the number of operations. Also, these steels present very good characteristics of toughness and weldability. These beneficial properties have been achieved by a careful control of chemical composition and by adopting suitably controlled thermo-mechanical processes [2]. During hot working of plain carbon steels, the microstructure development is not as pronounced, as can be observed in the case of microalloyed steels that contain small amounts of Ti, Nb, Al or V singly or in combination [3]. In recent years, many papers demonstrated that microalloyed steels, containing 0.30–0.50 wt.% of C, could satisfactorily replace conventional quenched and tempered steels. The driving force behind the development of microalloyed steels has been the need to reduce manufacturing costs. High strength steels achieve the desired strength and toughness by a sequence of thermal treatments, i.e., quenching and tempering after high temperature deformation. MC–MA steels, instead, are able to achieve high mechanical properties thanks to a simplified thermo-mechanical treatment, based on controlled cooling after hot deformation. Consequently, the desired properties can be obtained without the separate quenching and tempering treatments required by conventional carbon steels. The reduction of the cost for the production process and the improvements in properties and performance obtainable with microalloyed steels therefore led to an increase in their use [4,5]. The addition of alloying elements offers an important cost-effective approach to obtain a good combination of excellent toughness and strength through grain size control and precipitation hardening [6,7]. In microalloyed steels, strength increases are primarily achieved through increase of the pearlite volume fraction or by grain refinement and precipitation strengthening of the ferrite matrix as controlled with microalloy additions (e.g., Ti, Nb, or Al for grain size control and V for precipitation strengthening) [8]. However, hot deformation is an important parameter in grain refinement as well as microalloying elements. Rough deformation in austenite recrystallization region refines coarse austenite grains by repeated deformation and recrystallization. However, deformation in non-recrystallization region increases ferrite nucleation sites through pancaking of austenite grains and creation of deformation bands [9,10]. In this way, fine ferrite grains structure will be produced after transformation. These achievements are maintained when higher cooling rates are applied. Among hot deformation processes, forging has become a competitive technique for processing such steels [11,12]. The cooling rate after finishing deformation stage has a signifi- cant effect on the mechanical properties through engendering a variety of microstructure constituents that alter significantly the mechanical properties [13]. Higher cooling rates lead to a decrease of ferrite grain size and formation of high strength, hardness, dislocation density, and fine phases because it suppresses the atomic diffusion [14]. In contrast for lower cooling rates where, slow cooling rates lead to transformation into soft, coarse, and less dislocated phases like polygonal ferrite [12,15]. The size and percentage distribution of ferrite and pearlite within the microstructure play an important role on the final mechanical properties. Each of the microstructure variables is highly influenced by the composition of the microalloyed steels, the forging parameters utilized, and the post-forging cooling rate. Variation in the cumulative amount of deformation, working temperatures and post cooling rates can engender a variety of microstructure [6]. The present work is aimed to study the effect of cooling rate after controlled hot forging on the mechanical properties of MC and MC–MA steels. This paper also envisages to find out the influence of vanadium concentrations on the microstructures and mechanical properties of MC–MA steel forged and then cooled at different cooling rate.

اثرات گاز محافظ روی جوشکاری قوس دار پودری اتصالات از جنس فولاد ضدزنگ آستنیتی سخت شده (AISI 316L (N

Shielding gas effects on flux cored arc welding of AISI 316L (N) austenitic stainless steel joints

Abstract

This paper deals with the flux cored arc welding (FCAW) of AISI 316L (N) austenitic stainless steel with 1.2 mm diameter of flux cored 316LT filler wire. The welding was carried out with different shielding gas mixtures like 100% Ar, 95% Ar + 05% CO2, 90% Ar + 10% CO2, 80% Ar + 20% CO2, 75% Ar + 23% CO2 + 2% O2 and 70% Ar + 25% CO2 + 5% O2 and 100% CO2. The main aim of the work is to study the effect of various shielding gas mixtures on mechanical properties and metallurgical characters. The microstructures and ferrite content of the welds were analyzed. The mechanical characteristics such as impact test, microhardness and ductility of welds were carried out. The fracture surface impact samples were analyzed through scanning electron microscope (SEM). The fracture surface revealed a ductile rupture at room temperature and ductile rupture with a few cleavages at lower temperatures occurred. The toughness and ferrite percentages of the welds were decreased for increase of the CO2 in shielding gas mixtures.

