321 lindade rör av rostfritt stål kemisk sammansättning Mekaniska egenskaper och korrosionsbeteende hos en duplexsvets av rostfritt stål med en ny elektrod

Tack för att du besöker Nature.com.Du använder en webbläsarversion med begränsat CSS-stöd.För bästa upplevelse rekommenderar vi att du använder en uppdaterad webbläsare (eller inaktiverar kompatibilitetsläge i Internet Explorer).Dessutom, för att säkerställa löpande support, visar vi webbplatsen utan stilar och JavaScript.
Reglage som visar tre artiklar per bild.Använd bakåt- och nästaknapparna för att flytta genom bilderna, eller skjutkontrollknapparna i slutet för att flytta genom varje bild.

Rostfritt stål 321 spiralrör kemisk sammansättning

Den kemiska sammansättningen av 321 spolrör av rostfritt stål är som följer:
- Kol: 0,08% max
- Mangan: max 2,00 %
- Nickel: 9,00 % min

Mekaniska egenskaper för rostfritt stål 321 spiralrör

Enligt tillverkaren av rostfritt stål 321 spiralrör är de mekaniska egenskaperna hos rostfritt stål 321 spiralrör listade nedan: Draghållfasthet (psi) Sträckhållfasthet (psi) Förlängning (%)

Tillämpningar och användningsområden för spolrör av rostfritt stål 321

I många tekniska tillämpningar är de mekaniska egenskaperna och korrosionsegenskaperna hos svetsade strukturer av duplext rostfritt stål (DSS) de viktigaste faktorerna.Den aktuella studien undersökte de mekaniska egenskaperna och korrosionsbeständigheten hos duplexsvetsar i rostfritt stål i en miljö som simulerar 3,5 % NaCl med användning av en specialdesignad ny elektrod utan tillsats av legeringselement till flussproverna.Två olika typer av flussmedel med ett grundindex på 2,40 och 0,40 användes på elektroderna E1 respektive E2 för svetsning av DSS-skivor.Den termiska stabiliteten för flussmedelskompositionerna utvärderades med användning av termogravimetrisk analys.Den kemiska sammansättningen samt de mekaniska och korrosionsegenskaperna hos svetsfogarna utvärderades med emissionsspektroskopi i enlighet med olika ASTM-standarder.Röntgendiffraktion används för att bestämma faserna som finns i DSS-svetsar, och svepelektron med EDS används för att inspektera mikrostrukturen hos svetsar.Draghållfastheten hos svetsfogar gjorda av E1-elektroder var inom 715-732 MPa, med E2-elektroder - 606-687 MPa.Svetsströmmen har höjts från 90 A till 110 A, och hårdheten har också höjts.Svetsfogar med E1-elektroder belagda med grundläggande flussmedel har bättre mekaniska egenskaper.Stålkonstruktionen har hög korrosionsbeständighet i en 3,5 % NaCl-miljö.Detta bekräftar funktionsdugligheten hos svetsfogar gjorda med nyutvecklade elektroder.Resultaten diskuteras i termer av utarmningen av legeringselement som Cr och Mo observerad i svetsar med belagda elektroder E1 och E2, och frigöring av Cr2N i svetsar gjorda med elektroderna E1 och E2.
Historiskt sett går det första officiella omnämnandet av duplext rostfritt stål (DSS) tillbaka till 1927, då det endast användes för vissa gjutgods och inte användes i de flesta tekniska tillämpningar på grund av dess höga kolinnehåll1.Men därefter sänktes standardkolhalten till ett maximalt värde av 0,03 %, och dessa stål blev allmänt använda inom olika områden2,3.DSS är en familj av legeringar med ungefär lika mängder ferrit och austenit.Forskning har visat att den ferritiska fasen i DSS ger ett utmärkt skydd mot klorid-inducerad spänningskorrosion (SCC), vilket var en viktig fråga för austenitiska rostfria stål (ASS) på 1900-talet.Å andra sidan, i vissa verkstadsindustrier och andra industrier4 växer efterfrågan på lagring med upp till 20 % per år.Detta innovativa stål med en tvåfasig austenitisk-ferritisk struktur kan erhållas genom lämpligt val av sammansättning, fysikalisk-kemisk och termomekanisk raffinering.Jämfört med enfas rostfritt stål har DSS en högre sträckgräns och överlägsen förmåga att stå emot SCC5, 6, 7, 8. Duplexstrukturen ger dessa stål oöverträffad styrka, seghet och ökad korrosionsbeständighet i aggressiva miljöer innehållande syror, syraklorider, havsvatten och frätande kemikalier9.På grund av de årliga prisfluktuationerna för nickel (Ni)-legeringar på den allmänna marknaden, har DSS-strukturen, särskilt lågnickeltypen (lean DSS), uppnått många enastående prestationer jämfört med face centered cubic (FCC) iron10, 11. De viktigaste Problemet med ASE-designer är att de utsätts för olika svåra förhållanden.Därför försöker olika ingenjörsavdelningar och företag främja alternativa rostfria stål med låg nickelhalt (Ni) som presterar lika bra eller bättre än traditionell ASS med lämplig svetsbarhet och som används i industriella applikationer som havsvattenvärmeväxlare och kemisk industri.behållare 13 för miljöer med hög koncentration av klorider.
I moderna tekniska framsteg spelar svetsad produktion en avgörande roll.Typiskt är DSS-konstruktionselement sammanfogade genom gasskärmad bågsvetsning eller gasskärmad bågsvetsning.Svetsen påverkas främst av sammansättningen av elektroden som används för svetsning.Svetselektroder består av två delar: metall och flussmedel.Oftast är elektroder belagda med flussmedel, en blandning av metaller som, när de sönderdelas, frigör gaser och bildar en skyddande slagg för att skydda svetsen från kontaminering, öka stabiliteten i bågen och lägga till en legeringskomponent för att förbättra svetskvaliteten14 .Gjutjärn, aluminium, rostfritt stål, mjukt stål, höghållfast stål, koppar, mässing och brons är några av svetselektrodmetallerna, medan cellulosa, järnpulver och väte är några av flussmaterialen som används.Ibland tillsätts även natrium, titan och kalium till flussmedelsblandningen.
