321 rustfritt stål kveilrør kjemisk sammensetning Mekaniske egenskaper og korrosjonsegenskaper til en dupleks rustfritt stål sveis med en ny elektrode

Takk for at du besøker Nature.com.Du bruker en nettleserversjon med begrenset CSS-støtte.For den beste opplevelsen anbefaler vi at du bruker en oppdatert nettleser (eller deaktiverer kompatibilitetsmodus i Internet Explorer).I tillegg, for å sikre kontinuerlig støtte, viser vi nettstedet uten stiler og JavaScript.
Skyveknapper som viser tre artikler per lysbilde.Bruk tilbake- og neste-knappene for å gå gjennom lysbildene, eller lysbildekontrollknappene på slutten for å gå gjennom hvert lysbilde.

Kjemisk sammensetning av rustfritt stål 321 spiralrør

Den kjemiske sammensetningen av 321 rustfritt stål spiralrør er som følger:
- Karbon: 0,08 % maks
- Mangan: 2,00 % maks
- Nikkel: 9,00 % min

Rustfritt stål 321 spiralrørs mekaniske egenskaper

I henhold til Stainless Steel 321 Coil Tube Manufacturer, er de mekaniske egenskapene til rustfritt stål 321 spiralrør angitt nedenfor: Strekkstyrke (psi) Yield Strength (psi) Forlengelse (%)

Bruksområder og bruk av rustfritt stål 321 spiralrør

I mange ingeniørapplikasjoner er de mekaniske og korrosjonsegenskapene til sveisede strukturer i dupleks rustfritt stål (DSS) de viktigste faktorene.Den nåværende studien undersøkte de mekaniske egenskapene og korrosjonsmotstanden til sveiser i dupleks rustfritt stål i et miljø som simulerer 3,5 % NaCl ved bruk av en spesialdesignet ny elektrode uten tilsetning av legeringselementer til fluksprøvene.To ulike typer flussmidler med en grunnindeks på 2,40 og 0,40 ble brukt på elektrodene E1 og E2 for henholdsvis sveising av DSS-plater.Den termiske stabiliteten til fluksblandingene ble evaluert ved bruk av termogravimetrisk analyse.Den kjemiske sammensetningen samt de mekaniske og korrosjonsegenskapene til de sveisede skjøtene ble evaluert ved bruk av emisjonsspektroskopi i henhold til ulike ASTM-standarder.Røntgendiffraksjon brukes til å bestemme fasene som er tilstede i DSS-sveiser, og skanningselektron med EDS brukes til å inspisere mikrostrukturen til sveiser.Strekkstyrken til sveisede skjøter laget av E1-elektroder var innenfor 715-732 MPa, med E2-elektroder - 606-687 MPa.Sveisestrømmen er økt fra 90 A til 110 A, og hardheten er også økt.Sveisede skjøter med E1-elektroder belagt med basisfluks har bedre mekaniske egenskaper.Stålkonstruksjonen har høy korrosjonsmotstand i et miljø på 3,5 % NaCl.Dette bekrefter brukbarheten til sveisede skjøter laget med nyutviklede elektroder.Resultatene diskuteres i form av utarming av legeringselementer som Cr og Mo observert i sveiser med belagte elektroder E1 og E2, og frigjøring av Cr2N i sveiser laget ved bruk av elektrodene E1 og E2.
Historisk sett går den første offisielle omtalen av dupleks rustfritt stål (DSS) tilbake til 1927, da det kun ble brukt til visse støpegods og ikke ble brukt i de fleste tekniske bruksområder på grunn av det høye karboninnholdet1.Men i ettertid ble standard karboninnholdet redusert til en maksimal verdi på 0,03 %, og disse stålene ble mye brukt på forskjellige felt2,3.DSS er en familie av legeringer med omtrent like mengder ferritt og austenitt.Forskning har vist at den ferritiske fasen i DSS gir utmerket beskyttelse mot kloridindusert spenningskorrosjonssprekker (SCC), som var en viktig sak for austenittiske rustfrie stål (ASS) på 1900-tallet.På den annen side, i noen ingeniør- og andre bransjer4 vokser etterspørselen etter lagring med en hastighet på opptil 20 % per år.Dette innovative stålet med en to-fase austenittisk-ferritisk struktur kan oppnås ved passende sammensetningsvalg, fysisk-kjemisk og termomekanisk raffinering.Sammenlignet med enfaset rustfritt stål har DSS en høyere flytegrense og overlegen evne til å tåle SCC5, 6, 7, 8. Dupleksstrukturen gir disse stålene uovertruffen styrke, seighet og økt korrosjonsbestandighet i aggressive miljøer som inneholder syrer, syreklorider, sjøvann og etsende kjemikalier9.På grunn av de årlige prissvingningene på nikkel (Ni)-legeringer i det generelle markedet, har DSS-strukturen, spesielt lavnikkeltypen (lean DSS), oppnådd mange enestående prestasjoner sammenlignet med flatesentrert kubisk (FCC) jern10, 11. De viktigste Problemet med ASE-design er at de utsettes for ulike tøffe forhold.Derfor prøver ulike ingeniøravdelinger og selskaper å fremme alternative lav-nikkel (Ni) rustfrie stål som yter like godt eller bedre enn tradisjonell ASS med passende sveisbarhet og brukes i industrielle applikasjoner som sjøvannsvarmevekslere og kjemisk industri.beholder 13 for miljøer med høy konsentrasjon av klorider.
I moderne teknologisk utvikling spiller sveiset produksjon en viktig rolle.Vanligvis er DSS-konstruksjonselementer forbundet med gassskjermet buesveising eller gassskjermet buesveising.Sveisen påvirkes hovedsakelig av sammensetningen av elektroden som brukes til sveising.Sveiseelektroder består av to deler: metall og fluss.Oftest er elektroder belagt med flussmiddel, en blanding av metaller som, når de brytes ned, frigjør gasser og danner et beskyttende slagg for å beskytte sveisen mot forurensning, øke stabiliteten til lysbuen og legge til en legeringskomponent for å forbedre sveisekvaliteten14 .Støpejern, aluminium, rustfritt stål, bløtt stål, høyfast stål, kobber, messing og bronse er noen av sveiseelektrodemetallene, mens cellulose, jernpulver og hydrogen er noen av flussmaterialene som brukes.Noen ganger tilsettes også natrium, titan og kalium til flussblandingen.
