Compoziția chimică a tubului spiralat din oțel inoxidabil 321 Proprietăți mecanice și comportament la coroziune a unei suduri duplex din oțel inoxidabil cu un electrod nou

Vă mulțumim că ați vizitat Nature.com.Utilizați o versiune de browser cu suport limitat pentru CSS.Pentru cea mai bună experiență, vă recomandăm să utilizați un browser actualizat (sau să dezactivați Modul de compatibilitate în Internet Explorer).În plus, pentru a asigura suport continuu, arătăm site-ul fără stiluri și JavaScript.
Glisoare care arată trei articole pe diapozitiv.Utilizați butoanele înapoi și următorul pentru a vă deplasa prin diapozitive sau butoanele controlerului de diapozitive de la sfârșit pentru a vă deplasa prin fiecare diapozitiv.

Compoziție chimică a tubului bobină din oțel inoxidabil 321

Compoziția chimică a tuburilor spiralate din oțel inoxidabil 321 este următoarea:
- Carbon: 0,08% max
- Mangan: 2,00% max
- Nichel: 9,00% min

Proprietăți mecanice ale tubului bobină din oțel inoxidabil 321

Conform producătorului de tuburi din oțel inoxidabil 321, proprietățile mecanice ale tuburilor din oțel inoxidabil 321 sunt tabulate mai jos: Rezistența la tracțiune (psi) Limita de curgere (psi) Alungire (%)

Aplicații și utilizări ale tubului spiralat din oțel inoxidabil 321

În multe aplicații de inginerie, proprietățile mecanice și de coroziune ale structurilor sudate duplex din oțel inoxidabil (DSS) sunt cei mai importanți factori.Studiul actual a investigat proprietățile mecanice și rezistența la coroziune a sudurilor duplex din oțel inoxidabil într-un mediu care simulează 3,5% NaCl folosind un electrod nou special proiectat, fără adăugarea de elemente de aliere la probele de flux.Două tipuri diferite de fluxuri cu un indice de bază de 2,40 și 0,40 au fost utilizate pe electrozii E1 și E2 pentru sudarea plăcilor DSS, respectiv.Stabilitatea termică a compozițiilor fluxului a fost evaluată folosind analiza termogravimetrică.Compoziția chimică, precum și proprietățile mecanice și de coroziune ale îmbinărilor sudate au fost evaluate folosind spectroscopie de emisie în conformitate cu diferite standarde ASTM.Difracția cu raze X este utilizată pentru a determina fazele prezente în sudurile DSS, iar scanarea electronului cu EDS este utilizată pentru a inspecta microstructura sudurilor.Rezistența la tracțiune a îmbinărilor sudate realizate cu electrozii E1 a fost între 715-732 MPa, la electrozii E2 – 606-687 MPa.Curentul de sudare a fost mărit de la 90 A la 110 A, iar duritatea a crescut.Îmbinările sudate cu electrozi E1 acoperiți cu fluxuri de bază au proprietăți mecanice mai bune.Structura de oțel are rezistență ridicată la coroziune într-un mediu de 3,5% NaCl.Acest lucru confirmă operabilitatea îmbinărilor sudate realizate cu electrozi nou dezvoltați.Rezultatele sunt discutate în ceea ce privește epuizarea elementelor de aliere precum Cr și Mo observată în sudurile cu electrozii acoperiți E1 și E2 și eliberarea de Cr2N în sudurile realizate cu electrozii E1 și E2.
Din punct de vedere istoric, prima mențiune oficială a oțelului inoxidabil duplex (DSS) datează din 1927, când a fost folosit doar pentru anumite turnări și nu a fost folosit în majoritatea aplicațiilor tehnice datorită conținutului său ridicat de carbon1.Dar, ulterior, conținutul standard de carbon a fost redus la o valoare maximă de 0,03%, iar aceste oțeluri au devenit utilizate pe scară largă în diverse domenii2,3.DSS este o familie de aliaje cu cantități aproximativ egale de ferită și austenită.Cercetările au arătat că faza feritică din DSS oferă o protecție excelentă împotriva fisurării prin coroziune indusă de clorură (SCC), care a fost o problemă importantă pentru oțelurile inoxidabile austenitice (ASS) în secolul al XX-lea.Pe de altă parte, în unele sectoare de inginerie și alte industrii4 cererea de depozitare crește cu o rată de până la 20% pe an.Acest oțel inovator cu o structură austenitic-feritică în două faze poate fi obținut prin selecția adecvată a compoziției, rafinare fizico-chimică și termomecanică.În comparație cu oțelul inoxidabil monofazat, DSS are o limită de curgere mai mare și o capacitate superioară de a rezista la SCC5, 6, 7, 8. Structura duplex oferă acestor oțeluri o rezistență de neegalat, duritate și rezistență crescută la coroziune în medii agresive care conțin acizi, cloruri acide, apă de mare și substanțe chimice corozive9.Datorită fluctuațiilor anuale ale prețurilor aliajelor de nichel (Ni) pe piața generală, structura DSS, în special tipul cu nichel scăzut (DSS slab), a obținut multe realizări remarcabile în comparație cu fierul cubic centrat pe față (FCC)10, 11. Principalul problema modelelor ASE constă în faptul că sunt supuse diferitelor condiții dure.Prin urmare, diverse departamente de inginerie și companii încearcă să promoveze oțeluri inoxidabile alternative cu conținut scăzut de nichel (Ni), care au performanțe la fel de bine sau mai bune decât ASS tradiționale cu sudabilitate adecvată și sunt utilizate în aplicații industriale, cum ar fi schimbătoarele de căldură cu apă de mare și industria chimică.container 13 pentru medii cu o concentrație mare de cloruri.