Vissa forskare har försökt studera effekten av elektrodkonfiguration på den mekaniska och korrosionsintegriteten hos svetsade stålkonstruktioner.Singh et al.15 undersökte effekten av flussmedelssammansättning på töjning och draghållfasthet hos svetsar svetsade genom nedsänkt bågsvetsning.Resultaten visar att CaF2 och NiO är de viktigaste bestämningsfaktorerna för draghållfasthet jämfört med närvaron av FeMn.Chirag et al.16 undersökte SMAW-föreningar genom att variera koncentrationen av rutil (TiO2) i en elektrodflödesblandning.Det visade sig att egenskaperna hos mikrohårdheten ökade på grund av en ökning av andelen och migrationen av kol och kisel.Kumar [17] studerade design och utveckling av agglomererade flussmedel för nedsänkt bågsvetsning av stålplåt.Nwigbo och Atuanya18 undersökte användningen av kaliumrika natriumsilikatbindemedel för framställning av bågsvetsflöden och fann svetsar med en hög draghållfasthet på 430 MPa och en acceptabel kornstruktur.Lothongkum et al.19 använde en potentiokinetisk metod för att studera volymfraktionen av austenit i duplext rostfritt stål 28Cr–7Ni–O–0,34N i en luftmättad NaCl-lösning vid en koncentration av 3,5 viktprocent.under pH-förhållanden.och 27°C.Både duplex och mikro duplex rostfritt stål visar samma effekt av kväve på korrosionsbeteende.Kväve påverkade inte korrosionspotentialen eller hastigheten vid pH 7 och 10, däremot var korrosionspotentialen vid pH 10 lägre än vid pH 7. Å andra sidan, vid alla studerade pH-nivåer började potentialen öka med ökande kvävehalt .Lacerda et al.20 studerade gropbildning av duplexa rostfria stål UNS S31803 och UNS S32304 i 3,5 % NaCl-lösning med cyklisk potentiodynamisk polarisation.I en 3,5 viktprocent lösning av NaCl hittades tecken på gropbildning på de två undersökta stålplåtarna.UNS S31803-stål har högre korrosionspotential (Ecorr), groppotential (Epit) och polarisationsbeständighet (Rp) än UNS S32304-stål.UNS S31803-stål har en högre repassivitet än UNS S32304-stål.Enligt en studie av Jiang et al.[21], reaktiveringstoppen som motsvarar dubbelfasen (austenit- och ferritfas) av duplext rostfritt stål inkluderar upp till 65 % av ferritsammansättningen, och ferritreaktiveringsströmdensiteten ökar med ökande värmebehandlingstid.Det är välkänt att de austenitiska och ferritiska faserna uppvisar olika elektrokemiska reaktioner vid olika elektrokemiska potentialer21,22,23,24.Abdo et al.25 använde potentiodynamiska mätningar av polarisationsspektroskopi och elektrokemisk impedansspektroskopi för att studera den elektrokemiskt inducerade korrosionen av lasersvetsad 2205 DSS-legering i artificiellt havsvatten (3,5 % NaCl) under förhållanden med varierande surhet och alkalinitet.Gropkorrosion observerades på de exponerade ytorna av de testade DSS-proverna.Baserat på dessa fynd fastställdes det att det finns ett proportionellt samband mellan upplösningsmediets pH och motståndet hos filmen som bildas i processen för laddningsöverföring, vilket direkt påverkar bildandet av gropbildning och dess specifikation.Syftet med denna studie var att förstå hur en nyutvecklad svetselektrodsammansättning påverkar den mekaniska och slitstarka integriteten hos svetsad DSS 2205 i en 3,5 % NaCl-miljö.
Flussmineralerna (ingredienserna) som användes i elektrodbeläggningsformuleringarna var kalciumkarbonat (CaCO3) från Obajana District, Kogi State, Nigeria, kalciumfluorid (CaF2) från Taraba State, Nigeria, kiseldioxid (SiO2), talkpulver (Mg3Si4O10(OH) ) )2) och rutil (TiO2) erhölls från Jos, Nigeria, och kaolin (Al2(OH)4Si2O5) erhölls från Kankara, Katsina State, Nigeria.Kaliumsilikat används som bindemedel, det kommer från Indien.
Såsom visas i tabell 1 vägdes de ingående oxiderna oberoende på en digital våg.Den blandades sedan med ett kaliumsilikatbindemedel (23 viktprocent) i en elektrisk bländare (modell: 641-048) från Indian Steel and Wire Products Ltd. (ISWP) under 30 minuter för att erhålla en homogen halvfast pasta.Det våta blandade flussmedlet pressas till en cylindrisk form från briketteringsmaskinen och matas in i extruderingskammaren vid ett tryck av 80 till 100 kg/cm2, och från trådmatningskammaren matas in i den 3,15 mm diametern rostfria trådextrudern.Flussmedlet matas genom ett munstycke/munstyckesystem och injiceras i extrudern för att extrudera elektroderna.En täckningsfaktor på 1,70 mm erhölls, där täckningsfaktorn definieras som förhållandet mellan elektroddiametern och tråddiametern.Därefter torkades de belagda elektroderna i luft i 24 timmar och kalcinerades sedan i en muffelugn (modell PH-248-0571/5448) vid 150–250 °C\(-\) i 2 timmar.Använd ekvationen för att beräkna flödets alkalinitet.(1) 26;
Den termiska stabiliteten för flödesprover av kompositionerna El och E2 bestämdes med användning av termogravimetrisk analys (TGA).Ett prov på ungefär 25,33 mg flussmedel laddades i TGA för analys.Experimenten utfördes i ett inert medium erhållet genom ett kontinuerligt flöde av N2 med en hastighet av 60 ml/min.Provet värmdes från 30°C till 1000°C med en uppvärmningshastighet av 10°C/min.Genom att följa metoderna som nämns av Wang et al.27, Xu et al.28 och Dagwa et al.29, utvärderades termisk sönderdelning och viktminskning av proverna vid vissa temperaturer från TGA-diagram.
Bearbeta två 300 x 60 x 6 mm DSS-plattor för att förbereda för lödning.V-spåret designades med ett 3 mm rotspalt, 2 mm rothål och en 60° spårvinkel.Plattan sköljdes sedan med aceton för att avlägsna eventuella föroreningar.Svetsa plattorna med en skärmad metallbågsvetsning (SMAW) med likströmselektrod positiv polaritet (DCEP) med belagda elektroder (E1 och E2) och en referenselektrod (C) med en diameter på 3,15 mm.Elektrisk urladdningsbearbetning (EDM) (modell: Excetek-V400) användes för att bearbeta svetsade stålprover för mekanisk testning och korrosionskarakterisering.Tabell 2 visar exempelkoden och beskrivningen, och Tabell 3 visar de olika svetsdriftsparametrarna som används för att svetsa DSS-kortet.Ekvation (2) används för att beräkna motsvarande värmetillförsel.
Med hjälp av en Bruker Q8 MAGELLAN optisk emissionsspektrometer (OES) med en våglängd på 110 till 800 nm och SQL-databasmjukvara bestämdes den kemiska sammansättningen av svetsfogar av elektroderna E1, E2 och C, såväl som prover av basmetallen.använder gapet mellan elektroden och metallprovet som testas Genererar elektrisk energi i form av en gnista.Ett prov av komponenterna förångas och sprutas, följt av atomexcitation, som sedan avger ett specifikt linjespektrum31.För kvalitativ analys av provet mäter fotomultiplikatorröret närvaron av ett dedikerat spektrum för varje element, såväl som intensiteten av spektrumet.Använd sedan ekvationen för att beräkna det ekvivalenta gropmotståndstalet (PREN).(3) Ratio 32 och WRC 1992 tillståndsdiagram används för att beräkna krom- och nickelekvivalenterna (Creq och Nieq) från ekvationerna.(4) och (5) är 33 respektive 34;
Observera att PREN endast tar hänsyn till den positiva effekten av de tre huvudelementen Cr, Mo och N, medan kvävefaktorn x ligger i intervallet 16-30.Vanligtvis väljs x från listan med 16, 20 eller 30. I forskning om duplexa rostfria stål används oftast ett mellanvärde på 20 för att beräkna PREN35,36-värden.