Noen forskere har forsøkt å studere effekten av elektrodekonfigurasjon på den mekaniske og korrosjonsintegriteten til sveisede stålkonstruksjoner.Singh et al.15 undersøkte effekten av flukssammensetning på forlengelsen og strekkstyrken til sveiser sveiset ved neddykket buesveising.Resultatene viser at CaF2 og NiO er hoveddeterminantene for strekkfasthet sammenlignet med tilstedeværelsen av FeMn.Chirag et al.16 undersøkte SMAW-forbindelser ved å variere konsentrasjonen av rutil (TiO2) i en elektrodefluksblanding.Det ble funnet at egenskapene til mikrohardhet økte på grunn av en økning i prosentandelen og migreringen av karbon og silisium.Kumar [17] studerte design og utvikling av agglomererte flussmidler for nedsenket buesveising av stålplater.Nwigbo og Atuanya18 undersøkte bruken av kaliumrike natriumsilikatbindemidler for produksjon av lysbuesveising og fant sveiser med høy strekkfasthet på 430 MPa og en akseptabel kornstruktur.Lothongkum et al.19 brukte en potensiokinetisk metode for å studere volumfraksjonen av austenitt i dupleks rustfritt stål 28Cr–7Ni–O–0,34N i en luftmettet NaCl-løsning ved en konsentrasjon på 3,5 % vekt.under pH-forhold.og 27°C.Både dupleks og mikro dupleks rustfritt stål viser den samme effekten av nitrogen på korrosjonsadferd.Nitrogen påvirket ikke korrosjonspotensialet eller hastigheten ved pH 7 og 10, men korrosjonspotensialet ved pH 10 var lavere enn ved pH 7. På den annen side, ved alle pH-nivåer som ble studert, begynte potensialet å øke med økende nitrogeninnhold .Lacerda et al.20 studerte gropdannelse av dupleks rustfritt stål UNS S31803 og UNS S32304 i 3,5 % NaCl-løsning ved bruk av syklisk potensiodynamisk polarisering.I en 3,5 vekt% løsning av NaCl ble det funnet tegn til gropdannelse på de to undersøkte stålplatene.UNS S31803-stål har høyere korrosjonspotensial (Ecorr), pittingpotensial (Epit) og polarisasjonsmotstand (Rp) enn UNS S32304-stål.UNS S31803 stål har høyere repassivitet enn UNS S32304 stål.I følge en studie av Jiang et al.[21], reaktiveringstoppen som tilsvarer dobbeltfasen (austenitt- og ferrittfasen) av dupleks rustfritt stål inkluderer opptil 65 % av ferrittsammensetningen, og ferrittreaktiveringsstrømtettheten øker med økende varmebehandlingstid.Det er velkjent at de austenittiske og ferritiske fasene viser forskjellige elektrokjemiske reaksjoner ved forskjellige elektrokjemiske potensialer21,22,23,24.Abdo et al.25 brukte potensiodynamiske målinger av polarisasjonsspektroskopi og elektrokjemisk impedansspektroskopi for å studere den elektrokjemisk induserte korrosjonen av lasersveiset 2205 DSS-legering i kunstig sjøvann (3,5 % NaCl) under forhold med varierende surhet og alkalitet.Pitting-korrosjon ble observert på de eksponerte overflatene til de testede DSS-prøvene.Basert på disse funnene ble det fastslått at det er et proporsjonalt forhold mellom pH i oppløsningsmediet og motstanden til filmen som dannes i prosessen med ladningsoverføring, som direkte påvirker dannelsen av gropdannelse og spesifikasjonen.Hensikten med denne studien var å forstå hvordan en nyutviklet sveiseelektrodesammensetning påvirker den mekaniske og slitasjebestandige integriteten til sveiset DSS 2205 i et 3,5 % NaCl-miljø.
Flussmineralene (ingrediensene) som ble brukt i elektrodebeleggsformuleringene var kalsiumkarbonat (CaCO3) fra Obajana-distriktet, Kogi-staten, Nigeria, kalsiumfluorid (CaF2) fra Taraba-staten, Nigeria, silisiumdioksid (SiO2), talkumpulver (Mg3Si4O10(OH) ) )2) og rutil (TiO2) ble oppnådd fra Jos, Nigeria, og kaolin (Al2(OH)4Si2O5) ble oppnådd fra Kankara, Katsina State, Nigeria.Kaliumsilikat brukes som bindemiddel, det er hentet fra India.
Som vist i tabell 1 ble oksidene uavhengig veid på en digital vekt.Den ble deretter blandet med et kaliumsilikatbindemiddel (23 vekt%) i en elektrisk blander (modell: 641-048) fra Indian Steel and Wire Products Ltd. (ISWP) i 30 minutter for å oppnå en homogen halvfast pasta.Den våte blandede flussmidlet presses til en sylindrisk form fra briketteringsmaskinen og mates inn i ekstruderingskammeret ved et trykk på 80 til 100 kg/cm2, og fra trådmatekammeret mates inn i den rustfrie trådekstruderen med en diameter på 3,15 mm.Fluksen mates gjennom et dyse-/dysesystem og injiseres inn i ekstruderen for å ekstrudere elektrodene.Det ble oppnådd en dekningsfaktor på 1,70 mm, hvor dekningsfaktoren er definert som forholdet mellom elektrodediameteren og tråddiameteren.Deretter ble de belagte elektrodene tørket i luft i 24 timer og deretter kalsinert i en muffelovn (modell PH-248-0571/5448) ved 150–250 °C\(-\) i 2 timer.Bruk ligningen til å beregne alkaliniteten til strømmen.(1) 26;
Den termiske stabiliteten til fluksprøver av sammensetningene El og E2 ble bestemt ved bruk av termogravimetrisk analyse (TGA).En prøve på omtrent 25,33 mg fluks ble lastet inn i TGA for analyse.Forsøkene ble utført i et inert medium oppnådd ved en kontinuerlig strøm av N2 med en hastighet på 60 ml/min.Prøven ble oppvarmet fra 30°C til 1000°C med en oppvarmingshastighet på 10°C/min.Etter metodene nevnt av Wang et al.27, Xu et al.28 og Dagwa et al.29, ble termisk dekomponering og vekttap av prøvene ved visse temperaturer vurdert fra TGA-plott.
Bearbeid to 300 x 60 x 6 mm DSS-plater for å klargjøre for lodding.V-sporet ble designet med 3 mm rotspalte, 2 mm rothull og 60° sporvinkel.Platen ble deretter skylt med aceton for å fjerne mulige forurensninger.Sveis platene med en skjermet metallbuesveiser (SMAW) med likestrømselektrode positiv polaritet (DCEP) ved bruk av belagte elektroder (E1 og E2) og en referanseelektrode (C) med en diameter på 3,15 mm.Electrical Discharge Machining (EDM) (modell: Excetek-V400) ble brukt til å maskinere sveisede stålprøver for mekanisk testing og korrosjonskarakterisering.Tabell 2 viser eksempelkoden og beskrivelsen, og Tabell 3 viser de ulike driftsparametrene for sveising som brukes til å sveise DSS-kortet.Ligning (2) brukes til å beregne tilsvarende varmetilførsel.
Ved å bruke et Bruker Q8 MAGELLAN optisk emisjonsspektrometer (OES) med en bølgelengde på 110 til 800 nm og SQL-databaseprogramvare ble den kjemiske sammensetningen av sveiseskjøter til elektrodene E1, E2 og C, samt prøver av basismetallet, bestemt.bruker gapet mellom elektroden og metallprøven som testes Genererer elektrisk energi i form av en gnist.En prøve av komponentene fordampes og sprayes, etterfulgt av atomeksitasjon, som deretter sender ut et spesifikt linjespektrum31.For kvalitativ analyse av prøven måler fotomultiplikatorrøret tilstedeværelsen av et dedikert spektrum for hvert element, samt intensiteten til spekteret.Bruk deretter ligningen til å beregne det ekvivalente gropmotstandstallet (PREN).(3) Ratio 32 og WRC 1992 tilstandsdiagram brukes til å beregne krom- og nikkelekvivalentene (Creq og Nieq) fra ligningene.(4) og (5) er henholdsvis 33 og 34;
Merk at PREN kun tar hensyn til den positive effekten av de tre hovedelementene Cr, Mo og N, mens nitrogenfaktoren x er i området 16-30.Vanligvis velges x fra listen over 16, 20 eller 30. I forskning på dupleks rustfritt stål er en mellomverdi på 20 oftest brukt for å beregne PREN35,36-verdier.