1 Introduction

Flux cored arc welding (FCAW) has received significant attention among welders nowadays because of its advantages like easy workability and efficiency. It is suitable for mechanization and robotization and easy for applying thus providing speedy work during welding process of sheets having high thickness. It is a fusion welding process in which coalescence is produced from an arc between the work and a continuously fed filler metal electrode. The electrode core contains alloying elements that modify the molten weld metal, deoxidizers, scavenger elements that remove extra dissolved gases, stabilizers, slag forming elements and flux materials and from literatures it is evident that the use of flux wire over solid wire is more beneficial [1].

The 316L (N) austenitic stainless steel is widely used in exhaust manifolds, furnace parts, heat exchangers, jet engine parts, nuclear industry etc. The heat affected zone (HAZ) of austenitic stainless steels containing more than 0.05% C can be susceptible to a form of inter-granular corrosion called weld decay. Weld decay in austenitic stainless steels is caused by precipitation of Cr carbide at grain boundaries, which is called sensitization. Typically, the Cr carbide is Cr-enriched M23C6, in which M represents Cr and some small amount of Fe. Within the sensitization temperature range carbon atoms rapidly diffuse to grain boundaries, where they combine with Cr to form Cr carbide, so less carbon in the range of 0.03 maximum is used in 316L material [2]. Austenitic stainless steels find applications due to excellent corrosion resistance in normal atmospheres and in a wide range of corrosive media. Type 316 steels containing 2–3% molybdenum show better general corrosion resistance as in chloride medium to pitting corrosion [3]. In 316L (N) nitrogen is added within the range of 0.06–0.08%.

The shielding gas is one of the key factors which affects the microstructure and mechanical properties of the welds. A mixture of carbon dioxide and argon is widely used as the shielding gas for FCAW process [4,6]. The percentage of carbon dioxide gas has varied from the different levels with different heat input and the effects of the welds were investigated by Yilmaz and Tümer [5]. Aloraier et al. [7] has proposed that no post weld heat treatment required for FCAW process. The welding parameters that affect weld penetration were studied by Mostafa and Khajavi [8]. Erdal Karadeniz et al. [9] studied the effect of process parameters on penetration in gas metal arc welding processes. Arivazhagan et al. [10] studied the influence of shielding gas composition on toughness of flux-cored arc weld of modified 9Cr–1Mo (P91) steel. Mohamad Ebrahimnia et al. [11] studied the effect of shielding gas composition on the mechanical weld properties of steel ST 37-2 in gas metal arc welding. In this study the influence of variation in the shielding gas composition on the weld properties of the steel ST 37-2 was investigated. Kang et al. [12] investigated the effect of alternate supply of shielding gases in austenite stainless steel GTA welding with a mixing supply of shielding gas and found that it cannot only increase the welding quality, but also reduce the energy by 20% and the emission rate of fume. To improve the efficiency of FCAW welding process the effect of carbon dioxide on the weld quality must be known.

مقالات انگلیسی و ترجمه های فارسی رایگان با فرمت PDF آماده دانلود رایگان میباشند

همچنین ترجمه مقاله با فرمت ورد نیز قابل خریداری و دانلود میباشد

مقاله انگلیسی رایگان (PDF)

ترجمه فارسی رایگان (PDF)

خرید ترجمه با فرمت ورد

فهرست مقاله:

چکیده
1-مقدمه
2-پیش زمینه
2-1-اطلاعات موجود
2-2-روش های موجود
2-3-اصول کلی
3-منحنی S-N پایه
3-1-منحنی های میانگین
3-2-اجزای جوشکاری شده
3-3-قطعات جوشکاری شده و تنش زدایی شده
3-4-قطعات جوشکاری نشده
3-5-قطعات جوشکاری شده و بهبود یافته
4- کاربردهای بررسی شده
4-1-برای قطعه اسکلاپ
5- نتیجه گیری

بخشی از ترجمه فارسی مقاله:

1-مقدمه
توسعه صنایع کشتی سازی و ساخت تجهیزات فراساحلی در دهه شصت میلادی با کمک ابزارهای طراحی کامپیوتری این امکان را فراهم می سازد تا واحدهای بزرگ با ساختار های قوی و مستحکم با بهینه سازی وزن فولاد ساخته شود {1و2و3و4} کاهش وزن فولاد با در نظر گرفتن الزامات ایمنی با کمک این ابزارهای طراحی صورت گرفت . همچنین استفاده از فولادهای استحکام بالا نیز به این پدیده کمک کرد در نتیجه خستگی مهمترین دلیل تخریب قطعات در همگام سرویس است.
برای حل این مسئله یک برنامه تحقیقاتی بزرگ در اروپا با کمک جامعه آهن و ذغال سنگ اروپا (CEAS) انجام گرفته است که نتایج آن در سال 1987 {5} منتشر شده است.در طول همین دوره زمانی انجمن های دیگری نیز تحقیقاتی را بر روی خستگی سیکلی سازه های کشتی انجام دادند.{6}با انتشار راهنماهای مختلف {7} و قوانین مختلف برای تانکرهای بزرگ اطلاعاتی در این زمینه منتشر شد.{8}
این اطلاعات نشان می دهد که منطقه جوش محل بسیار حساس به شکست در برابر تنش های خستگی افزایشی است. بنابراین بیشتر قوانین در خصوص اتصالات جوشکاری تنظیم شده اند روش های مختلف تنش های اسمی را به همراه جداولی از قطعات در نظر گرفته اند.{9}و{10} تنش های نقاط داغ در مراجع {11و12و13} بررسی شده است.تنش های ناچ (شکاف) در مرجع {14} و تنش های محلی در مراجع {15و 16} مورد بررسی قرار گرفته اند.
اما اخیراً تجربیات زیادی به سازمان FPOS گزارش شده است.{15} همچنین تانکر ها و کشتی های بزرگی توسعه یافته است {16} که دارای گوشه های لبه دار و گوشه های ضخیم جوشکاری شده می باشند. که باعث می شوند این سوال مطرح شود که قطعات جوشکاری نشده چگونه باید مورد مطالعه و بررسی قرار گیرند.همچنین سازمان FPSO نیز تعمیرات را انجام می دهد و در آنها به بررسی عملیات های پس از جوشکاری می پردازد که این امر باعث ایجاد سوالاتی در خصوص نحوه استفاده از نمودار های S-N می گردد.
از دهه هفتاد اطلاعات مختلفی منتشر شده است.در این مقاله با استفاده از این اطلاعات ،منحنی های S-N به صورت محدوده تنش برای انواع مختلف اتصال جوش های خطی برای کشتی های مختلف و سازه های دریایی مورد بررسی و توسعه قرار گرفته است.

2-پیش زمینه
قوانین موجود برای شناسایی خستگی فولادهای جوشکاری شده کشتی ها در سازه های فراساحلی شامل منحنی های S-N است که بر اساس محدوده تنش تعریف شده اند و برای تمام استحکام های فولادی مورد استفاده به کار می روند.
2-1-اطلاعات موجود
برای کارهای انجام گرفته،اطلاعات موجود باید جمع آوری شده و مورد آزمون قرار بگیرند.قدیمی ترین آزمون برای اتصالات جوشکاری شده خطی و اتصالاتی که جوشکاری شده مورد استفاده قرار می گیرند،بر اساس تنش اسمی بدون در نظر گرفتن تنش متوسط است.و فرض می شود که تنش های پسماند به اندازه کافی بالا هستند که تاثیر تنش متوسط را بر روی عمر خستگی حذف نماید. بدین منظور دو منبع اصلی باید مورد استفاده قرار گیرند.{18و19} اسناد مربوط به قطعات جوشکاری نشده : ورقه های نورد شده در جدول یک آورده شده است.

5- نتیجه گیری
بر اساس مقالات منتشر شده در مورد منحنی های اتصالات جوشکاری شده خطی اجزای مکانیکی دارای محدودیت‌هایی در زمینه خستگی در عمل هستند. فرمول هایی برای منحنی های S-N وجود دارد که می توان آنها را برای تنش ناج و قطعات جوشکاری نشده و برای قطعات جوشکاری شده می توان آزاد شدن تنش و جزئیات عملیات پس از جوشکاری را نیز توسعه داد.
منحنی های S-N دارای دو شیب منحنی هستند که برای محدوده های سیکل پایین و بالا متفاوت است
محدوده سیکل پایین دارای یک پارامتر m ثابت و یک مقدار ثابت ‌K است که تابعی از استحکام تسلیم فولاد است. نقطه تغییر شیب نیز تابعی از استجحکام تسلین فولاد است.
منحنی محدوده سیکل بالا دارای یک پارامتر m است که تابعی از نسبت Rمی باشد.
به غیر از قطعات جوشکاری شده که در آنها m=3 است. و یک ثابت k نیز که تابعی از نسبت تنش R و استحکام تسلیم می باشد.غیراز مقدار حداکثر R( که برای قطعات تازه جوشکاری شده در نظر گرفته می شود)
با استفاده از فرمولی که در این مقاله ارائه شده است قطعات عرشه و کشتی ها مورد بررسی قرار گرفتند و مشخص شد که مقدار مجموع پایینی تطابق خوبی با مقادیر عملی و تجربیاتی که تا کنون گزارش شده اند دارد.
فرمولی که در این مقاله بدست آمده است از درجه اول است و بخشی از مشکلاتی که در طراحی کشتی ها و سازه‌های فراساحلی وجود دارد را مرتفع می کند.زیرا استانداردهای موجود اطلاعات را در قطعات جوشکاری شده ارائه می‌کنند و برای سایر قطعات اطلاعات کافی را می توان با استفاده از فرمولاسیونی که در این مقاله توسعه یافته است مورد بررسی قرار دارد.