Svetsade fogar gjorda med användning av olika elektroder dragtestades på en universell testmaskin (Instron 8800 UTM) med en töjningshastighet av 0,5 mm/min i enlighet med ASTM E8-21.Draghållfasthet (UTS), 0,2 % skjuvhållfasthet (YS) och töjning beräknades enligt ASTM E8-2137.
DSS 2205-svetsar slipades och polerades först med olika kornstorlekar (120, 220, 320, 400, 600, 800, 1000 och 1200) före hårdhetsanalys.Svetsade prover gjordes med elektroderna E1, E2 och C. Hårdheten mäts vid tio (10) punkter från centrum av svetsen till basmetallen med ett intervall på 1 mm.
Röntgendiffraktometer (D8 Discover, Bruker, Tyskland) konfigurerad med programvaran Bruker XRD Commander för datainsamling och Fe-filtrerad Cu-K-α-strålning med en energi på 8,04 keV motsvarande en våglängd på 1,5406 Å och en skanningshastighet på 3 ° Skanningsområde (2θ) min-1 är 38 till 103° för fasanalys med E1-, E2- och C- och BM-elektroder som finns i DSS-svetsar.Rietveld-förfiningsmetoden användes för att indexera ingående faser med hjälp av MAUD-programvaran som beskrivs av Lutterrotti39.Baserat på ASTM E1245-03 utfördes en kvantitativ metallografisk analys av mikroskopiska bilder av svetsfogarna på elektroderna E1, E2 och C med hjälp av programvaran Image J40.Resultaten av beräkning av volymfraktionen av den ferrit-austenitiska fasen, deras medelvärde och avvikelse ges i tabell.5. Som visas i exempelkonfigurationen i fig.6d, optisk mikroskopi (OM) analys utfördes på PM och svetsade fogar med elektroderna E1 och E2 för att studera morfologin hos proverna.Proverna polerades med sandpapper 120, 220, 320, 400, 600, 800, 1000, 1200, 1500 och 2000 kiselkarbid (SiC).Proverna etsades sedan elektrolytiskt i en 10% vattenhaltig oxalsyralösning vid rumstemperatur vid spänningen 5 V under 10 s och placerades på ett LEICA DM 2500 M optiskt mikroskop för morfologisk karakterisering.Ytterligare polering av provet utfördes med användning av 2500 grit kiselkarbid (SiC) papper för SEM-BSE-analys.Dessutom undersöktes svetsfogarna med avseende på mikrostruktur med hjälp av ett ultrahögupplöst fältemissionsscannande elektronmikroskop (SEM) (FEI NOVA NANOSEM 430, USA) utrustat med en EMF.Ett 20 × 10 × 6 mm prov maldes med olika SiC-sandpapper i storlek från 120 till 2500. Proverna etsades elektrolytiskt i 40 g NaOH och 100 ml destillerat vatten vid en spänning på 5 V i 15 s, och sedan monterad på en provhållare, placerad i SEM-kammaren, för att analysera prover efter att kammaren spolats med kväve.En elektronstråle som genereras av en uppvärmd volframfilament skapar ett gitter på provet för att producera bilder med olika förstoringar, och EMF-resultat har erhållits med metoderna enligt Roche et al.41 och Mokobi 42 .
En elektrokemisk potentiodynamisk polarisationsmetod enligt ASTM G59-9743 och ASTM G5-1444 användes för att utvärdera nedbrytningspotentialen hos DSS 2205-plattor svetsade med E1-, E2- och C-elektroder i en 3,5 % NaCl-miljö.Elektrokemiska tester utfördes med användning av en datorstyrd Potentiostat-Galvanostat/ZRA-apparat (modell: PC4/750, Gamry Instruments, USA).Elektrokemisk testning utfördes på en testuppsättning med tre elektroder: DSS 2205 som arbetselektrod, mättad kalomelelektrod (SCE) som referenselektrod och grafitstav som motelektrod.Mätningarna utfördes med hjälp av en elektrokemisk cell, där lösningens verkansområde var arbetselektrodens yta 0,78 cm2.Mätningar gjordes mellan -1,0 V till +1,6 V potentialer på en förstabiliserad OCP (relativt OCP) vid en skanningshastighet av 1,0 mV/s.
Elektrokemiska gropfrätningskritiska temperaturtester utfördes i 3,5 % NaCl för att utvärdera gropfrätningsmotståndet hos svetsar gjorda med E1-, E2- och C-elektroder.tydligt på groppotentialen i PB (mellan de passiva och transpassiva områdena), och svetsade prover med E1, E2, elektroder C. Därför utförs CPT-mätningar för att exakt bestämma groppotentialen för svetstillsatsmaterial.CPT-testning utfördes i enlighet med duplexa svetsrapporter av rostfritt stål45 och ASTM G150-1846.Från vart och ett av stålen som skulle svetsas (S-110A, E1-110A, E2-90A) skars prover med en yta på 1 cm2, inklusive bas-, svets- och HAZ-zonerna.Proverna polerades med användning av sandpapper och en 1 µm aluminiumoxidpulveruppslamning i enlighet med standardförfaranden för metallografisk provberedning.Efter polering rengjordes proverna med ultraljud i aceton under 2 min.En 3,5 % NaCl-testlösning sattes till CPT-testcellen och den initiala temperaturen justerades till 25°C med användning av en termostat (Neslab RTE-111).Efter att ha uppnått den initiala testtemperaturen på 25°C blåstes Ar-gasen i 15 minuter, sedan placerades proverna i cellen och OCF mättes under 15 minuter.Provet polariserades sedan genom att applicera en spänning på 0,3 V vid en initial temperatur av 25°C, och strömmen mättes under 10 min45.Börja värma lösningen med en hastighet av 1 °C/min till 50 °C.Under uppvärmningen av testlösningen används temperatursensorn för att kontinuerligt övervaka lösningens temperatur och lagra tids- och temperaturdata, och potentiostaten/galvanostaten används för att mäta strömmen.En grafitelektrod användes som motelektrod, och alla potentialer mättes i förhållande till Ag/AgCl-referenselektroden.Argonrening utfördes under hela testet.