Sveisede skjøter laget med forskjellige elektroder ble strekktestet på en universell testmaskin (Instron 8800 UTM) med en tøyningshastighet på 0,5 mm/min i henhold til ASTM E8-21.Strekkfasthet (UTS), 0,2 % skjærflytegrense (YS) og forlengelse ble beregnet i henhold til ASTM E8-2137.
DSS 2205-sveisinger ble først slipt og polert med forskjellige kornstørrelser (120, 220, 320, 400, 600, 800, 1000 og 1200) før hardhetsanalyse.Sveisede prøver ble laget med elektrodene E1, E2 og C. Hardhet måles ved ti (10) punkter fra sentrum av sveisen til grunnmetallet med et intervall på 1 mm.
Røntgendiffraktometer (D8 Discover, Bruker, Tyskland) konfigurert med Bruker XRD Commander-programvare for datainnsamling og Fe-filtrert Cu-K-α-stråling med en energi på 8,04 keV tilsvarende en bølgelengde på 1,5406 Å og en skannehastighet på 3 ° Skanneområde (2θ) min-1 er 38 til 103° for faseanalyse med E1-, E2- og C- og BM-elektroder til stede i DSS-sveiser.Rietveld-forfiningsmetoden ble brukt til å indeksere konstituerende faser ved å bruke MAUD-programvaren beskrevet av Lutterrotti39.Basert på ASTM E1245-03 ble en kvantitativ metallografisk analyse av mikroskopiske bilder av sveiseskjøtene til elektrodene E1, E2 og C utført ved bruk av programvaren Image J40.Resultatene av beregning av volumfraksjonen av den ferritt-austenittiske fasen, deres gjennomsnittsverdi og avvik er gitt i tabell.5. Som vist i eksempelkonfigurasjonen i fig.6d ble optisk mikroskopi (OM) analyse utført på PM og sveisede skjøter med elektrodene E1 og E2 for å studere morfologien til prøvene.Prøvene ble polert med 120, 220, 320, 400, 600, 800, 1000, 1200, 1500 og 2000 korn silisiumkarbid (SiC) sandpapir.Prøvene ble deretter elektrolytisk etset i en 10 % vandig oksalsyreløsning ved romtemperatur ved en spenning på 5 V i 10 s og plassert på et LEICA DM 2500 M optisk mikroskop for morfologisk karakterisering.Ytterligere polering av prøven ble utført ved bruk av 2500 grit silisiumkarbid (SiC) papir for SEM-BSE-analyse.I tillegg ble de sveisede skjøtene undersøkt for mikrostruktur ved bruk av et ultrahøyoppløselig feltemisjonsskannende elektronmikroskop (SEM) (FEI NOVA NANOSEM 430, USA) utstyrt med en EMF.En prøve på 20 × 10 × 6 mm ble malt med forskjellige SiC-sandpapir i størrelse fra 120 til 2500. Prøvene ble elektrolytisk etset i 40 g NaOH og 100 ml destillert vann ved en spenning på 5 V i 15 s, og deretter montert på en prøveholder, plassert i SEM-kammeret, for å analysere prøver etter spyling av kammeret med nitrogen.En elektronstråle generert av et oppvarmet wolframfilament skaper et gitter på prøven for å produsere bilder med forskjellige forstørrelser, og EMF-resultater er oppnådd ved å bruke metodene til Roche et al.41 og Mokobi 42 .
En elektrokjemisk potensiodynamisk polarisasjonsmetode i henhold til ASTM G59-9743 og ASTM G5-1444 ble brukt for å evaluere nedbrytningspotensialet til DSS 2205-plater sveiset med E1-, E2- og C-elektroder i et 3,5 % NaCl-miljø.Elektrokjemiske tester ble utført ved bruk av et datastyrt Potentiostat-Galvanostat/ZRA-apparat (modell: PC4/750, Gamry Instruments, USA).Elektrokjemisk testing ble utført på et tre-elektrode testoppsett: DSS 2205 som arbeidselektrode, mettet kalomelelektrode (SCE) som referanseelektrode og grafittstav som motelektrode.Målingene ble utført ved hjelp av en elektrokjemisk celle, der løsningens virkeområde var området til arbeidselektroden 0,78 cm2.Målinger ble gjort mellom -1,0 V til +1,6 V potensialer på en forhåndsstabilisert OCP (i forhold til OCP) ved en skannehastighet på 1,0 mV/s.
Elektrokjemiske kritiske temperaturtester ble utført i 3,5 % NaCl for å evaluere gropmotstanden til sveiser laget med E1-, E2- og C-elektroder.tydelig på groppotensialet i PB (mellom de passive og transpassive områdene), og sveisede prøver med E1, E2, elektrode C. Derfor utføres CPT-målinger for nøyaktig å bestemme groppotensialet til sveisetilsatsmaterialer.CPT-testing ble utført i samsvar med dupleks rustfritt stål sveiserapporter45 og ASTM G150-1846.Fra hvert av stålene som skal sveises (S-110A, E1-110A, E2-90A) ble prøver med et areal på 1 cm2 kuttet, inkludert base-, sveise- og HAZ-sonene.Prøvene ble polert ved bruk av sandpapir og en 1 µm aluminiumoksydpulveroppslemming i samsvar med standard metallografiske prøveforberedelsesprosedyrer.Etter polering ble prøvene renset med ultralyd i aceton i 2 min.En 3,5 % NaCl-testløsning ble tilsatt til CPT-testcellen, og starttemperaturen ble justert til 25°C ved bruk av en termostat (Neslab RTE-111).Etter å ha nådd den innledende testtemperaturen på 25°C, ble Ar-gassen blåst i 15 minutter, deretter ble prøvene plassert i cellen, og OCF ble målt i 15 minutter.Prøven ble deretter polarisert ved å legge på en spenning på 0,3 V ved en starttemperatur på 25°C, og strømmen ble målt i 10 min45.Begynn å varme opp løsningen med en hastighet på 1 °C/min til 50 °C.Under oppvarmingen av testløsningen brukes temperatursensoren til kontinuerlig å overvåke temperaturen på løsningen og lagre tids- og temperaturdata, og potensiostaten/galvanostaten brukes til å måle strømmen.En grafittelektrode ble brukt som motelektrode, og alle potensialer ble målt i forhold til Ag/AgCl-referanseelektroden.Argonrensing ble utført gjennom hele testen.