بخشی از مقاله انگلیسی:

1. Introduction

The development at the end of the sixties, in shipbuilding and offshore, of design tools using computers allowed the development of large and very large units with structural strength and so steel weight optimization [1,2,3,4]. The reduction of the steel weight obtained by the adjustment of the safety margins thanks to the new design tools, associated with the use of high strength steels, lead to make cumulative fatigue the major in-service failure mode. To handle this challenge, a large European cooperative research program was launched within the CECA (European Community for Coal and Steel) the results of which were published in 1987 [5]. During the same period classification societies developed researches on cyclic fatigue of ship structures [6] with publication of guidance notes [7] and rules for very large tankers [8]. The research results and the return experience have shown clearly that welded joints are the weak points with respect to cumulative fatigue, so the design rules were only focussed on welded joints. Different approaches were considered, nominal stress with tables of details [9] and [10], hot spot stress [11,12,13], notch stress [14] and local stress [24,26]. But more recent fatigue failure return experiences on FPSOs [15] and the development of ULCS/Ultra Large Container Ships [16] with thick non welded hatch corners raised the question of the verification of non welded ship structure details. FPSO repairs considering welded joint post weld treatments also raised the question of the S-N curve to be used. Since the seventies, numerous information and data have been accumulated and published. The presented work aims to provide a synthesis of these published data with proposal of S-N curves for linear welded joints adapted to the various ship and offshore building problems.

2. Background

The existing rules for fatigue verification of welded steel ship and offshore structure provide S-N curves defined in terms of stress range and applied for all used steel strength [11,17].

2.1. Available data For the performed work, available data have been collected and analysed. The oldest test data for linear weld joints are given for as-welded joints in terms of nominal stress without consideration of the mean stress assuming that the welding residual stresses are high enough to delete the mean stress influence on the fatigue life. Two main sources have been considered [9,18]. The documents also give data for non-welded details: as-rolled plates (Table 1).

5. Conclusion

Based on publication of S-N curves for welded linear joints and the mechanical component fatigue limit practice, formula for S-N curves applicable to notch stress for welded details, and hot spot stress plus roughness effect for non welded details, also applicable to welded, stress released and post weld treated steel details have been developed. The S-N curves are two slopes curves, different for low cycles and high cycles domains. The low cycles domain curves have a constant m parameter and a constant K value function of the steel yield strength. The point of slope change is a function of the steel yield strength. The high cycles domain curves have a parameter m function of the R ratio, except for as welded details for which m = 3, and a constant K function of the R ratio and yield strength excepting for maximum value of R (as-welded details) The proposed formula have been applied to two container ship deck details showing that the found Miner sum are in good agreement with the actual practice and return experience. The proposed formula represents a first approximation but fills a lack in ship and offshore design as the existing standards only provide S-N curves for as welded details. New publication of data, in particular concerning the low cycles domain and the non welded details, will allow to improve the proposed formula.

مقاله انگلیسی رایگان (PDF)

ترجمه فارسی رایگان (PDF)

خرید ترجمه با فرمت ورد

بخشی از ترجمه فارسی مقاله:

1 – مقدمه
آلیاژهای Fe-cr به علت داشتن مقاومت فوق العاده بالا در برابر سایش، در شرایط سایشی شدید مورد استفاده قرار می گیرند. مقاومت بسیار عالی در برابر فرسایش و سایش، حاصل از بخش حجمی بالای کاربیدها و سفتی ماتریس نیز به مقاومت در برابر سایش کمک می کند[1]. ویژگیهایی مانند مقاومت در برابر فرسایش و سایش، مقاومت در برابر خوردگی سطح و مقاومت کششی یا چسبندگی که به میزان بسیار زیادی برای این چدنهای سفید آلیاژی اهمیت دارد، برای بخش های مقاوم در برابر نورد و بخش های مقاوم فرسایشی دیگر نورد فولاد و دستگاههای تولید پودر معدنی، مورد استفاده قرار می گیرد. در میان این ویژگیها، اینگونه گزارش شده است که مقاومت فرسایشی سایشی نه تنها به نوع، مورفولوژی، مقدار و الگوی توزیع کاربید های رسوب شده حاصل از ذوب، بلکه به نوع ساختار ماتریس نیز بستگی دارد [2].
کاربیدهای Cr.Fe)7 C3)، در آلیاژهای Fe-Cr-C با میزان بیشتری از کربن (wt%5-2) و کروم (wt%30-18) یافت می شوند. این ریزساختارها، ویژگیهای مقاومتی سایشی خوبی را نشان می دهند. این نوع مواد سخت را می توان با چدن سفید با کروم (Cr) که دارای سختی بالای M_7 C_3، (حدود HV1600) می باشد، نشان داد [6-3].Cr_7 C3، به علت دارا بودن ترکیب عالی از سختی بالا، مقاومت فرسایشی عالی، و همچنین مقاومت در برابر خوردگی و اکسیداسیون، به خوبی شناخته شده است، به طوری که به صورت گسترده ای به عنوان فاز تقویت کننده در پوشش های کامپوزیت، مورد استفاده قرار گرفته است [10-7].
کاربید Cr.Fe)_7 C3)، که پوشش کامپوزیت را تقویت می کند، دارای مقاومت عالی در برابر سایش می باشد. ابتدا، کاربیدهای پرو اوتکتیک Cr.Fe)7 C3) با سختی بالا، می توانند به طور موفقیت آمیزی، تغییر شکل پلاستیکی را در هنگام تعامل با سطح مقابل در طول فرایند سایش لغزشی، به تأخیر بیندازند. بنابراين، تاثير تغییر چسبندگی بر سرعت حذف مواد، پایین است.
منابع تراکم با انرژی بالا، به طور گسترده ای در آلیاژهای با روکش سخت مورد استفاده قرار گرفته اند تا مقاومت سایش و خوردگی سطح مواد سدیم، مانند پرتو الکترون، قوس پلاسما، و لیزر را افزایش دهند
[13-11]. فرایند جوشکاری قوس گاز تنگستن (GTAW) ( که جوش TIG نیز نامیده می شود)، هنگامی مورد استفاده قرار می گیرد که ظاهر جوش خوب و جوشکاری با کیفیت بالا مورد نیاز باشد. در این فرایند، یک قوس الکتریکی بین یک الکترود تنگستن و یک فلز پایه شکل می گیرد. این منطقه قوس، بوسیله یک نوع گاز بی اثر و یا مخلوطی از گازهای بی اثر، محافظت می شود. الکترون ها از این الکترود تنگستن منتشر می شوند و در حالی که از درون این قوس عبور می کنند، شتاب می گیرند. یک میزان قابل ملاحظه ای از انرژی، که تابع کار نامیده می شود، برای یک الکترون مورد نیاز می باشد تا از این الکترود خارج شود. هنگامی که الکترون به قطعه کار وارد می شود، مقدار انرژی معادل برای تابع کار، رها می شود تا پرکننده و فلز پایه ذوب شود.
هدف از این مطالعه، بررسی تأثیر افزودن کربن بر ویژگی ریزساختاری سایشی بر آلیاژ هیپر اوتکتیک
Fe-Cr-C می باشد. بنابراین، یک سری از آلیاژهای با روکش سخت Fe-Cr-C دارای کربن بالا، بوسیله جوش قوس گاز تنگستن در این بررسی تولید شده اند. در این مطالعه، ویژگیهای سایشی آلیاژهای با روکش سخت با مقادیر کربن مختلف، از دیدگاه تغییرات ریزساختاری مورد بحث قرار می گیرند.

بخشی از مقاله انگلیسی:

1. Introduction

Fe–Cr–C alloys are widely used in severe abrasive conditions due to their superior abrasion resistance. The excellent abrasive wear resistance results from high volume fraction of carbides and the toughness of the matrix also contribute to the wear resistance [1]. Properties such as abrasion wear resistance, surface roughening resistance and seizing or sticking resistance are essentially significant to these alloyed white cast irons used for the rolls and other wear resistant parts of steel rolling and mineral pulverizing mills. Among these properties, the abrasion wear resistance is reported to be dependent upon not only type, morphology, amount, and distribution pattern of the carbides precipitated from the melt, but also the type of matrix structure [2]. (Cr,Fe)7C3 carbides are found in Fe–Cr–C alloys with higher contents of carbon (2–5 wt%) and chromium (18–30 wt%). These microstructures indicate good wear resistance properties. These kinds of hard material can be represented by high Cr white cast iron which has high hardness M7C3 (about 1600 HV) [3–6]. Cr7C3 is well known for its excellent combination of high hardness, excellent wear resistance as well as good corrosion and oxidation resistance, so it has been widely used as the reinforcing phase in the composite coatings [7–10]. The (Cr,Fe)7C3 carbide reinforces composite coating has an excellent wear resistance. First, with the high hardness, the proeutectic (Cr,Fe)7C3 carbides can successfully retard plastic deformation when interacting with the counter surface during the sliding wear process. Therefore, the effect of adhesive deformation on material removal rate is low. High-energy density sources have been widely applied in the hardfacing alloys to enhance wear and corrosion resistance of materials surface, such as electron beam, plasma arc, and laser [11–13]. The gas tungsten arc welding (GTAW) process (also called TIG welding) is used when a good weld appearance and high quality weld are required. In this process, an electric arc forms between a tungsten electrode and a base metal. The arc region is protected by a kind of inert gas or a mixture of inert gases. Electrons emit from the tungsten electrode and accelerate while traveling through the arc. A significant amount of energy, called the work function, is required for an electron to be emitted from the electrode. When the electron enters the workpiece, an amount of energy equivalent to the work function is released to melt the filler and base metal. The purpose of this study is to investigate the effect of carbon addition on microstructure and abrasive property in the hypereutectic Fe–Cr–C alloy. Therefore, a series of high carbon Fe–Cr–C hardfacing alloys are produced by gas tungsten arc welding in this study. The abrasive characteristics of hardfacing alloys with different carbon contents are discussed from the observation of microstructural variation.

بررسی جوشکاری TIG کامپوزیت SiCp-آلومینیوم تقویت شده-ماتریس با استفاده از گاز مخلوط شده محافظ و پرکننده Al-Si

Investigation on TIG welding of SiCp-reinforced aluminum–matrix composite using mixed shielding gas and Al–Si filler

Abstract

Using He–Ar mixed gas as shielding gas, the tungsten inert gas (TIG) welding of SiCp/6061 Al composites was investigated without and with Al–Si filler. Welded joint with filler were submitted to tensile tests. The microstructure and fracture morphology of the joint were examined. The results show that adding 50 vol.% helium in shielding gas improves the arc stability, and seams with high-quality appearance are obtained when the Al–Si filler is added. In addition, the interface reaction between SiC and matrix is greatly suppressed when using Al–Si filler. The microstructure of the welded joint displays non-uniformity with many SiC particles distributing in the weld center. The average tensile strength of weld joints with Al–Si filler is 70% above that of the matrix composites under annealed condition.

1 Introduction

Aluminum–matrix composites have wide applications, e.g. in the aerospace and automobile industries, due to their high specific strength, rigidity, wear resistance and good dimensional stability compared with unreinforced alloys [1–4]. One of the aluminum–matrix composite families with higher potential application, thanks to their excellent specific properties and acceptable fabrication costs, is constituted of medium- or high-strength aluminum alloys (i.e. 2xxx and 6xxx series) reinforced with SiC particles [4]. However, its further application and development are faced with the problem of poor weldability, caused by the great difference between aluminum–matrix and reinforcement in physical and chemical properties [5].

In recent years, the results of much research work have been published proposing the application of solid-state bonding techniques (diffusion bonding, friction welding, etc.) to solve those problems [2,5]. The weldability of SiC particle-reinforced aluminum–matrix composites has been investigated in friction welding [6]. Both inertia friction welding and continuous-drive friction welding can produce high-quality joints with uniform microstructures and promising mechanical properties, which are to date regarded as the most promising joining techniques [2]. Diffusion welding has been studied widely, including solid-state diffusion welding without interlayer. Transient liquid-phase dif- fusion bonding has also been used to join SiC particle-reinforced aluminum–matrix composites, and the results were favorable [2–6].

Fusion welding is the most flexible and versatile welding technology. Extensive investigation on welding of SiC particlereinforced aluminum–matrix composites with high-power laser beam and electron beam has been conducted [7,8] in order to produce ideal microstructure and joint strength. However, the typical limitations of the procedures mentioned above as regards production capacity and equipment costs make it necessary to reconsider the possibility of the application of more productive welding processes [2]. Traditional tungsten inert gas (TIG) and metal inert gas welding techniques have been applied to join SiC particle-reinforced aluminum–matrix composites [2,9]. Their industrial application is much limited owing to the high viscosity of the molten pool, the segregation and agglomeration of reinforcing particles, and especially the serious interface reaction between SiC particle and aluminum–matrix, leading to less acceptable mechanical properties. This paper describes an experimental research on the TIG weldability of SiC-reinforced 6061 aluminum alloy protected with helium–argon mixed gas.