På fig.1 visar sammansättningen (i viktprocent) av flussmedelskomponenterna Fl och F2 som används för framställning av alkaliska (E1) respektive sura (E2) elektroder.Fluxbasitetsindex används för att förutsäga de mekaniska och metallurgiska egenskaperna hos svetsfogar.F1 är komponenten av flödet som används för att belägga E1-elektroderna, vilket kallas alkaliskt flöde eftersom dess grundindex är > 1,2 (dvs. 2,40), och F2 är flödet som används för att belägga E2-elektroderna, kallat surt flöde på grund av dess basicitet index < 0,9 (dvs. 2,40).0,40).Det är tydligt att elektroder belagda med basiska flussmedel i de flesta fall har bättre mekaniska egenskaper än elektroder belagda med sura flussmedel.Denna egenskap är en funktion av dominansen av den basiska oxiden i flussmedelssammansättningssystemet för elektroden El.Tvärtom är slaggavlägsnandet (separerbarheten) och låga stänk som observerats i fogar svetsade med E2-elektroder karakteristiska för elektroder med en sur flussbeläggning med en hög halt av rutil.Denna observation överensstämmer med fynden av Gill47 att effekten av rutilinnehåll på slaggavskiljbarhet och det låga stänket av syraflödesbelagda elektroder bidrar till snabb frysning av slagg.Kaolin i flussmedelssystemet som användes för att belägga elektroderna El och E2 användes som smörjmedel, och talkpulver förbättrade elektrodernas extruderbarhet.Kaliumsilikatbindemedel i flusssystem bidrar till bättre ljusbågtändning och prestandastabilitet, och förbättrar förutom sina vidhäftningsegenskaper slaggavskiljning i svetsade produkter.Eftersom CaCO3 är en nettobrytare (slaggbrytare) i flussmedlet och tenderar att generera mycket rök vid svetsning på grund av termisk nedbrytning till CaO och ca 44% CO2, hjälper TiO2 (som nätbyggare/slaggbildare) till att minska mängden rök under svetsning.svetsning och därmed förbättra slaggavskiljbarheten som föreslagits av Jing et al.48.Fluor Flux (CaF2) är ett kemiskt aggressivt flussmedel som förbättrar lödningens renhet.Jastrzębska et al.49 rapporterade effekten av fluoridkompositionen i denna flussmedelskomposition på svetsrenhetsegenskaper.Vanligtvis tillsätts flussmedel till svetsområdet för att förbättra bågstabiliteten, lägga till legeringselement, bygga upp slagg, öka produktiviteten och förbättra kvaliteten på svetsbadet 50.
TGA-DTG-kurvorna som visas i Fig.Fig. 2a och 2b visar en viktminskning i tre steg vid uppvärmning i temperaturområdet 30–1000°C i kväveatmosfär.Resultaten i figurerna 2a och b visar att för basiska och sura flödesprover sjunker TGA-kurvan rakt ner tills den slutligen blir parallell med temperaturaxeln, runt 866,49°C respektive 849,10°C.Viktminskning på 1,30 % och 0,81 % i början av TGA-kurvorna i Fig. 2a och 2b beror på fukt som absorberas av flussmedelskomponenterna, såväl som avdunstning och uttorkning av ytfukt.De huvudsakliga sönderdelningarna av prover av huvudflödet vid det andra och tredje steget i fig.2a inträffade i temperaturområdena 619,45°C–766,36°C och 766,36°C–866,49°C, och procentandelen av deras viktminskning var 2,84 och 9,48%., respektive.Medan för de sura flödesproven i Fig. 7b, som låg i temperaturområdena 665,23°C–745,37°C och 745,37°C–849,10°C, var deras procentuella viktminskning 0,81 respektive 6,73 %, vilket tillskrevs termisk nedbrytning.Eftersom flussmedelskomponenterna är oorganiska är de flyktiga ämnena begränsade till flussmedelsblandningen.Därför är reduktion och oxidation hemskt.Detta överensstämmer med resultaten av Balogun et al.51, Kamli et al.52 och Adeleke et al.53.Summan av massförlusten för flödesprovet observerad i fig.2a och 2b är 13,26% respektive 8,43%.Mindre massförlust av flödesprover i fig.2b beror på de höga smältpunkterna för TiO2 och SiO2 (1843 respektive 1710°C) som de huvudsakliga oxiderna som utgör flussblandningen54,55, medan TiO2 och SiO2 har lägre smältpunkter.smältpunkt Primär oxid: CaCO3 (825 °C) i flussmedelsprovet i fig.2a56.Dessa förändringar i smältpunkten för primära oxider i flussmedelsblandningar är väl rapporterade av Shi et al.54, Ringdalen et al.55 och Du et al.56.Genom att observera kontinuerlig viktminskning i Fig. 2a och 2b, kan man dra slutsatsen att flussmedelsproverna som används i E1- och E2-elektrodbeläggningarna genomgår en enstegsnedbrytning, som föreslagits av Brown57.Temperaturområdet för processen kan ses från derivatkurvorna (vikt%) i fig.2a och b.Eftersom TGA-kurvan inte exakt kan beskriva den specifika temperaturen vid vilken flödessystemet genomgår fasförändring och kristallisation, används TGA-derivatet för att bestämma det exakta temperaturvärdet för varje fenomen (fasförändring) som en endotermisk topp för att förbereda flödessystemet.
TGA-DTG-kurvor som visar termisk sönderdelning av (a) alkaliskt flöde för E1-elektrodbeläggning och (b) surt flöde för E2-elektrodbeläggning.
Tabell 4 visar resultaten av spektrofotometrisk analys och SEM-EDS-analys av DSS 2205 basmetall och svetsar gjorda med användning av E1-, E2- och C-elektroder.El och E2 visade att halten krom (Cr) minskade kraftigt till 18,94 och 17,04 % och halten molybden (Mo) var 0,06 respektive 0,08 %.Värdena för svetsar med elektroderna E1 och E2 är lägre.Detta är något i linje med det beräknade PREN-värdet för den ferritiska-austenitiska fasen från SEM-EDS-analysen.Därför kan det ses att gropfrätning börjar vid det stadium med låga PREN-värden (svetsar från E1 och E2), i princip enligt beskrivningen i tabell 4. Detta tyder på utarmning och eventuell utfällning av legeringen i svetsen.Därefter visas minskningen av innehållet av Cr- och Mo-legeringselement i svetsar tillverkade med elektroderna E1 och E2 och deras låga grop-ekvivalentvärden (PREN) i Tabell 4, vilket skapar problem för att upprätthålla motståndet i aggressiva miljöer, särskilt i kloridmiljöer.-innehållande miljö.Den relativt höga nickelhalten (Ni) på 11,14 % och den tillåtna gränsen för manganhalt i svetsfogarna på E1- och E2-elektroderna kan ha haft en positiv effekt på de mekaniska egenskaperna hos svetsar som används under förhållanden som simulerar havsvatten (Fig. 3) ).gjordes med hjälp av arbetet av Yuan och Oy58 och Jing et al.48 om effekten av hög nickel- och mangankompositioner på att förbättra de mekaniska egenskaperna hos DSS-svetsade strukturer under svåra driftsförhållanden.