På fig.Figur 1 viser sammensetningen (i vektprosent) av flusskomponentene Fl og F2 anvendt for fremstilling av henholdsvis alkaliske (E1) og sure (E2) elektroder.Fluxbasisitetsindeksen brukes til å forutsi de mekaniske og metallurgiske egenskapene til sveisede skjøter.F1 er komponenten av fluksen som brukes til å belegge E1-elektrodene, som kalles alkalisk fluks fordi dens basisindeks er > 1,2 (dvs. 2,40), og F2 er fluksen som brukes til å belegge E2-elektrodene, kalt sur fluks på grunn av dens basicitet. indeks < 0,9 (dvs. 2,40).0,40).Det er klart at elektroder belagt med basiske flussmidler i de fleste tilfeller har bedre mekaniske egenskaper enn elektroder belagt med sure flussmidler.Denne egenskapen er en funksjon av dominansen til det basiske oksidet i flukssammensetningssystemet for elektrode E1.Tvert imot er slaggfjerning (separerbarhet) og lite sprut observert i skjøter sveiset med E2-elektroder karakteristiske for elektroder med surt flussbelegg med høyt innhold av rutil.Denne observasjonen stemmer overens med funnene til Gill47 om at effekten av rutilinnhold på slaggavtakbarhet og det lave sprutet av syrefluksbelagte elektroder bidrar til rask slaggfrysing.Kaolin i flusssystemet som ble brukt til å belegge elektrodene E1 og E2 ble brukt som smøremiddel, og talkum forbedret ekstruderbarheten til elektrodene.Kaliumsilikatbindemidler i flusssystemer bidrar til bedre lysbueantennelse og ytelsesstabilitet, og forbedrer i tillegg til deres klebeegenskaper slaggseparasjon i sveisede produkter.Siden CaCO3 er en nettobryter (slaggbryter) i fluksen og har en tendens til å generere mye røyk under sveising på grunn av termisk dekomponering til CaO og ca. 44 % CO2, bidrar TiO2 (som nettbygger/slagggdanner) til å redusere mengden røyk under sveising.sveising og dermed forbedre slaggavtakbarheten som foreslått av Jing et al.48.Fluorin Flux (CaF2) er en kjemisk aggressiv flussmiddel som forbedrer lodderens renhet.Jastrzębska et al.49 rapporterte effekten av fluorsammensetningen til denne flussblandingen på sveisens renslighetsegenskaper.Vanligvis legges fluss til sveiseområdet for å forbedre buestabiliteten, legge til legeringselementer, bygge opp slagg, øke produktiviteten og forbedre kvaliteten på sveisebassenget 50.
TGA-DTG-kurvene vist i fig.2a og 2b viser et tre-trinns vekttap ved oppvarming i temperaturområdet 30–1000°C i en nitrogenatmosfære.Resultatene i figur 2a og b viser at for basiske og sure fluksprøver faller TGA-kurven rett ned til den til slutt blir parallell med temperaturaksen, henholdsvis rundt 866,49 °C og 849,10 °C.Vekttap på 1,30 % og 0,81 % ved begynnelsen av TGA-kurvene i figur 2a og 2b skyldes fuktighet absorbert av flukskomponentene, samt fordampning og dehydrering av overflatefuktighet.Hoveddekomponeringen av prøver av hovedfluksen i andre og tredje trinn i fig.2a forekom i temperaturområdene 619,45 °C–766,36 °C og 766,36 °C–866,49 °C, og prosentandelen av vekttapet deres var 2,84 og 9,48 %., henholdsvis.Mens for de sure fluksprøvene i fig. 7b, som var i temperaturområdene 665,23°C–745,37°C og 745,37°C–849,10°C, var deres prosentvise vekttap henholdsvis 0,81 og 6,73 %, noe som ble tilskrevet termisk nedbrytning.Siden flusskomponentene er uorganiske, er de flyktige stoffene begrenset til flussblandingen.Derfor er reduksjon og oksidasjon forferdelig.Dette samsvarer med resultatene til Balogun et al.51, Kamli et al.52 og Adeleke et al.53.Summen av massetapet til fluksprøven observert i fig.2a og 2b er henholdsvis 13,26 % og 8,43 %.Mindre massetap av fluksprøver i fig.2b skyldes de høye smeltepunktene til TiO2 og SiO2 (henholdsvis 1843 og 1710°C) som hovedoksidene som utgjør flussblandingen54,55, mens TiO2 og SiO2 har lavere smeltepunkter.smeltepunkt Primært oksid: CaCO3 (825 °C) i fluksprøven i fig.2a56.Disse endringene i smeltepunktet til primæroksider i flussblandinger er godt rapportert av Shi et al.54, Ringdalen et al.55 og Du et al.56.Ved å observere kontinuerlig vekttap i fig. 2a og 2b, kan det konkluderes med at fluksprøvene som brukes i E1- og E2-elektrodebelegg gjennomgår ett-trinns dekomponering, som foreslått av Brown57.Temperaturområdet til prosessen kan sees fra de deriverte kurvene (vekt%) i fig.2a og b.Siden TGA-kurven ikke nøyaktig kan beskrive den spesifikke temperaturen der flukssystemet gjennomgår faseendring og krystallisering, brukes TGA-derivatet til å bestemme den nøyaktige temperaturverdien for hvert fenomen (faseendring) som en endoterm topp for å forberede flukssystemet.
TGA-DTG-kurver som viser termisk dekomponering av (a) alkalisk fluks for E1-elektrodebelegg og (b) sur fluks for E2-elektrodebelegg.
Tabell 4 viser resultatene av spektrofotometrisk analyse og SEM-EDS-analyse av DSS 2205 basismetall og sveiser laget ved bruk av E1-, E2- og C-elektroder.E1 og E2 viste at innholdet av krom (Cr) sank kraftig til 18,94 og 17,04 %, og innholdet av molybden (Mo) var henholdsvis 0,06 og 0,08 %.verdiene til sveiser med elektrodene E1 og E2 er lavere.Dette er litt i tråd med den beregnede PREN-verdien for den ferritisk-austenittiske fasen fra SEM-EDS-analysen.Derfor kan man se at gropdannelse begynner på stadiet med lave PREN-verdier (sveiser fra E1 og E2), i hovedsak som beskrevet i tabell 4. Dette indikerer uttømming og mulig utfelling av legeringen i sveisen.Deretter er reduksjonen i innholdet av Cr- og Mo-legeringselementer i sveiser produsert ved bruk av elektrodene E1 og E2 og deres lave pitting-ekvivalentverdier (PREN) vist i tabell 4, noe som skaper et problem for å opprettholde motstanden i aggressive miljøer, spesielt i kloridmiljøer.-inneholdende miljø.Det relativt høye nikkelinnholdet (Ni) på 11,14 % og den tillatte grensen for manganinnhold i de sveisede skjøtene til E1- og E2-elektrodene kan ha hatt en positiv effekt på de mekaniske egenskapene til sveiser brukt under forhold som simulerer sjøvann (fig. 3) ).ble laget ved å bruke arbeidet til Yuan og Oy58 og Jing et al.48 på effekten av høy nikkel og mangan sammensetninger på å forbedre de mekaniske egenskapene til DSS sveisede strukturer under strenge driftsforhold.
Strekktestresultater for (a) UTS og 0,2 % sag YS og (b) jevn og full forlengelse og deres standardavvik.