În progresul tehnologic modern, producția sudată joacă un rol vital.În mod obișnuit, elementele structurale DSS sunt îmbinate prin sudare cu arc ecranat cu gaz sau sudare cu arc ecranat cu gaz.Sudura este afectată în principal de compoziția electrodului utilizat pentru sudare.Electrozii de sudare sunt formați din două părți: metal și flux.Cel mai adesea, electrozii sunt acoperiți cu flux, un amestec de metale care, atunci când sunt descompuse, eliberează gaze și formează o zgură protectoare pentru a proteja sudarea de contaminare, pentru a crește stabilitatea arcului și adaugă o componentă de aliere pentru a îmbunătăți calitatea sudurii14. .Fonta, aluminiul, oțelul inoxidabil, oțelul moale, oțelul de înaltă rezistență, cuprul, alama și bronzul sunt unele dintre metalele electrozilor de sudură, în timp ce celuloza, pulberea de fier și hidrogenul sunt unele dintre materialele de flux utilizate.Uneori se adaugă sodiu, titan și potasiu la amestecul de flux.
Unii cercetători au încercat să studieze efectul configurației electrozilor asupra integrității mecanice și la coroziune a structurilor din oțel sudate.Singh și colab.15 a investigat efectul compoziției fluxului asupra alungirii și rezistenței la tracțiune a sudurilor sudate prin sudarea cu arc scufundat.Rezultatele arată că CaF2 și NiO sunt principalii determinanți ai rezistenței la tracțiune în comparație cu prezența FeMn.Chirag et al.16 au investigat compușii SMAW variind concentrația de rutil (TiO2) într-un amestec de flux de electrozi.S-a constatat că proprietățile microdurității au crescut datorită creșterii procentului și migrării carbonului și siliciului.Kumar [17] a studiat proiectarea și dezvoltarea fluxurilor aglomerate pentru sudarea cu arc scufundat a tablelor de oțel.Nwigbo și Atuanya18 au investigat utilizarea lianților de silicat de sodiu bogați în potasiu pentru producerea de fluxuri de sudare cu arc și au găsit suduri cu o rezistență ridicată la tracțiune de 430 MPa și o structură de cereale acceptabilă.Lothongkum et al.19 au folosit o metodă potențiocinetică pentru a studia fracția de volum a austenitei din oțel inoxidabil duplex 28Cr–7Ni–O–0,34N într-o soluție de NaCl saturată cu aer la o concentrație de 3,5% în greutate.în condiţii de pH.şi 27°C.Atât oțelurile inoxidabile duplex, cât și microduplex prezintă același efect al azotului asupra comportamentului la coroziune.Azotul nu a afectat potențialul sau rata de coroziune la pH 7 și 10, cu toate acestea, potențialul de coroziune la pH 10 a fost mai mic decât la pH 7. Pe de altă parte, la toate nivelurile de pH studiate, potențialul a început să crească odată cu creșterea conținutului de azot. .Lacerda şi colab.20 au studiat pittingul oțelurilor inoxidabile duplex UNS S31803 și UNS S32304 în soluție de NaCl 3,5% utilizând polarizarea potențiodinamică ciclică.Într-o soluție de 3,5% în greutate de NaCl, s-au găsit semne de pitting pe cele două plăci de oțel investigate.Oțelul UNS S31803 are un potențial de coroziune (Ecorr), un potențial de pitting (Epit) și o rezistență la polarizare (Rp) mai mare decât oțelul UNS S32304.Oțelul UNS S31803 are o repasivitate mai mare decât oțelul UNS S32304.Potrivit unui studiu al lui Jiang et al.[21], vârful de reactivare corespunzător fazei duble (faza austenită și ferită) a oțelului inoxidabil duplex include până la 65% din compoziția feritei, iar densitatea curentului de reactivare a feritei crește odată cu creșterea timpului de tratament termic.Este bine cunoscut faptul că fazele austenitice și feritice prezintă reacții electrochimice diferite la potențiale electrochimice diferite21,22,23,24.Abdo et al.25 au folosit măsurători potențiodinamice ale spectroscopiei de polarizare și spectroscopiei de impedanță electrochimică pentru a studia coroziunea indusă