Dragprovningsresultat för (a) UTS och 0,2 % häng YS och (b) enhetlig och fullständig töjning och deras standardavvikelser.
Hållfasthetsegenskaperna hos basmaterialet (BM) och svetsfogar gjorda av de utvecklade elektroderna (E1 och E2) och en kommersiellt tillgänglig elektrod (C) utvärderades vid två olika svetsströmmar på 90 A och 110 A. 3(a) och (b) visa UTS, YS med 0,2 % offset, tillsammans med deras töjnings- och standardavvikelsedata.UTS- och YS-offsetresultaten på 0,2 % erhållna från fig.3a visar de optimala värdena för prov nr.1 (BM), prov nr.3 (svets E1), prov nr.5 (svets E2) och prov nr.6 (svetsar med C) är 878 och 616 MPa, 732 och 497 MPa, 687 och 461 MPa respektive 769 och 549 MPa och deras respektive standardavvikelser.Från fig.110 A) är prover numrerade 1, 2, 3, 6 respektive 7, med minsta rekommenderade dragegenskaper som överstiger 450 MPa vid dragprovning och 620 MPa i dragprov som föreslagits av Grocki32.Förlängningen av svetsprover med elektroderna E1, E2 och C, representerade av prov nr 2, nr 3, nr 4, nr 5, nr 6 och nr 7, vid svetsströmmar på 90 A och 110 A, återspeglar plasticitet respektive ärlighet.förhållande till basmetaller.Den lägre töjningen förklarades av möjliga svetsdefekter eller sammansättningen av elektrodflödet (fig. 3b).Man kan dra slutsatsen att BM duplex rostfritt stål och svetsfogar med E1-, E2- och C-elektroder i allmänhet har betydligt högre dragegenskaper på grund av sin relativt höga nickelhalt (tabell 4), men denna egenskap observerades i svetsfogar.Mindre effektiv E2 erhålls från flussmedlets sura sammansättning.Gunn59 visade effekten av nickellegeringar på att förbättra de mekaniska egenskaperna hos svetsfogar och kontrollera fasjämvikt och elementfördelning.Detta bekräftar återigen det faktum att elektroder gjorda av basiska flussmedelskompositioner har bättre mekaniska egenskaper än elektroder gjorda av sura flussmedelsblandningar, vilket föreslås av Bang et al.60.Därmed har ett betydande bidrag gjorts till den befintliga kunskapen om egenskaperna hos svetsfogen i den nya belagda elektroden (E1) med goda dragegenskaper.
På fig.Figurerna 4a och 4b visar Vickers mikrohårdhetsegenskaper för experimentella prover av svetsfogar av elektroderna El, E2 och C. 4a visar hårdhetsresultaten erhållna från en riktning av provet (från WZ till BM), och i fig. 4a.4b visar hårdhetsresultaten erhållna på båda sidor av provet.Hårdhetsvärdena som erhålls vid svetsning av prov nr 2, 3, 4 och 5, som är svetsade fogar med elektroderna E1 och E2, kan bero på den grovkorniga strukturen under stelning i svetscykler.En kraftig ökning av hårdheten observerades både i den grovkorniga HAZ och i den finkorniga HAZ av alla prov nr 2-7 (se provkoder i tabell 2), vilket kan förklaras av en möjlig förändring i mikrostrukturen hos svetsen som ett resultat av krom-svetsprover är rika på emissioner (Cr23C6) .Jämfört med andra svetsprov 2, 3, 4 och 5, är hårdhetsvärdena för svetsfogarna i prov nr 6 och 7 i fig.4a och 4b ovan (tabell 2).Enligt Mohammed et al.61 och Nowacki och Lukoje62 kan detta bero på det höga ferrit-δ-värdet och inducerade restspänningar i svetsen, samt utarmning av legeringselement som Mo och Cr i svetsen.Hårdhetsvärdena för alla övervägda experimentella prover i området för BM verkar vara konsekventa.Trenden i resultaten av hårdhetsanalys av svetsade prover överensstämmer med slutsatserna från andra forskare61,63,64.
Hårdhetsvärden för svetsfogar av DSS-prover (a) halvsektion av svetsade prover och (b) helsektion av svetsfogar.
De olika faserna som finns i den svetsade DSS 2205 med E1-, E2- och C-elektroder erhölls och XRD-spektra för diffraktionsvinkeln 2\(\theta\) visas i fig. 5. Toppar av austenit (\(\gamma\) ) och ferrit (\(\alpha\)) faser identifierades vid diffraktionsvinklar på 43° och 44°, vilket definitivt bekräftar att svetskompositionen är tvåfas 65 rostfritt stål.att DSS BM endast visar austenitiska (\(\gamma\)) och ferritiska (\(\alpha\)) faser, vilket bekräftar de mikrostrukturella resultaten som presenteras i figurerna 1 och 2. 6c, 7c och 9c.Den ferritiska (\(\alpha\)) fasen observerad med DSS BM och den höga toppen i svetsen till elektrod C är indikativa för dess korrosionsbeständighet, eftersom denna fas syftar till att öka stålets korrosionsbeständighet, vilket Davison och Redmond66 har Närvaron av ferritstabiliserande element, såsom Cr och Mo, stabiliserar effektivt den passiva filmen av materialet i kloridhaltiga miljöer.Tabell 5 visar den ferrit-austenitiska fasen genom kvantitativ metallografi.Förhållandet mellan volymfraktionen av den ferrit-austenitiska fasen i svetsfogarna i elektroden C uppnås ungefär (≈1:1).Den låga ferritfassammansättningen (\(\alfa\)) hos svetsar med E1- och E2-elektroder i volymfraktionsresultaten (tabell 5) indikerar en möjlig känslighet för en korrosiv miljö, vilket bekräftades genom elektrokemisk analys.bekräftas (fig. 10a,b)), eftersom ferritfasen ger hög hållfasthet och skydd mot klorid-inducerad spänningskorrosion.Detta bekräftas ytterligare av de låga hårdhetsvärdena som observerats i svetsarna på elektroderna E1 och E2 i fig.4a,b, som orsakas av den låga andelen ferrit i stålkonstruktionen (tabell 5).Förekomsten av obalanserade austenitiska (\(\gamma\)) och ferritiska (\(\alfa\)) faser i svetsade fogar med E2-elektroder indikerar stålets faktiska sårbarhet för jämn korrosionsangrepp.Tvärtom indikerar XPA-spektra av tvåfasstål av svetsade fogar med E1- och C-elektroder, tillsammans med resultaten av BM, vanligtvis närvaron av austenitiska och ferritiska stabiliserande element, vilket gör materialet användbart i konstruktionen och den petrokemiska industrin , eftersom hävdade Jimenez et al.65;Davidson & Redmond66;Shamant och andra67.