Styrkeegenskapene til grunnmaterialet (BM) og sveisede skjøter laget av de utviklede elektrodene (E1 og E2) og en kommersielt tilgjengelig elektrode (C) ble evaluert ved to forskjellige sveisestrømmer på 90 A og 110 A. 3(a) og (b) vis UTS, YS med 0,2 % offset, sammen med data for forlengelse og standardavvik.UTS- og YS-forskyvningsresultatene på 0,2% oppnådd fra fig.3a viser de optimale verdiene for prøvenr.1 (BM), prøvenr.3 (sveis E1), prøvenr.5 (sveis E2) og prøvenr.6 (sveiser med C) er henholdsvis 878 og 616 MPa, 732 og 497 MPa, 687 og 461 MPa og 769 og 549 MPa, og deres respektive standardavvik.Fra fig.110 A) er prøver nummerert henholdsvis 1, 2, 3, 6 og 7, med minimum anbefalte strekkegenskaper på over 450 MPa i strekktest og 620 MPa i strekktest foreslått av Grocki32.Forlengelsen av sveiseprøver med elektrodene E1, E2 og C, representert ved prøvene nr. 2, nr. 3, nr. 4, nr. 5, nr. 6 og nr. 7, ved sveisestrømmer på 90 A og 110 A, reflekterer henholdsvis plastisitet og ærlighet.forhold til uedle metaller.Den nedre forlengelsen ble forklart av mulige sveisefeil eller sammensetningen av elektrodefluksen (fig. 3b).Det kan konkluderes med at BM dupleks rustfritt stål og sveisede skjøter med E1, E2 og C elektroder generelt har betydelig høyere strekkegenskaper på grunn av deres relativt høye nikkelinnhold (tabell 4), men denne egenskapen ble observert i sveisede skjøter.Mindre effektiv E2 oppnås fra den sure sammensetningen av flussmidlet.Gunn59 demonstrerte effekten av nikkellegeringer på å forbedre de mekaniske egenskapene til sveisede skjøter og kontrollere faselikevekt og elementfordeling.Dette bekrefter igjen det faktum at elektroder laget av basiske flussblandinger har bedre mekaniske egenskaper enn elektroder laget av sure flussblandinger, som foreslått av Bang et al.60.Det er således gitt et betydelig bidrag til den eksisterende kunnskapen om egenskapene til sveiseskjøten til den nye belagte elektroden (E1) med gode strekkegenskaper.
På fig.Figurene 4a og 4b viser Vickers mikrohardhetskarakteristikker for eksperimentelle prøver av sveisede skjøter av elektrodene E1, E2 og C. 4a viser hardhetsresultatene oppnådd fra én retning av prøven (fra WZ til BM), og i fig.4b viser hardhetsresultatene oppnådd på begge sider av prøven.Hardhetsverdiene som oppnås under sveising av prøve nr. 2, 3, 4 og 5, som er sveisede skjøter med elektrodene E1 og E2, kan skyldes den grovkornede strukturen under størkning i sveisesykluser.Det ble observert en kraftig økning i hardhet både i grovkornet HAZ og i finkornet HAZ av alle prøvene nr. 2-7 (se prøvekoder i tabell 2), noe som kan forklares med en mulig endring i mikrostrukturen til sveisen som et resultat av krom-sveiseprøver er rike på utslipp (Cr23C6) .Sammenlignet med andre sveiseprøver 2, 3, 4 og 5, er hardhetsverdiene til de sveisede skjøtene til prøve nr. 6 og 7 i fig.4a og 4b ovenfor (tabell 2).I følge Mohammed et al.61 og Nowacki og Lukoje62 kan dette skyldes den høye ferritt δ-verdien og induserte restspenninger i sveisen, samt utarming av legeringselementer som Mo og Cr i sveisen.Hardhetsverdiene til alle betraktede eksperimentelle prøver i området til BM ser ut til å være konsistente.Trenden i resultatene av hardhetsanalyse av sveisede prøver er i samsvar med konklusjonene til andre forskere61,63,64.
Hardhetsverdier for sveisede skjøter av DSS-prøver (a) halvseksjon av sveisede prøver og (b) hel seksjon av sveisede skjøter.
De forskjellige fasene som er tilstede i den sveisede DSS 2205 med E1, E2 og C elektroder ble oppnådd og XRD-spektrene for diffraksjonsvinkelen 2\(\theta\) er vist i fig. 5. Topper av austenitt (\(\gamma\) ) og ferritt (\(\alpha\))-faser ble identifisert ved diffraksjonsvinkler på 43° og 44°, noe som bekrefter definitivt at sveisesammensetningen er to-faset 65 rustfritt stål.at DSS BM viser bare austenittiske (\(\gamma\)) og ferritiske (\(\alpha\)) faser, noe som bekrefter de mikrostrukturelle resultatene presentert i figur 1 og 2. 6c, 7c og 9c.Den ferritiske (\(\alpha\)) fasen observert med DSS BM og den høye toppen i sveisen til elektrode C er en indikasjon på dens korrosjonsmotstand, siden denne fasen tar sikte på å øke korrosjonsmotstanden til stålet, slik Davison og Redmond66 har oppgitt, tilstedeværelsen av ferrittstabiliserende elementer, som Cr og Mo, stabiliserer effektivt den passive filmen av materialet i kloridholdige miljøer.Tabell 5 viser den ferritt-austenittiske fasen ved kvantitativ metallografi.Forholdet mellom volumfraksjonen av den ferritt-austenittiske fasen i de sveisede leddene til elektroden C oppnås omtrentlig (≈1:1).Lavferrittfasesammensetningen (\(\alpha\)) av sveisinger ved bruk av E1- og E2-elektroder i volumfraksjonsresultatene (tabell 5) indikerer en mulig følsomhet for et korrosivt miljø, noe som ble bekreftet ved elektrokjemisk analyse.bekreftet (fig. 10a,b)), siden ferrittfasen gir høy styrke og beskyttelse mot kloridindusert spenningskorrosjon.Dette bekreftes ytterligere av de lave hardhetsverdiene observert i sveisene til elektrodene E1 og E2 i fig.4a,b, som er forårsaket av den lave andelen ferritt i stålkonstruksjonen (tabell 5).Tilstedeværelsen av ubalanserte austenittiske (\(\gamma\)) og ferritiske (\(\alpha\)) faser i sveisede skjøter ved bruk av E2-elektroder indikerer stålets faktiske sårbarhet for jevnt korrosjonsangrep.Tvert imot indikerer XPA-spektrene til tofasestål av sveisede skjøter med E1- og C-elektroder, sammen med resultatene av BM, vanligvis tilstedeværelsen av austenittiske og ferritiske stabiliserende elementer, noe som gjør materialet nyttig i konstruksjon og petrokjemisk industri , fordi hevdet Jimenez et al.65;Davidson & Redmond66;Shamant og andre67.