electrochimic a aliajului 2205 DSS sudat cu laser în apă de mare artificială (3,5% NaCl) în condiții de aciditate și alcalinitate variate.S-a observat coroziune prin pitting pe suprafețele expuse ale eșantioanelor DSS testate.Pe baza acestor constatări, s-a stabilit că există o relație proporțională între pH-ul mediului de dizolvare și rezistența peliculei formate în procesul de transfer al sarcinii, care afectează direct formarea pitting-ului și specificarea acesteia.Scopul acestui studiu a fost de a înțelege modul în care o compoziție de electrod de sudură nou dezvoltată afectează integritatea mecanică și rezistentă la uzură a DSS 2205 sudat într-un mediu NaCl de 3,5%.
Mineralele de flux (ingredientele) utilizate în formulările de acoperire a electrozilor au fost carbonat de calciu (CaCO3) din districtul Obajana, statul Kogi, Nigeria, fluorură de calciu (CaF2) din statul Taraba, Nigeria, dioxid de siliciu (SiO2), pudră de talc (Mg3Si4O10(OH). ) )2) și rutil (TiO2) au fost obținute din Jos, Nigeria, iar caolinul (Al2(OH)4Si2O5) a fost obținut din Kankara, Statul Katsina, Nigeria.Silicatul de potasiu este folosit ca liant, este obținut din India.
După cum se arată în Tabelul 1, oxizii constituenți au fost cântăriți independent pe o balanță digitală.Apoi a fost amestecat cu un liant de silicat de potasiu (23% în greutate) într-un malaxor electric (model: 641-048) de la Indian Steel and Wire Products Ltd. (ISWP) timp de 30 de minute pentru a obține o pastă semisolidă omogenă.Fluxul amestecat umed este presat într-o formă cilindrică de la mașina de brichetare și alimentat în camera de extrudare la o presiune de 80 până la 100 kg/cm2, iar din camera de alimentare a sârmei este alimentat în extruderul de sârmă inoxidabilă cu diametrul de 3,15 mm.Fluxul este alimentat printr-un sistem de duză/matrice și este injectat în extruder pentru a extruda electrozii.S-a obținut un factor de acoperire de 1,70 mm, unde factorul de acoperire este definit ca raportul dintre diametrul electrodului și diametrul firului.Apoi electrozii acoperiți au fost uscați în aer timp de 24 de ore și apoi calcinați într-un cuptor cu muflă (model PH-248-0571/5448) la 150–250 °C\(-\) timp de 2 ore.Utilizați ecuația pentru a calcula alcalinitatea fluxului.(1) 26;
Stabilitatea termică a probelor de flux din compozițiile E1 și E2 a fost determinată utilizând analiza termogravimetrică (TGA).O probă de aproximativ 25,33 mg de flux a fost încărcată în TGA pentru analiză.Experimentele au fost efectuate într-un mediu inert obținut printr-un flux continuu de N2 la o viteză de 60 ml/min.Proba a fost încălzită de la 30°C la 1000°C la o viteză de încălzire de 10°C/min.Urmând metodele menționate de Wang et al.27, Xu et al.28 și Dagwa et al.29, descompunerea termică și pierderea în greutate a probelor la anumite temperaturi au fost evaluate din diagrame TGA.
Procesați două plăci DSS de 300 x 60 x 6 mm pentru a se pregăti pentru lipire.Canalul în V a fost proiectat cu un spațiu de 3 mm la rădăcină, orificiu pentru rădăcină de 2 mm și un unghi de canelura de 60°.Placa a fost apoi clătită cu acetonă pentru a îndepărta posibilii contaminanți.Sudați plăcile folosind un sudor cu arc metalic ecranat (SMAW) cu polaritate pozitivă a electrodului de curent continuu (DCEP) folosind electrozi acoperiți (E1 și E2) și un electrod de referință (C) cu un diametru de 3,15 mm.Prelucrarea cu descărcare electrică (EDM) (Model: Excetek-V400) a fost utilizată pentru prelucrarea probelor de oțel sudate pentru testarea mecanică și caracterizarea coroziunii.Tabelul 2 prezintă codul exemplu și descrierea, iar Tabelul 3 prezintă diferiții parametri de operare de sudare utilizați pentru sudarea plăcii DSS.Ecuația (2) este utilizată pentru a calcula aportul de căldură corespunzător.