Optiska mikrofotografier av svetsade fogar av E1-elektroder med olika svetsgeometrier: (a) HAZ som visar smältlinjen, (b) HAZ som visar smältlinjen i högre förstoring, (c) BM för den ferritiska-austenitiska fasen, (d) svetsgeometri , (e) Visar övergångszonen i närheten, (f) HAZ visar ferritisk-austenitisk fas vid högre förstoring, (g) Svetszon visar ferritisk-austenitisk fas Dragfas.
Optiska mikrofotografier av E2-elektrodsvetsar vid olika svetsgeometrier: (a) HAZ som visar smältlinjen, (b) HAZ som visar smältlinjen vid högre förstoring, (c) BM för den ferritiska-austenitiska bulkfasen, (d) svetsgeometri, (e) ) som visar övergångszonen i närheten, (f) HAZ som visar den ferritiska-austenitiska fasen vid högre förstoring, (g) svetszon som visar den ferritiska-austenitiska fasen.
Figurerna 6a–c och, till exempel, visar den metallografiska strukturen av DSS-fogar svetsade med en E1-elektrod vid olika svetsgeometrier (Figur 6d), vilket indikerar var de optiska mikrofotografierna togs vid olika förstoringar.På fig.6a, b, f – övergångszoner för svetsfogar, som visar fasjämviktsstrukturen för ferrit-austenit.Figurerna 7a-c och till exempel visar också OM för en DSS-fog svetsad med en E2-elektrod vid olika svetsgeometrier (Figur 7d), som representerar OM-analyspunkterna vid olika förstoringar.På fig.Fig. 7a,b,f visar övergångszonen för en svetsfog i ferritisk-austenitisk jämvikt.OM i svetszonen (WZ) visas i fig.1 och fig.2. Svetsar för elektroderna E1 och E2 6g respektive 7g.OM på BM visas i figurerna 1 och 2. I fig.Fig. 6c, e och 7c, e visar fallet med svetsfogar med elektroder El respektive E2.Det ljusa området är austenitfasen och det mörksvarta området är ferritfasen.Fasjämvikter i den värmepåverkade zonen (HAZ) nära fusionslinjen indikerade bildandet av Cr2N-fällningar, som visas i SEM-BSE-mikrofotografierna i fig.8a,b och bekräftas i fig. 8a,b.9a,b.Närvaron av Cr2N observerad i ferritfasen av proverna i Fig.8a,b och bekräftat av SEM-EMF-punktanalys och EMF-linjediagram av svetsade delar (Fig. 9a-b), beror på den högre svetsvärmetemperaturen.Cirkulation påskyndar införandet av krom och kväve, eftersom hög temperatur i svetsen ökar diffusionskoefficienten för kväve.Dessa resultat stödjer studier av Ramirez et al.68 och Herenyu et al.69 som visar att, oavsett kvävehalt, avsätts Cr2N vanligtvis på ferritkorn, korngränser och α/\(\gamma\)-gränser, vilket också föreslås av andra forskare.70,71.
(a) punkt SEM-EMF-analys (1, 2 och 3) av en svetsfog med E2;
Ytmorfologin för representativa prover och deras motsvarande EMF visas i fig.10a–c.På fig.Figurerna 10a och 10b visar SEM-mikrofotografier och deras EMF-spektra av svetsfogar med användning av elektroderna El och E2 i svetszonen, respektive, och i fig.10c visar SEM-mikrofotografier och EMF-spektra av OM-innehållande austenit- (\(\gamma\)) och ferrit- (\(\alfa\)) faser utan några utfällningar.Såsom visas i EDS-spektrumet i fig. 10a ger procentandelen Cr (21,69 vikt-%) och Mo (2,65 vikt-%) jämfört med 6,25 vikt-% Ni en känsla av motsvarande balans i den ferrit-austenitiska fasen.Mikrostruktur med en hög minskning av innehållet av krom (15,97 vikt-%) och molybden (1,06 vikt-%) jämfört med ett högt innehåll av nickel (10,08 vikt-%) i mikrostrukturen i svetsfogen på elektrod E2, som visas i fikon.1. Jämför.EMF-spektrum 10b.Den nålformade formen med finare austenitisk struktur som ses i WZ som visas i fig.10b bekräftar den möjliga utarmningen av de ferriterande elementen (Cr och Mo) i svetsen och utfällningen av kromnitrid (Cr2N) – den austenitiska fasen.Fördelningen av nederbördspartiklar längs gränserna för de austenitiska (\(\gamma\)) och ferritiska (\(\alpha\)) faserna av DSS-svetsade fogar bekräftar detta påstående72,73,74.Detta resulterar också i dess dåliga korrosionsprestanda, eftersom Cr anses vara huvudelementet för att bilda en passiv film som förbättrar den lokala korrosionsbeständigheten hos stål59,75 som visas i Fig. 10b.Det kan ses att BM i SEM-mikrofotografiet i Fig. 10c visar stark kornförfining eftersom dess EDS-spektrumresultat visar Cr (23,32 vikt-%), Mo (3,33 vikt-%) och Ni (6,32 vikt-%).%) goda kemiska egenskaper.%) som ett viktigt legeringselement för att kontrollera jämviktsmikrostrukturen för den ferrit-austenitiska fasen av DSS76-strukturen.Resultaten av den sammansatta EMF-spektroskopiska analysen av E1-elektrodens svetsfogar motiverar dess användning i konstruktion och lätt aggressiva miljöer, eftersom austenitbildare och ferritstabilisatorer i mikrostrukturen överensstämmer med DSS AISI 220541.72-standarden för svetsfogar, 77.
SEM-mikrofotografier av svetsade fogar, där (a) elektrod El i svetszonen har ett EMF-spektrum, (b) elektrod E2 i svetszonen har ett EMF-spektrum, (c) OM har ett EMF-spektrum.
I praktiken har det observerats att DSS-svetsar stelnar i ett helt ferritiskt (F-läge) läge, med austenitkärnor som bildar kärnor under den ferritiska solvustemperaturen, vilket huvudsakligen är beroende av förhållandet krom till nickelekvivalent (Creq/Nieq) (> 1,95 utgör mod F) Vissa forskare har noterat denna effekt av stål på grund av den starka diffusionsförmågan hos Cr och Mo som ferritbildande element i ferritfasen8078,79.Det är tydligt att DSS 2205 BM innehåller en hög mängd Cr och Mo (visar högre Creq), men har en lägre Ni-halt än svetsen med E1, E2 och C elektroder, vilket bidrar till ett högre Creq/Nieq-förhållande.Detta är också uppenbart i den aktuella studien, som visas i tabell 4, där Creq/Nieq-förhållandet bestämdes för DSS 2205 BM över 1,95.Det kan ses att svetsar med elektroderna E1, E2 och C härdar i austenitiskt-ferritiskt läge (AF-läge), austenitiskt läge (A-läge) respektive ferritiskt-austenitiskt läge på grund av det högre innehållet i bulkläge (FA-läge) .såsom visas i tabell 4, är halten av Ni, Cr och Mo i svetsen mindre, vilket indikerar att Creq/Nieq-förhållandet är lägre än det för BM.Den primära ferriten i E2-elektrodsvetsarna hade en vermikulär ferritmorfologi och det bestämda Creq/Nieq-förhållandet var 1,20 enligt beskrivning i Tabell 4.