مبتدی (مناسب برای درک مفهوم کلی مطلب)

F1872

جدول 4، روش و پارامترهای عملیات حرارتی اعمال شده برای اتصالات تست شده را نشان می دهد. آنها در حالت تحویل داده شده (pos. 1) پس از جوشکاری (pos. 2) و یا پس از سخت شدن و آبکاری (pos. 2 و 3) و سخت شدن انجام می شوند. محدودیت درجه حرارت آبکاری تا 300 درجه از آزمون های سختی و ساختار برای Hardox 400 و فولادهاي Hardox 500 در درجه حرارت آبکاری 200 ° C تا 700 ° C حاصل می شود. تا دمای آبکاری 300 ° C، فولادها، متوسط سختی را حفظ می کنند: 363 HV10 – Hardox 400 و 428 HV10 Hardox 500. از درجه حرارت آبکاری 400 ° C، سختی آنها سریع افت می کند که آنها را از استفاده در شرایط سایش مستثنی می کند.
2.2. ساختار اتصال و تغییرات سختی در حالت تحویل داده شده
شکل 4، ساختار نمونه ای از فولاد Hardox 500 به صورت تحویل داده است. جوشهای اتصالی، تغییرات ظاهری و تنوع در ساختار (شکل 5) را معرفی کرده است. نمودارهای اندازه گیری سختی (شکل 6 و 7)، گسترش مناطق سختی کاهش یافته را اثبات می کند. در مورد فولاد Hardox 400، این منطقه70 میلی متر عرض دارد و برای Hardox 500 به اندازه 90 میلی متر می رود.

همچنین، محتوای کربن در مواد اتصال به وضوح بالاتر از آن چیزی است که می تواند از جدول 3 نتیجه شود. این مورد خود را با مقدار بالای پرلیت پراکنده ریز در مواد اتصال (شکل 5، W منطقه) نشان می دهد. عدم ناسازگاری های جوش نیز نتیجه مشاهدات ماکرو و میکروسکوپی از اتصالات تست شده است.
نتایج آزمون استحکام اتصال جوش داده شده در حالت تحویل داده شده، یک قدرت اتصال متوسط فولاد Hardox 400 را برابر با 615 مگاپاسکال، و برای Hardox 500 برابر با 634 مگاپاسکال نشان می دهد. اینها مقادیر بسیار بالا هستند و از نقطه نظر عملکرد حدود 60٪ برای Hardox 400 و در حدود 50٪ برای فولادهاي Hardox 500 را تشکیل می دهند.

شکل. 7. تغییرات سختی در اتصالات جوش داده شده در فولادهاي Hardox 500 در حالت تحویل داده شده: Δh ≈ 45 میلی متر، سختی جوش ≈ 230 HV10
2.3. ساختارها و تغییرات سختی در اتصالات پس از عملیات حرارتی
مروری بر تغییرات سختی و ساختارهای اتصالات پس از پرداخت گرمایی در شکل 8-16 ارائه شده است. مطالعات ماکرو و میکروسکوپی نشان داده نشده است که شکست های اتصالات به صورت ترک به عنوان یک نتیجه از عملیات حرارتی ظاهر شده اند. همه مناطق اتصال (مشخص شده در شکل 5) به لحاظ ساختاری با تغییر نسبت به ساختار مواد اولیه در حالت تحویل داده شده تبدیل شده اند. اطلاعات در مورد فرمت مناطق سختی کاهش یافته، در جدول 5 آمده است. مقادیر حداقل اندازه گیری سختی در حالت تحویل داده شده به عنوان مرز آن منطقه در نظر گرفته شده است.
خلاصه
نتایج اندازه گیری در تغییرات سختی در جدول شماره 5 آمده است. مشاهدات زیر از داده ها حاصل می شوند:
a) عرض منطقه با سختی پایین تر در HAZ در رابطه با عرض منطقه در حالت تحویل داده شده به طور قابل توجهی به عنوان نتیجه تمام الگوهای پردازش حرارتی محدود شده اند. علاوه بر مورد سخت شدن و آبکاری فولادهاي Hardox 500 در دمای 300 ° C، مناطق با سختی کاهش یافته، 3 تا 6 بار کمتر شده است.
b) به عنوان یک نتیجه از عملیات حرارتی، سختی مواد جوش به طور قابل توجهی افزایش یافته است. در موارد شدید آنها تا 70٪ برای Hardox 400 ، و 90٪ برای فولادهاي Hardox 500 تغییر می کنند. این نشان می دهد که این مناطق نیز باید مقاومت در برابر سایش بیشتر را در رابطه با حالت تحویل داده شده ارائه دهند.
c) در مورد جوشکاری فولادهاي Hardox 500 سخت و آبکاری شده در دمای 300 ° C، عرض منطقه با سختی پایین تر مشابه با حالت تحویل داده شده است. با این حال، تفاوت اساسی، به منزله صاف شدن تغییرات سختی بین مواد بومی و HAZ و سختی مواد جوش است. پس از عملیات حرارتی، ΔHV10 ≈ 290. این نشان دهنده افزایش احتمالی مقاومت در برابر سایش در منطقه تغییر ساختار اتصال جوش داده شده است.