Folosind un spectrometru de emisie optică Bruker Q8 MAGELLAN (OES) cu o lungime de undă de 110 până la 800 nm și un software de bază de date SQL, a fost determinată compoziția chimică a îmbinărilor de sudură ale electrozilor E1, E2 și C, precum și mostre de metal de bază.folosește decalajul dintre electrod și proba de metal supusă încercării Generează energie electrică sub forma unei scântei.O probă din componente este vaporizată și pulverizată, urmată de excitația atomică, care emite ulterior un spectru de linii specifice31.Pentru analiza calitativă a probei, tubul fotomultiplicator măsoară prezența unui spectru dedicat fiecărui element, precum și intensitatea spectrului.Apoi utilizați ecuația pentru a calcula numărul de rezistență echivalent la pitting (PREN).(3) Raportul 32 și diagrama de stare WRC 1992 sunt utilizate pentru a calcula echivalenții de crom și nichel (Creq și Nieq) din ecuații.(4) și (5) sunt 33 și, respectiv, 34;
Rețineți că PREN ia în considerare doar impactul pozitiv al celor trei elemente principale Cr, Mo și N, în timp ce factorul de azot x este în intervalul 16-30.De obicei, x este selectat din lista de 16, 20 sau 30. În cercetarea oțelurilor inoxidabile duplex, o valoare intermediară de 20 este cel mai frecvent utilizată pentru a calcula valorile PREN35,36.
Îmbinările sudate realizate folosind diferiți electrozi au fost testate la tracțiune pe o mașină de testare universală (Instron 8800 UTM) la o rată de deformare de 0,5 mm/min în conformitate cu ASTM E8-21.Rezistența la tracțiune (UTS), 0,2% rezistența la curgere la forfecare (YS) și alungirea au fost calculate conform ASTM E8-2137.
Sudurile DSS 2205 au fost mai întâi șlefuite și lustruite folosind diferite dimensiuni de granulație (120, 220, 320, 400, 600, 800, 1000 și 1200) înainte de analiza durității.Probele sudate au fost realizate cu electrozii E1, E2 și C. Duritatea se măsoară în zece (10) puncte de la centrul sudurii la metalul de bază cu un interval de 1 mm.
Difractometru cu raze X (D8 Discover, Bruker, Germania) configurat cu software-ul Bruker XRD Commander pentru colectarea datelor și radiație Cu-K-α filtrată cu Fe cu o energie de 8,04 keV corespunzând unei lungimi de undă de 1,5406 Å și o viteză de scanare de 3 ° Domeniul de scanare (2θ) min-1 este de la 38 la 103° pentru analiza de fază cu electrozi E1, E2 și C și BM prezenți în sudurile DSS.Metoda de rafinare Rietveld a fost utilizată pentru a indexa fazele constituente folosind software-ul MAUD descris de Lutterotti39.Pe baza ASTM E1245-03, a fost efectuată o analiză metalografică cantitativă a imaginilor microscopice ale îmbinărilor de sudură ale electrozilor E1, E2 și C folosind software-ul Image J40.Rezultatele calculării fracției volumice a fazei ferită-austenitică, valoarea medie și abaterea acestora sunt date în tabel.5. După cum se arată în configurația exemplu din fig.6d, analiza microscopiei optice (OM) a fost efectuată pe PM și îmbinări sudate cu electrozii E1 și E2 pentru a studia morfologia probelor.Probele au fost lustruite cu șmirghel de carbură de siliciu (SiC) cu granulație 120, 220, 320, 400, 600, 800, 1000, 1200, 1500 și 2000.Probele au fost apoi gravate electrolitic într-o soluție apoasă de acid oxalic 10% la temperatura camerei la o tensiune de 5 V timp de 10 s și plasate pe un microscop optic LEICA DM 2500 M pentru caracterizarea morfologică.Lustruirea ulterioară a probei a fost efectuată folosind hârtie de carbură de siliciu (SiC) cu granulație 2500 pentru analiza SEM-BSE.În plus, îmbinările sudate au fost examinate pentru microstructură utilizând un microscop electronic cu scanare cu emisie de câmp (SEM) de ultra-înaltă rezoluție (FEI NOVA NANOSEM 430, SUA) echipat cu un EMF.O probă de 20 × 10 × 6 mm a fost măcinată folosind diferite șmirghel SiC cu dimensiuni cuprinse între 120 și 2500. Probele au fost gravate electrolitic în 40 g de NaOH și 100 ml apă distilată la o tensiune de 5 V timp de 15 s, apoi montat pe un suport de probă, situat în camera SEM, pentru analiza probelor după purjarea camerei cu azot.Un fascicul de electroni generat de un filament de tungsten încălzit creează un rețea pe eșantion pentru a produce imagini la diferite măriri, iar rezultatele EMF au fost obținute folosind metodele lui Roche și colab.41 și Mokobi 42 .