Optiske mikrofotografier av sveisede skjøter av E1-elektroder med forskjellige sveisegeometrier: (a) HAZ som viser fusjonslinjen, (b) HAZ som viser fusjonslinjen med høyere forstørrelse, (c) BM for ferritisk-austenittisk fase, (d) sveisegeometri , (e) Viser overgangssonen i nærheten, (f) HAZ viser ferritisk-austenittisk fase ved høyere forstørrelse, (g) Sveisesone viser ferritisk-austenittisk fase Strekkfase.
Optiske mikrofotografier av E2-elektrodesveisinger ved forskjellige sveisegeometrier: (a) HAZ som viser fusjonslinjen, (b) HAZ som viser fusjonslinjen ved høyere forstørrelse, (c) BM for den ferritisk-austenittiske bulkfasen, (d) sveisegeometri, (e) ) som viser overgangssonen i nærheten, (f) HAZ som viser ferritisk-austenittisk fase ved høyere forstørrelse, (g) sveisesone som viser ferritisk-austenittisk fase.
Figurene 6a–c og, for eksempel, viser den metallografiske strukturen til DSS-skjøter sveiset ved hjelp av en E1-elektrode ved forskjellige sveisegeometrier (Figur 6d), som indikerer hvor de optiske mikrofotografiene ble tatt ved forskjellige forstørrelser.På fig.6a, b, f – overgangssoner for sveisede skjøter, som viser faselikevektsstrukturen til ferritt-austenitt.Figurene 7a-c og for eksempel viser også OM til en DSS-skjøt sveiset ved bruk av en E2-elektrode ved forskjellige sveisegeometrier (Figur 7d), som representerer OM-analysepunktene ved forskjellige forstørrelser.På fig.7a,b,f viser overgangssonen til en sveiset skjøt i ferritisk-austenittisk likevekt.OM i sveisesonen (WZ) er vist i fig.1 og fig.2. Sveis for elektrodene E1 og E2 6g og 7g, henholdsvis.OM på BM er vist i figur 1 og 2. I fig.6c, e og 7c, e viser tilfellet med sveisede skjøter med henholdsvis elektrodene E1 og E2.Det lyse området er austenittfasen og det mørkesvarte området er ferrittfasen.Faselikevekter i den varmepåvirkede sonen (HAZ) nær fusjonslinjen indikerte dannelsen av Cr2N-utfellinger, som vist i SEM-BSE-mikrografene i fig.8a,b og bekreftet i fig.9a,b.Tilstedeværelsen av Cr2N observert i ferrittfasen av prøvene i fig.8a,b og bekreftet av SEM-EMF punktanalyse og EMF linjediagram av sveisede deler (Fig. 9a-b), skyldes den høyere sveisevarmetemperaturen.Sirkulasjon akselererer innføringen av krom og nitrogen, siden høy temperatur i sveisen øker diffusjonskoeffisienten til nitrogen.Disse resultatene støtter studier av Ramirez et al.68 og Herenyu et al.69 som viser at, uavhengig av nitrogeninnhold, blir Cr2N vanligvis avsatt på ferrittkorn, korngrenser og α/\(\gamma\)-grenser, som også antydet av andre forskere.70,71.
(a) punkt SEM-EMF-analyse (1, 2 og 3) av en sveiset skjøt med E2;
Overflatemorfologien til representative prøver og deres tilsvarende EMF er vist i fig.10a–c.På fig.Figurene 10a og 10b viser SEM-mikrofotografier og deres EMF-spektra av sveisede skjøter ved bruk av elektrodene E1 og E2 i henholdsvis sveisesonen, og i fig.10c viser SEM-mikrofotografier og EMF-spektra av OM-inneholdende austenitt- (\(\gamma\))- og ferritt- (\(\alpha\))-faser uten utfellinger.Som vist i EDS-spekteret i fig. 10a, gir prosentandelen Cr (21,69 vekt%) og Mo (2,65 vekt%) sammenlignet med 6,25 vekt% Ni en følelse av den tilsvarende balansen til den ferritt-austenittiske fasen.Mikrostruktur med høy reduksjon i innholdet av krom (15,97 vekt%) og molybden (1,06 vekt%) sammenlignet med et høyt innhold av nikkel (10,08 vekt%) i mikrostrukturen til sveiseskjøten til elektrode E2, vist i Fig.1. Sammenlign.EMF-spektrum 10b.Den nåleformede formen med finkornet austenittisk struktur sett i WZ vist i fig.10b bekrefter mulig utarming av de ferritiserende elementene (Cr og Mo) i sveisen og utfellingen av kromnitrid (Cr2N) – den austenittiske fasen.Fordelingen av nedbørspartikler langs grensene til de austenittiske (\(\gamma\)) og ferritiske (\(\alpha\)) fasene til DSS-sveisede skjøter bekrefter dette utsagnet72,73,74.Dette resulterer også i dens dårlige korrosjonsytelse, siden Cr anses å være hovedelementet for å danne en passiv film som forbedrer den lokale korrosjonsmotstanden til stål59,75 som vist i fig. 10b.Det kan sees at BM i SEM-mikrofotografiet i fig. 10c viser sterk kornforfining ettersom dens EDS-spektrumresultater viser Cr (23,32 vekt%), Mo (3,33 vekt%) og Ni (6,32 vekt).%) gode kjemiske egenskaper.%) som et viktig legeringselement for å kontrollere likevektsmikrostrukturen til den ferritt-austenittiske fasen av DSS76-strukturen.Resultatene av den komposisjonelle EMF-spektroskopiske analysen av de sveisede skjøtene til E1-elektroden rettferdiggjør bruken i konstruksjon og litt aggressive miljøer, siden austenittdannere og ferrittstabilisatorer i mikrostrukturen er i samsvar med DSS AISI 220541.72-standarden for sveisede skjøter, 77.
SEM-mikrofotografier av sveisede skjøter, der (a) elektrode E1 i sveisesonen har et EMF-spektrum, (b) elektrode E2 i sveisesonen har et EMF-spektrum, (c) OM har et EMF-spektrum.
I praksis har det blitt observert at DSS-sveiser størkner i en fullstendig ferritisk (F-modus) modus, med austenittkjerner som kjerner under ferritisk solvus-temperatur, som hovedsakelig er avhengig av krom til nikkel-ekvivalentforholdet (Creq/Nieq) (> 1,95 utgjør modus F) Noen forskere har lagt merke til denne effekten av stål på grunn av den sterke diffusjonsevnen til Cr og Mo som ferrittdannende elementer i ferrittfasen8078,79.Det er tydelig at DSS 2205 BM inneholder en høy mengde Cr og Mo (viser høyere Creq), men har et lavere Ni-innhold enn sveisen med E1, E2 og C elektroder, noe som bidrar til et høyere Creq/Nieq-forhold.Dette er også tydelig i den nåværende studien, som vist i tabell 4, hvor Creq/Nieq-forholdet ble bestemt for DSS 2205 BM over 1,95.Det kan sees at sveiser med elektrodene E1, E2 og C herder i henholdsvis austenittisk-ferritisk modus (AF-modus), austenittisk modus (A-modus) og ferritisk-austenitisk modus på grunn av det høyere innholdet av bulkmodus (FA-modus) .), som vist i tabell 4, er innholdet av Ni, Cr og Mo i sveisen mindre, noe som indikerer at Creq/Nieq-forholdet er lavere enn for BM.Den primære ferritten i E2-elektrodesveisene hadde en vermikulær ferrittmorfologi og det bestemte Creq/Nieq-forholdet var 1,20 som beskrevet i tabell 4.