آزمایشات میکروسکوپی، تغییرات در ساختار مناطق خاص را برای اتصالات جوش داده شده در رابطه با ساختارهای آنها در حالت تحویل داده شده تایید می کند. این مواد نشان دهنده تحولات ساختاری گنجانده شده است:
a) تغییر در ساختار مواد جوش با هاله فریت در مرز دانه ای ( شکل 5، منطقه W ) را به یک ساختار با مارتنزيت آبکاري شده کم کربن (شکل 15).
b) بدست آوردن ساختار مارتنزيت آبکاري شده در کل منطقه متاثر از حرارت (شکل 16). این ساختار بسیار شبیه به فولادهاي Hardox 500 در حالت تحویل داده شده است (شکل 4) . علاوه بر این، به عنوان یک نتیجه از عملیات حرارتی، تغییرات ساختاری در منطقه همجوشی حذف می شود.

در فولاد Hardox 400 جوش داده شده، تغییرات ساختاری در شرایط مختلف پرداخت حرارتی، انحراف از ساختار اتصالات فولادهاي Hardox 500 را نشان می دهد: آنها شامل:
a) ساختار Sorbitic می شوند و نه مارتنزیتی از مواد جوش.
b) منطقه باریک از دانه های فریت ریز ( از سمت فولاد Hardox 400) در منطقه همجوشی.
c) ساختار مارتنزیت با فرآیند آبکاری پیشرفته در منطقه تحت تاثير حرارت نسبت به مورد فولادهاي Hardox 500 (شکل 16).

اثرات استحکام ناحیه پانل و روش اتصال شبکه ایی پرتو: عملکرد لرزه ایی اتصالات ممان فولاد مقطع کاهش یافته

Effects Of Panel Zone Strength And Beam Web Connection Method: Seismic Performance Of Reduced Beam Section Steel Moment Connections

SUMMARY

This paper presents test results on eight reduced beam section (RBS) steel moment connections. The testing program addressed bolted versus welded web connection and panel zone (PZ) strength as key variables. Specimens with medium PZ strength were designed to promote energy dissipation from both PZ and RBS regions such that the requirement for expensive doubler plates could be reduced. Both strong and medium PZ specimens with a welded web connection were able to provide satisfactory connection rotation capacity for special moment-resisting frames. Specimens with a bolted web connection performed poorly due to premature brittle fracture of the beam flange at the weld access hole. If fracture within the beam flange groove weld was avoided using quality welding, the fracture tended to move into the beam flange base metal at the weld access hole. The measured strain data showed that the classical beam theory dose not provide reliable shear transfer prediction in the connection. Criteria for a balanced PZ strength that improves the plastic rotation capacity while reduces the amount of beam distortion are also proposed.

1 Introduction

As a response to the widespread damage in connections of steel moment-resisting frames that occurred during the 1994 Northridge, California and the 1995 Kobe, Japan earthquakes, a number of improved beam-to-column connection design strategies have been proposed. Of a variety of new designs, the reduced beam section (RBS) connection has been shown to exhibit satisfactory levels of ductility in numerous tests and has found broad acceptance in a relatively short time (Chen 1996; Plumier 1997; Zekioglu et al. 1997; Engelhardt et al. 1998). In the RBS connection a portion of the beam flanges at some distance from the column face is strategically removed to promote stable yielding at the reduced section and to effectively protect the more vulnerable welded joints. This weakening strategy also reduces the seismic force demand on the column and the panel zone. Although this type of moment connection has been widely used in the past few years, there remain several design issues that should be further examined (for example, Jones et al. 2002; Gilton and Uang 2002; Chi and Uang 2002). The primary objective of this experimental study was to investigate the effects of beam web connection type and panel zone strength on the seismic performance of RBS connections