O metodă de polarizare potențiodinamică electrochimică conform ASTM G59-9743 și ASTM G5-1444 a fost utilizată pentru a evalua potențialul de degradare al plăcilor DSS 2205 sudate cu electrozi E1, E2 și C într-un mediu NaCl 3,5%.Testele electrochimice au fost efectuate folosind un aparat controlat de calculator Potentiostat-Galvanostat/ZRA (model: PC4/750, Gamry Instruments, SUA).Testarea electrochimică a fost efectuată pe o configurație de testare cu trei electrozi: DSS 2205 ca electrod de lucru, electrod de calomel saturat (SCE) ca electrod de referință și tijă de grafit ca contraelectrod.Măsurătorile au fost efectuate folosind o celulă electrochimică, în care aria de acțiune a soluției a fost aria electrodului de lucru 0,78 cm2.Măsurătorile au fost făcute între potențiale de -1,0 V până la +1,6 V pe un OCP prestabilizat (față de OCP) la o rată de scanare de 1,0 mV/s.
Au fost efectuate teste electrochimice de temperatură critică în NaCl 3,5% pentru a evalua rezistența la pitting a sudurilor realizate cu electrozi E1, E2 și C.clar asupra potențialului de pitting în PB (între regiunile pasivă și transpasivă) și eșantioane sudate cu E1, E2, Electrozi C. Prin urmare, măsurătorile CPT sunt efectuate pentru a determina cu precizie potențialul de pitting al consumabilelor de sudură.Testarea CPT a fost efectuată în conformitate cu rapoartele de sudură duplex din oțel inoxidabil45 și ASTM G150-1846.Din fiecare dintre oțelurile care urmează să fie sudate (S-110A, E1-110A, E2-90A), au fost tăiate mostre cu o suprafață de 1 cm2, inclusiv baza, sudarea și zonele HAZ.Probele au fost lustruite folosind hârtie șmirghel și o suspensie de pulbere de alumină de 1 um în conformitate cu procedurile standard de preparare a probelor metalografice.După lustruire, probele au fost curățate cu ultrasunete în acetonă timp de 2 minute.O soluție de testare NaCl 3,5% a fost adăugată la celula de testare CPT și temperatura inițială a fost ajustată la 25°C folosind un termostat (Neslab RTE-111).După atingerea temperaturii inițiale de testare de 25°C, gazul Ar a fost suflat timp de 15 minute, apoi probele au fost plasate în celulă și OCF a fost măsurat timp de 15 minute.Proba a fost apoi polarizată prin aplicarea unei tensiuni de 0,3 V la o temperatură inițială de 25°C, iar curentul a fost măsurat timp de 10 min45.Începeți încălzirea soluției la o viteză de 1 °C/min până la 50 °C.În timpul încălzirii soluției de testare, senzorul de temperatură este utilizat pentru a monitoriza în mod continuu temperatura soluției și pentru a stoca datele de timp și temperatură, iar potențiostatul/galvanostatul este folosit pentru a măsura curentul.A fost folosit un electrod de grafit ca contraelectrod și toate potențialele au fost măsurate în raport cu electrodul de referință Ag/AgCl.Purjarea cu argon a fost efectuată pe tot parcursul testului.