På fig.11a viser Open Circuit Potential (OCP) versus tid for en AISI DSS 2205 stålkonstruksjon i 3,5 % NaCl-løsning.Det kan sees at ORP-kurven skifter mot et mer positivt potensial, noe som indikerer utseendet til en passiv film på overflaten av metallprøven, et fall i potensialet indikerer generalisert korrosjon, og et nesten konstant potensial over tid indikerer dannelsen av en passiv film over tid., Overflaten på prøven er stabil og har en Sticky 77. Kurvene viser de eksperimentelle substratene under stabile forhold for alle prøver i en elektrolytt som inneholder 3,5 % NaCl-løsning, med unntak av prøve 7 (sveiseskjøt med C-elektrode), som viser liten ustabilitet.Denne ustabiliteten kan sammenlignes med tilstedeværelsen av kloridioner (Cl-) i løsning, som i stor grad kan akselerere korrosjonsreaksjonen, og dermed øke graden av korrosjon.Observasjoner under OCP-skanning uten påført potensial viste at Cl i reaksjonen kan påvirke motstanden og termodynamiske stabiliteten til prøvene i aggressive miljøer.Ma et al.81 og Lotho et al.5 bekreftet påstanden om at Cl- spiller en rolle i å akselerere nedbrytningen av passive filmer på underlag, og dermed bidra til ytterligere slitasje.
Elektrokjemisk analyse av de studerte prøvene: (a) utvikling av RSD avhengig av tid og (b) potensiodynamisk polarisering av prøvene i 3,5 % NaCl-løsning.
På fig.11b presenterer en komparativ analyse av de potensiodynamiske polarisasjonskurvene (PPC) av sveisede skjøter av elektrodene E1, E2 og C under påvirkning av en 3,5 % NaCl-løsning.Sveisede BM-prøver i PPC og 3,5 % NaCl-løsning viste passiv oppførsel.Tabell 5 viser de elektrokjemiske analyseparametrene til prøvene oppnådd fra PPC-kurvene, slik som Ecorr (korrosjonspotensial) og Epit (pitting-korrosjonspotensial) og deres tilhørende avvik.Sammenlignet med andre prøver nr. 2 og nr. 5, sveiset med elektrodene E1 og E2, viste prøve nr. 1 og nr. 7 (BM og sveisede skjøter med elektrode C) et høyt potensial for gropkorrosjon i NaCl-løsning (fig. 11b) ).De høyere passiveringsegenskapene til førstnevnte sammenlignet med sistnevnte skyldes balansen i stålets mikrostrukturelle sammensetning (austenittiske og ferritiske faser) og konsentrasjonen av legeringselementer.På grunn av tilstedeværelsen av ferritt og austenittiske faser i mikrostrukturen, har Resendea et al.82 støttet den passive oppførselen til DSS i aggressive medier.Den lave ytelsen til prøver sveiset med E1- og E2-elektroder kan være assosiert med utarming av de viktigste legeringselementene, som Cr og Mo, i sveisesonen (WZ), siden de stabiliserer ferrittfasen (Cr og Mo), fungerer som passivatorer Legeringer i austenittisk fase av oksidert stål.Effekten av disse elementene på gropmotstanden er større i den austenittiske fasen enn i den ferritiske fasen.Av denne grunn gjennomgår den ferritiske fasen passivering raskere enn den austenittiske fasen assosiert med det første passiveringsområdet til polarisasjonskurven.Disse elementene har en betydelig innvirkning på DSS gropmotstand på grunn av deres høyere gropmotstand i den austenittiske fasen sammenlignet med den ferritiske fasen.Derfor er den raske passiveringen av ferrittfasen 81 % høyere enn for austenittfasen.Selv om Cl-in-løsning har en sterk negativ effekt på passiveringsevnen til stålfilmen83.Følgelig vil stabiliteten til den passiverende filmen til prøven bli sterkt redusert84.Fra Tabell.6 viser også at korrosjonspotensialet (Ecorr) til sveisede skjøter med E1-elektrode er noe mindre stabile i løsning sammenlignet med sveisede skjøter med E2-elektrode.Dette bekreftes også av de lave verdiene for hardheten til sveiser ved bruk av elektrodene E1 og E2 i fig.4a,b, som skyldes det lave innholdet av ferritt (tabell 5) og det lave innholdet av krom og molybden (tabell 4) i stålkonstruksjonen laget av.Det kan konkluderes med at korrosjonsmotstanden til stål i det simulerte marine miljøet øker med avtagende sveisestrøm og avtar med lavt Cr- og Mo-innhold og lavt ferrittinnhold.Denne uttalelsen er i samsvar med en studie av Salim et al.85 om effekten av sveiseparametere som sveisestrøm på korrosjonsintegriteten til sveiset stål.Ettersom klorid trenger inn i stålet på forskjellige måter som kapillær absorpsjon og diffusjon, dannes groper (pitting-korrosjon) med ujevn form og dybde.Mekanismen er vesentlig forskjellig i løsninger med høyere pH der de omgivende (OH-) gruppene ganske enkelt tiltrekkes til ståloverflaten, stabiliserer den passive filmen og gir ytterligere beskyttelse til ståloverflaten25,86.Den beste korrosjonsmotstanden til prøve nr. 1 og nr. 7 skyldes hovedsakelig tilstedeværelsen i stålkonstruksjonen av en stor mengde δ-ferritt (tabell 5) og en stor mengde Cr og Mo (tabell 4), siden nivået av gropkorrosjon er hovedsakelig tilstede i stål, sveiset med DSS-metoden, i den austenittiske fasestrukturen til delene.Dermed spiller den kjemiske sammensetningen av legeringen en avgjørende rolle i korrosjonsytelsen til den sveisede skjøten87,88.I tillegg ble det observert at prøvene sveiset med E1- og C-elektrodene i denne studien viste lavere Ecorr-verdier fra PPC-kurvene enn de som ble sveiset med E2-elektroden fra OCP-kurvene (tabell 5).Derfor starter anoderegionen ved et lavere potensial.Denne endringen skyldes hovedsakelig den delvise stabiliseringen av passiveringslaget dannet på overflaten av prøven og den katodiske polarisasjonen som skjer før full stabilisering av OCP89 oppnås.På fig.12a og b viser 3D optiske profileringsbilder av eksperimentelt korroderte prøver under forskjellige sveiseforhold.Det kan sees at gropkorrosjonsstørrelsen til prøvene øker med det lavere gropkorrosjonspotensialet skapt av den høye sveisestrømmen på 110 A (fig. 12b), sammenlignbar med gropkorrosjonsstørrelsen oppnådd for sveiser med et lavere sveisestrømforhold på 90 A. (Fig. 12a).Dette bekrefter Mohammed90s påstand om at slipebånd dannes på overflaten av prøven for å ødelegge overflatepassiveringsfilmen ved å eksponere substratet for en 3,5 % NaCl-løsning slik at kloridet begynner å angripe, noe som får materialet til å løse seg opp.