På fig.11a visar Open Circuit Potential (OCP) kontra tid för en AISI DSS 2205 stålkonstruktion i 3,5 % NaCl-lösning.Det kan ses att ORP-kurvan skiftar mot en mer positiv potential, vilket indikerar utseendet av en passiv film på ytan av metallprovet, en potentialminskning indikerar generaliserad korrosion, och en nästan konstant potential över tiden indikerar bildandet av en passiv film över tid., Provets yta är stabil och har en Sticky 77. Kurvorna visar de experimentella substraten under stabila förhållanden för alla prover i en elektrolyt innehållande 3,5 % NaCl-lösning, med undantag för prov 7 (svetsfog med C-elektrod), som visar lite instabilitet.Denna instabilitet kan jämföras med närvaron av kloridjoner (Cl-) i lösning, vilket kraftigt kan påskynda korrosionsreaktionen och därigenom öka graden av korrosion.Observationer under OCP-skanning utan applicerad potential visade att Cl i reaktionen kan påverka provernas motstånd och termodynamiska stabilitet i aggressiva miljöer.Ma et al.81 och Lotho et al.5 bekräftade påståendet att Cl- spelar en roll för att påskynda nedbrytningen av passiva filmer på substrat, och därmed bidra till ytterligare slitage.
Elektrokemisk analys av de studerade proverna: (a) utveckling av RSD beroende på tid och (b) potentiodynamisk polarisering av proverna i 3,5 % NaCl-lösning.
På fig.11b presenterar en jämförande analys av de potentiodynamiska polarisationskurvorna (PPC) för svetsfogar av elektroderna E1, E2 och C under påverkan av en 3,5 % NaCl-lösning.Svetsade BM-prover i PPC och 3,5 % NaCl-lösning visade passivt beteende.Tabell 5 visar de elektrokemiska analysparametrarna för proverna erhållna från PPC-kurvorna, såsom Ecorr (korrosionspotential) och Epit (pitting-korrosionspotential) och deras associerade avvikelser.Jämfört med andra prov nr 2 och nr 5, svetsade med elektroderna E1 och E2, visade prov nr 1 och nr 7 (BM och svetsfogar med elektrod C) en hög potential för gropkorrosion i NaCl-lösning (Fig. 11b) ).De högre passiveringsegenskaperna hos den förra jämfört med den senare beror på balansen mellan stålets mikrostrukturella sammansättning (austenitiska och ferritiska faser) och koncentrationen av legeringselement.På grund av närvaron av ferrit och austenitiska faser i mikrostrukturen, har Resendea et al.82 stödde det passiva beteendet hos DSS i aggressiva medier.Den låga prestandan hos prover svetsade med E1- och E2-elektroder kan associeras med utarmning av de viktigaste legeringselementen, såsom Cr och Mo, i svetszonen (WZ), eftersom de stabiliserar ferritfasen (Cr och Mo), fungerar som passivatorer Legeringar i austenitisk fas av oxiderade stål.Effekten av dessa element på gropfrätningsmotståndet är större i den austenitiska fasen än i den ferritiska fasen.Av detta skäl genomgår den ferritiska fasen passivering snabbare än den austenitiska fasen som är associerad med den första passiveringsregionen av polarisationskurvan.Dessa element har en betydande inverkan på DSS-frätningsmotståndet på grund av deras högre gropfrätningsmotstånd i den austenitiska fasen jämfört med den ferritiska fasen.Därför är den snabba passiveringen av ferritfasen 81 % högre än den för austenitfasen.Även om Cl-in-lösning har en stark negativ effekt på passiveringsförmågan hos stålfilmen83.Följaktligen kommer stabiliteten hos den passiverande filmen av provet att minska kraftigt84.Från Tabell.6 visar också att korrosionspotentialen (Ecorr) för svetsfogar med E1-elektrod är något mindre stabil i lösning jämfört med svetsfogar med E2-elektrod.Detta bekräftas också av de låga värdena för hårdheten hos svetsar med elektroderna E1 och E2 i fig.4a,b, vilket beror på det låga innehållet av ferrit (Tabell 5) och det låga innehållet av krom och molybden (Tabell 4) i stålkonstruktionen gjord av.Man kan dra slutsatsen att korrosionsbeständigheten hos stål i den simulerade marina miljön ökar med minskande svetsström och minskar med låg Cr- och Mo-halt och låg ferrithalt.Detta uttalande överensstämmer med en studie av Salim et al.85 om effekten av svetsparametrar såsom svetsström på korrosionsintegriteten hos svetsade stål.När klorid tränger in i stålet på olika sätt, såsom kapillärabsorption och diffusion, bildas gropar (gropkorrosion) med ojämn form och djup.Mekanismen är signifikant annorlunda i lösningar med högre pH där de omgivande (OH-) grupperna helt enkelt attraheras till stålytan, vilket stabiliserar den passiva filmen och ger ytterligare skydd till stålytan25,86.Den bästa korrosionsbeständigheten för prov nr 1 och nr 7 beror främst på närvaron i stålkonstruktionen av en stor mängd δ-ferrit (tabell 5) och en stor mängd Cr och Mo (tabell 4), eftersom nivån av gropkorrosion finns huvudsakligen i stål, svetsat med DSS-metoden, i delarnas austenitiska fasstruktur.Sålunda spelar legeringens kemiska sammansättning en avgörande roll för korrosionsprestandan hos den svetsade fogen87,88.Dessutom observerades det att proverna svetsade med E1- och C-elektroderna i denna studie visade lägre Ecorr-värden från PPC-kurvorna än de som svetsades med E2-elektroden från OCP-kurvorna (tabell 5).Därför börjar anodområdet vid en lägre potential.Denna förändring beror huvudsakligen på den partiella stabiliseringen av passiveringsskiktet som bildas på ytan av provet och den katodiska polariseringen som sker innan full stabilisering av OCP89 uppnås.På fig.12a och b visar optiska 3D-profileringsbilder av experimentellt korroderade prover under olika svetsförhållanden.Det kan ses att gropkorrosionsstorleken hos provstyckena ökar med den lägre gropkorrosionspotential som skapas av den höga svetsströmmen på 110 A (fig. 12b), jämförbar med gropkorrosionsstorleken som erhålls för svetsar med ett lägre svetsströmförhållande på 90 A. (Fig. 12a).Detta bekräftar Mohammed90s påstående att glidband bildas på ytan av provet för att förstöra ytpassiveringsfilmen genom att exponera substratet för en 3,5% NaCl-lösning så att kloriden börjar attackera, vilket gör att materialet löses upp.