Pe fig.1 prezintă compoziția (în procente în greutate) a componentelor fluxului F1 și F2 utilizate pentru producerea electrozilor alcalini (E1) și respectiv acizi (E2).Indicele de bazicitate a fluxului este utilizat pentru a prezice proprietățile mecanice și metalurgice ale îmbinărilor sudate.F1 este componenta fluxului utilizat pentru acoperirea electrozilor E1, care se numește flux alcalin deoarece indicele său de bază este > 1,2 (adică 2,40), iar F2 este fluxul utilizat pentru acoperirea electrozilor E2, numit flux acid datorită bazicității sale. indice < 0,9 (adică 2,40).0,40).Este clar că electrozii acoperiți cu fluxuri bazice în cele mai multe cazuri au proprietăți mecanice mai bune decât electrozii acoperiți cu fluxuri acide.Această caracteristică este o funcție a dominantei oxidului de bază în sistemul de compoziție a fluxului pentru electrodul E1.Dimpotrivă, îndepărtarea zgurii (separabilitatea) și stropii scăzute observate în îmbinările sudate cu electrozi E2 sunt caracteristice electrozilor cu un strat de flux acid cu un conținut ridicat de rutil.Această observație este în concordanță cu constatările lui Gill47 că efectul conținutului de rutil asupra detașării zgurii și stropirea scăzută a electrozilor acoperiți cu flux acid contribuie la înghețarea rapidă a zgurii.Caolinul din sistemul de flux utilizat pentru acoperirea electrozilor E1 și E2 a fost folosit ca lubrifiant, iar pulberea de talc a îmbunătățit extrudabilitatea electrozilor.Lianții de silicat de potasiu din sistemele de flux contribuie la o mai bună aprindere a arcului și la stabilitatea performanței și, pe lângă proprietățile lor adezive, îmbunătățesc separarea zgurii în produsele sudate.Deoarece CaCO3 este un spargător de plasă (spărgător de zgură) în flux și tinde să genereze mult fum în timpul sudării din cauza descompunerii termice în CaO și aproximativ 44% CO2, TiO2 (ca generator de net / formator de zgură) ajută la reducerea cantității. de fum în timpul sudării .sudarea și astfel îmbunătățirea detașării zgurii așa cum sugerează Jing și colab.48.Fluxul de fluor (CaF2) este un flux agresiv din punct de vedere chimic care îmbunătățește curățenia lipiturii.Jastrzębska și colab.49 au raportat efectul compoziției de fluor a acestei compoziții de flux asupra proprietăților de curățare a sudurii.De obicei, fluxul este adăugat în zona de sudură pentru a îmbunătăți stabilitatea arcului, pentru a adăuga elemente de aliere, pentru a acumula zgură, pentru a crește productivitatea și pentru a îmbunătăți calitatea bazinului de sudură 50.
Curbele TGA-DTG prezentate în Fig.2a și 2b arată o pierdere în greutate în trei etape la încălzire în intervalul de temperatură de 30-1000 ° C într-o atmosferă de azot.Rezultatele din figurile 2a și b arată că, pentru probele de flux bazic și acid, curba TGA coboară direct în jos până când în cele din urmă devine paralelă cu axa temperaturii, în jur de 866,49 °C și, respectiv, 849,10 °C.Pierderea în greutate de 1,30% și 0,81% la începutul curbelor TGA din Fig. 2a și 2b se datorează umidității absorbite de componentele fluxului, precum și evaporării și deshidratării umidității de suprafață.Principalele descompuneri ale probelor fluxului principal la a doua și a treia etapă din fig.2a a avut loc în intervalele de temperatură 619,45°C–766,36°C și 766,36°C–866,49°C, iar procentul pierderii lor în greutate a fost de 2,84 și 9,48%., respectiv.În timp ce pentru probele de flux acid din Fig. 7b, care se aflau în intervalele de temperatură 665,23°C–745,37°C și 745,37°C–849,10°C, pierderea lor procentuală în greutate a fost de 0,81 și, respectiv, 6,73%, ceea ce a fost atribuit descompunere termică.Deoarece componentele fluxului sunt anorganice, volatilele sunt limitate la amestecul de flux.Prin urmare, reducerea și oxidarea sunt îngrozitoare.Acest lucru este în concordanță cu rezultatele lui Balogun și colab.51, Kamli și colab.52 și Adeleke și colab.53.Suma pierderilor de masă a probei de flux observată în fig.2a și 2b sunt 13,26% și, respectiv, 8,43%.Mai puțină pierdere de masă a probelor de flux în fig.2b se datorează punctelor de topire ridicate ale TiO2 și SiO2 (1843 și respectiv 1710°C) ca oxizi principali care alcătuiesc amestecul de flux54,55, în timp ce TiO2 și SiO2 au puncte de topire mai mici.punct de topire Oxid primar: CaCO3 (825 °C) în proba de flux din fig.2a56.Aceste modificări ale punctului de topire al oxizilor primari în amestecurile de flux sunt bine raportate de Shi et al.54, Ringdalen et al.55 și Du et al.56.Observând pierderea continuă în greutate în Fig. 2a și 2b, se poate concluziona că probele de flux utilizate în acoperirile electrozilor E1 și E2 suferă o descompunere într-o singură etapă, așa cum sugerează Brown57.Intervalul de temperatură al procesului poate fi văzut din curbele derivate (% în greutate) din fig.2a și b.Deoarece curba TGA nu poate descrie cu exactitate temperatura specifică la care sistemul de flux suferă schimbare de fază și cristalizare, derivatul TGA este utilizat pentru a determina valoarea exactă a temperaturii fiecărui fenomen (schimbarea de fază) ca un vârf endotermic pentru a pregăti sistemul de flux.