SEM-EDS-analysen i tabell 4 viser at PREN-verdiene for hver austenittisk fase er høyere enn for ferritt i alle sveiser og BM.Starten av gropdannelse ved ferritt/austenitt-grensesnittet akselererer ødeleggelsen av det passive materiallaget på grunn av inhomogeniteten og segregeringen av elementer som forekommer i disse områdene91.I motsetning til den austenittiske fasen, hvor gropmotstandsekvivalenten (PRE) verdien er høyere, skyldes gropdannelsesinitiering i den ferritiske fasen den lavere PRE-verdien (tabell 4).Austenittfasen ser ut til å inneholde en betydelig mengde austenittstabilisator (nitrogenløselighet), som gir en høyere konsentrasjon av dette elementet og derfor høyere motstand mot gropdannelse92.
På fig.Figur 13 viser kritiske groptemperaturkurver for E1-, E2- og C-sveiser.Gitt at strømtettheten økte til 100 µA/cm2 på grunn av gropdannelse under ASTM-testen, er det klart at @110A-sveisingen med E1 viste en minimumstemperatur for gropbrytning på 27,5 °C etterfulgt av E2 @ 90A-lodding viser en CPT på 40 °C, og i tilfellet med C@110A er den høyeste CPT 41°C.De observerte resultatene stemmer godt overens med de observerte resultatene av polarisasjonstester.
De mekaniske egenskapene og korrosjonsadferden til sveiser i dupleks rustfritt stål ble undersøkt med de nye E1- og E2-elektrodene.Den alkaliske elektroden (E1) og den sure elektroden (E2) brukt i SMAW-prosessen ble vellykket belagt med en flussblanding med et samlet dekningsforhold på 1,7 mm og en alkalisk indeks på henholdsvis 2,40 og 0,40.Den termiske stabiliteten til flukser fremstilt ved bruk av TGA i et inert medium har blitt evaluert.Tilstedeværelsen av et høyt innhold av TiO2 (%) i flussmatrisen forbedret slaggfjerningen av sveiser for elektroder belagt med surt flussmiddel (E2) sammenlignet med elektroder belagt med basisk flussmiddel (E1).Selv om de to belagte elektrodene (E1 og E2) har en god buestartevne.Sveiseforhold, spesielt varmetilførsel, sveisestrøm og hastighet, spiller en avgjørende rolle for å oppnå austenitt/ferrittfasebalansen til DSS 2205-sveisene og sveisens utmerkede mekaniske egenskaper.Skjøtene sveiset med E1-elektroden viste utmerkede strekkegenskaper (skjær 0,2 % YS = 497 MPa og UTS = 732 MPa), noe som bekrefter at de basiske fluksbelagte elektrodene har en høy basicitetsindeks sammenlignet med de surfluksbelagte elektrodene.Elektroder viser bedre mekaniske egenskaper med lav alkalitet.Det er åpenbart at i de sveisede leddene til elektroder med et nytt belegg (E1 og E2) er det ingen likevekt i den ferritt-austenittiske fasen, som ble avslørt ved bruk av OES og SEM-EDS-analyse av sveisen og kvantifisert ved volumfraksjonen i sveisen.Metallografi bekreftet deres SEM-studie.mikrostrukturer.Dette skyldes hovedsakelig uttømming av legeringselementer som Cr og Mo og mulig frigjøring av Cr2N under sveising, noe som bekreftes av EDS-linjeskanning.Dette støttes ytterligere av de lave hardhetsverdiene som er observert i sveiser med E1- og E2-elektroder på grunn av deres lave andel av ferritt- og legeringselementer i stålkonstruksjonen.Evidenskorrosjonspotensialet (Ecorr) til sveisene ved bruk av E1-elektroden viste seg å være litt mindre motstandsdyktig mot løsningskorrosjon sammenlignet med sveisene som brukte E2-elektroden.Dette bekrefter effektiviteten til de nyutviklede elektrodene i sveiser testet i 3,5 % NaCl-miljø uten flussblandingslegeringssammensetning.Det kan konkluderes med at korrosjonsmotstanden i det simulerte marine miljøet øker med synkende sveisestrøm.Dermed ble utfellingen av karbider og nitrider og den påfølgende reduksjonen i korrosjonsmotstanden til sveisede skjøter ved bruk av E1- og E2-elektroder forklart av en økt sveisestrøm, noe som førte til en ubalanse i fasebalansen til sveisede skjøter fra dual-purpose stål.
På forespørsel vil data for denne studien bli gitt av den respektive forfatteren.
Smook O., Nenonen P., Hanninen H. og Liimatainen J. Mikrostruktur av superdupleks rustfritt stål dannet ved pulvermetallurgi varm isostatisk pressing i industriell varmebehandling.Metall.alma mater.transe.A 35, 2103. https://doi.org/10.1007/s11661-004-0158-9 (2004).
Kuroda T., Ikeuchi K. og Kitagawa Y. Mikrostrukturkontroll ved sammenføyning av moderne rustfritt stål.In Processing New Materials for Advanced Electromagnetic Energy, 419–422 (2005).
Smook O. Mikrostruktur og egenskaper av superdupleks rustfritt stål av moderne pulvermetallurgi.Royal Institute of Technology (2004)
Lotto, TR og Babalola, P. Polariseringskorrosjonsatferd og mikrostrukturanalyse av AA1070 aluminium- og silisiumkarbidmatrisekompositter ved syrekloridkonsentrasjoner.Overbevisende ingeniør.4, 1. https://doi.org/10.1080/23311916.2017.1422229 (2017).
Bonollo F., Tiziani A. og Ferro P. Sveiseprosess, mikrostrukturell endring og endelige egenskaper til dupleks og super dupleks rustfritt stål.Dupleks rustfritt stål 141–159 (John Wiley & Sons Inc., Hoboken, 2013).
Kisasoz A., Gurel S. og Karaaslan A. Påvirkning av glødetid og kjølehastighet på avsetningsprosessen i tofaset korrosjonsbestandig stål.Metall.vitenskapen.varmebehandling.57, 544. https://doi.org/10.1007/s11041-016-9919-5 (2016).
Shrikant S, Saravanan P, Govindarajan P, Sisodia S og Ravi K. Utvikling av magert dupleks rustfritt stål (LDSS) med utmerkede mekaniske og korrosjonsegenskaper i laboratoriet.Avansert alma mater.oppbevaringstank.794, 714 (2013).
Murkute P., Pasebani S. og Isgor OB Metallurgiske og elektrokjemiske egenskaper av superdupleks rustfritt stålbekledningslag på bløttstålsubstrater oppnådd ved laserlegering i et pulverlag.vitenskapen.Rep. 10, 10162. https://doi.org/10.1038/s41598-020-67249-2 (2020).
Oshima, T., Khabara, Y. og Kuroda, K. Innsats for å spare nikkel i austenittisk rustfritt stål.ISIJ International 47, 359. https://doi.org/10.2355/isijinternational.47.359 (2007).
Oikawa W., Tsuge S. og Gonome F. Utvikling av en ny serie magre dupleks rustfritt stål.NSSC 2120™, NSSC™ 2351. NIPPON Steel Technical Report No. 126 (2021).