SEM-EDS-analysen i Tabell 4 visar att PREN-värdena för varje austenitisk fas är högre än de för ferrit i alla svetsar och BM.Initieringen av gropbildning vid gränsytan ferrit/austenit påskyndar förstörelsen av det passiva materialskiktet på grund av inhomogeniteten och segregeringen av element som förekommer i dessa områden91.Till skillnad från den austenitiska fasen, där värdet för punktfrätningsmotståndsekvivalenten (PRE) är högre, beror gropbildningsinitieringen i den ferritiska fasen på det lägre PRE-värdet (tabell 4).Austenitfasen tycks innehålla en betydande mängd austenitstabilisator (kvävelöslighet), vilket ger en högre koncentration av detta element och därför högre motståndskraft mot gropfrätning92.
På fig.Figur 13 visar kritiska punktfrätningstemperaturkurvor för E1-, E2- och C-svetsar.Med tanke på att strömtätheten ökade till 100 µA/cm2 på grund av gropfrätning under ASTM-testet, är det tydligt att @110A-svetsen med E1 visade en minsta punktkritisk temperatur på 27,5°C följt av E2 @ 90A-lödning visar en CPT på 40 °C, och i fallet med C@110A är den högsta CPT 41°C.De observerade resultaten överensstämmer väl med de observerade resultaten av polarisationstest.
De mekaniska egenskaperna och korrosionsbeteendet hos duplexa svetsar i rostfritt stål undersöktes med de nya E1- och E2-elektroderna.Den alkaliska elektroden (E1) och den sura elektroden (E2) som användes i SMAW-processen belades framgångsrikt med en flussmedelskomposition med ett totalt täckningsförhållande på 1,7 mm och ett alkaliskt index på 2,40 respektive 0,40.Den termiska stabiliteten hos flussmedel framställda med användning av TGA i ett inert medium har utvärderats.Närvaron av en hög halt av TiO2 (%) i flussmedelsmatrisen förbättrade slaggavlägsnandet av svetsar för elektroder belagda med surt flussmedel (E2) jämfört med elektroder belagda med basiskt flussmedel (E1).Även om de två belagda elektroderna (E1 och E2) har en god bågstartförmåga.Svetsförhållanden, särskilt värmetillförsel, svetsström och hastighet, spelar en avgörande roll för att uppnå austenit/ferritfasbalansen för DSS 2205-svetsar och svetsens utmärkta mekaniska egenskaper.Fogarna svetsade med E1-elektroden visade utmärkta dragegenskaper (skjuvning 0,2 % YS = 497 MPa och UTS = 732 MPa), vilket bekräftar att de basiska flussmedelsbelagda elektroderna har ett högt basicitetsindex jämfört med de sura flussmedelsbelagda elektroderna.Elektroder uppvisar bättre mekaniska egenskaper med låg alkalinitet.Det är uppenbart att det i svetsfogarna av elektroder med en ny beläggning (E1 och E2) inte finns någon jämvikt i den ferrit-austenitiska fasen, vilket avslöjades med OES- och SEM-EDS-analys av svetsen och kvantifierades med volymfraktionen i svetsen.Metallografi bekräftade deras SEM-studie.mikrostrukturer.Detta beror främst på utarmningen av legeringselement som Cr och Mo och eventuell frisättning av Cr2N under svetsning, vilket bekräftas av EDS-linjeskanning.Detta stöds ytterligare av de låga hårdhetsvärdena som observeras i svetsar med E1- och E2-elektroder på grund av deras låga andel ferrit- och legeringselement i stålkonstruktionen.Bevisets korrosionspotential (Ecorr) för svetsarna med E1-elektroden visade sig vara något mindre motståndskraftig mot lösningskorrosion jämfört med svetsarna med E2-elektroden.Detta bekräftar effektiviteten hos de nyutvecklade elektroderna i svetsar testade i 3,5 % NaCl-miljö utan flussblandningslegering.Man kan dra slutsatsen att korrosionsbeständigheten i den simulerade marina miljön ökar med minskande svetsström.Sålunda förklarades utfällningen av karbider och nitrider och den efterföljande minskningen av korrosionsbeständigheten hos svetsade fogar med hjälp av E1- och E2-elektroder av en ökad svetsström, vilket ledde till en obalans i fasbalansen för svetsfogar från dubbla ändamål.
På begäran kommer data för denna studie att tillhandahållas av respektive författare.
Smook O., Nenonen P., Hanninen H. och Liimatainen J. Mikrostruktur av superduplex rostfritt stål bildad genom pulvermetallurgi varm isostatisk pressning vid industriell värmebehandling.Metall.alma mater.Trans.A 35, 2103. https://doi.org/10.1007/s11661-004-0158-9 (2004).
Kuroda T., Ikeuchi K. och Kitagawa Y. Mikrostrukturkontroll vid sammanfogning av moderna rostfria stål.In Processing New Materials for Advanced Electromagnetic Energy, 419–422 (2005).
Smook O. Mikrostruktur och egenskaper hos superduplex rostfria stål av modern pulvermetallurgi.Kungliga Tekniska Högskolan (2004)
Lotto, TR och Babalola, P. Polarisationskorrosionsbeteende och mikrostrukturanalys av AA1070 aluminium- och kiselkarbidmatriskompositer vid syrakloridkoncentrationer.Övertygande ingenjör.4, 1. https://doi.org/10.1080/23311916.2017.1422229 (2017).
Bonollo F., Tiziani A. och Ferro P. Svetsprocess, mikrostrukturförändring och slutliga egenskaper hos duplex och superduplex rostfria stål.Duplext rostfritt stål 141–159 (John Wiley & Sons Inc., Hoboken, 2013).
Kisasoz A., Gurel S. och Karaaslan A. Inverkan av glödgningstid och kylhastighet på avsättningsprocessen i tvåfas korrosionsbeständigt stål.Metall.vetenskapen.värmebehandling.57, 544. https://doi.org/10.1007/s11041-016-9919-5 (2016).
Shrikant S, Saravanan P, Govindarajan P, Sisodia S och Ravi K. Utveckling av magra duplexa rostfria stål (LDSS) med utmärkta mekaniska och korrosionsegenskaper i laboratoriet.Avancerat alma mater.lagringstank.794, 714 (2013).
Murkute P., Pasebani S. och Isgor OB Metallurgiska och elektrokemiska egenskaper hos beklädnadsskikt av superduplex rostfritt stål på substrat av mjukt stål erhållna genom laserlegering i ett pulverskikt.vetenskapen.Rep. 10, 10162. https://doi.org/10.1038/s41598-020-67249-2 (2020).
Oshima, T., Khabara, Y. och Kuroda, K. Ansträngningar för att spara nickel i austenitiska rostfria stål.ISIJ International 47, 359. https://doi.org/10.2355/isijinternational.47.359 (2007).
Oikawa W., Tsuge S. och Gonome F. Utveckling av en ny serie magra duplexa rostfria stål.NSSC 2120™, NSSC™ 2351. NIPPON Steel Technical Report No. 126 (2021).