Curbele TGA-DTG care arată descompunerea termică a (a) fluxului alcalin pentru acoperirea electrodului E1 și (b) fluxului acid pentru acoperirea electrodului E2.
Tabelul 4 prezintă rezultatele analizei spectrofotometrice și analizei SEM-EDS a metalului de bază DSS 2205 și sudurilor realizate folosind electrozi E1, E2 și C.E1 și E2 au arătat că conținutul de crom (Cr) a scăzut brusc la 18,94 și 17,04%, iar conținutul de molibden (Mo) a fost de 0,06 și, respectiv, 0,08%.valorile sudurilor cu electrozii E1 și E2 sunt mai mici.Aceasta este ușor în concordanță cu valoarea PREN calculată pentru faza feritic-austenitică din analiza SEM-EDS.Prin urmare, se poate observa că pittingul începe în stadiul cu valori PREN scăzute (suduri de la E1 și E2), practic așa cum este descris în Tabelul 4. Acest lucru indică epuizarea și posibila precipitare a aliajului în sudare.Ulterior, reducerea conținutului de elemente de aliere Cr și Mo în sudurile produse cu electrozii E1 și E2 și valorile lor scăzute echivalente la pitting (PREN) sunt prezentate în Tabelul 4, ceea ce creează o problemă pentru menținerea rezistenței în medii agresive, în special în medii clorurate.-mediu conţinând.Conținutul relativ ridicat de nichel (Ni) de 11,14% și limita admisă a conținutului de mangan în îmbinările sudate ale electrozilor E1 și E2 ar fi putut avea un efect pozitiv asupra proprietăților mecanice ale sudurilor utilizate în condiții care simulează apa de mare (Fig. 3). ).au fost realizate folosind lucrările lui Yuan și Oy58 și Jing și colab.48 asupra efectului compozițiilor ridicate de nichel și mangan asupra îmbunătățirii proprietăților mecanice ale structurilor sudate DSS în condiții severe de funcționare.
Rezultatele testelor de tracțiune pentru (a) UTS și 0,2% sag YS și (b) alungire uniformă și completă și abaterile standard ale acestora.
Proprietățile de rezistență ale materialului de bază (BM) și îmbinările sudate realizate din electrozii dezvoltați (E1 și E2) și un electrod disponibil comercial (C) au fost evaluate la doi curenți de sudare diferiți de 90 A și 110 A. 3(a) și (b) arată UTS, YS cu 0,2% offset, împreună cu datele lor de alungire și deviație standard.UTS și YS au compensat rezultatele de 0,2% obținute din Fig.3a arată valorile optime pentru proba nr.1 (BM), proba nr.3 (sudura E1), proba nr.5 (sudura E2) si proba nr.6 (sudură cu C) sunt 878 și 616 MPa, 732 și 497 MPa, 687 și 461 MPa și, respectiv, 769 și 549 MPa și deviațiile standard respective ale acestora.Din fig.110 A) sunt eșantioane numerotate 1, 2, 3, 6 și, respectiv, 7, cu proprietăți de tracțiune minime recomandate de peste 450 MPa în încercarea de tracțiune și 620 MPa în încercarea de tracțiune propuse de Grocki32.Alungirea epruvetelor de sudura cu electrozii E1, E2 si C, reprezentata de probele nr. 2, nr. 3, nr. 4, nr. 5, nr. 6 si nr. 7, la curenti de sudare de 90 A si 110 A, respectiv, reflectă plasticitate și onestitate.raport cu metalele comune.Alungirea mai mică a fost explicată prin posibile defecte de sudare sau compoziția fluxului electrodului (Fig. 3b).Se poate concluziona că oțelul inoxidabil BM duplex și îmbinările sudate cu electrozi E1, E2 și C în general au proprietăți de tracțiune semnificativ mai mari datorită conținutului lor relativ ridicat de nichel (Tabelul 4), dar această proprietate a fost observată la îmbinările sudate.E2 mai puțin eficient se obține din compoziția acidă a fluxului.Gunn59 a demonstrat efectul aliajelor de nichel asupra îmbunătățirii proprietăților mecanice ale îmbinărilor sudate și asupra controlului echilibrului de fază și distribuției elementelor.Acest lucru confirmă din nou faptul că electrozii fabricați din compoziții de flux de bază au proprietăți mecanice mai bune decât electrozii fabricați din amestecuri de flux acide, așa cum sugerează Bang și colab.60.Astfel, s-a adus o contribuție semnificativă la cunoștințele existente despre proprietățile îmbinării sudate a noului electrod acoperit (E1) cu proprietăți bune de întindere.
Pe fig.Figurile 4a și 4b prezintă caracteristicile de microduritate Vickers ale probelor experimentale de îmbinări sudate ale electrozilor E1, E2 și C. 4a prezintă rezultatele de duritate obținute dintr-o direcție a probei (de la WZ la BM), iar în fig.4b prezintă rezultatele de duritate obținute pe ambele părți ale probei.Valorile de duritate obținute în timpul sudării probelor nr. 2, 3, 4 și 5, care sunt îmbinări sudate cu electrozii E1 și E2, se pot datora structurii cu granulație grosieră în timpul solidificării în ciclurile de sudare.O creștere bruscă a durității a fost observată atât în ​​HAZ cu granulație grosieră, cât și în HAZ cu granulație fină a tuturor probelor nr. 2-7 (vezi codurile eșantioanelor din Tabelul 2), care poate fi explicată printr-o posibilă modificare a microstructurii sudura ca urmare a probelor de crom-sudare sunt bogate in emisii (Cr23C6) .În comparație cu alte probe de sudură 2, 3, 4 și 5, valorile durității îmbinărilor sudate ale probelor nr. 6 și 7 din Fig.4a și 4b de mai sus (Tabelul 2).Potrivit lui Mohammed et al.61 și Nowacki și Lukoje62, acest lucru se poate datora valorii mari a feritei δ și tensiunilor reziduale induse în sudare, precum și epuizării elementelor de aliere, cum ar fi Mo și Cr, în sudare.Valorile durității tuturor probelor experimentale considerate în zona BM par să fie consistente.Tendința rezultatelor analizei de duritate a epruvetelor sudate este în concordanță cu concluziile altor cercetători61,63,64.
Valorile durității îmbinărilor sudate ale specimenelor DSS (a) jumătate de secțiune a probelor sudate și (b) secțiunea completă a îmbinărilor sudate.
S-au obținut diferitele faze prezente în DSS 2205 sudat cu electrozi E1, E2 și C și spectrele XRD pentru unghiul de difracție 2\(\theta\) sunt prezentate în Fig. 5. Vârfurile austenitei (\(\gamma\) ) și ferită (\(\alpha\)) au fost identificate la unghiuri de difracție de 43° și 44°, confirmând concludent că compoziția sudurii este din oțel inoxidabil 65 bifazic.că DSS BM prezintă doar faze austenitice (\(\gamma\)) și feritice (\(\alpha\)), confirmând rezultatele microstructurale prezentate în figurile 1 și 2. 6c, 7c și 9c.Faza feritică (\(\alpha\)) observată cu DSS BM și vârful înalt în sudarea la electrodul C sunt indicative ale rezistenței sale la coroziune, deoarece această fază urmărește creșterea rezistenței la coroziune a oțelului, așa cum au făcut Davison și Redmond66. S-a afirmat că prezența elementelor de stabilizare a ferită, cum ar fi Cr și Mo, stabilizează eficient filmul pasiv al materialului în medii care conțin clorură.Tabelul 5 prezintă faza ferită-austenitică prin metalografie cantitativă.Raportul fracției volumice a fazei ferită-austenitică în îmbinările sudate ale electrodului C se realizează aproximativ (≈1:1).Compoziția de fază cu ferită scăzută (\(\alpha\)) a sudurilor folosind electrozi E1 și E2 în rezultatele fracțiunii de volum (Tabelul 5) indică o posibilă sensibilitate la un mediu corosiv, care a fost confirmată prin analiză electrochimică.confirmat (Fig. 10a, b)), deoarece faza de ferită oferă rezistență ridicată și protecție împotriva fisurării coroziunii la efort indusă de clorură.Acest lucru este confirmat în continuare de valorile scăzute ale durității observate în sudurile electrozilor E1 și E2 din fig.4a,b, care sunt cauzate de proporția scăzută de ferită din structura de oțel (Tabelul 5).Prezența fazelor austenitice (\(\gamma\)) și feritice (\(\alpha\)) dezechilibrate în îmbinările sudate folosind electrozi E2 indică vulnerabilitatea reală a oțelului la atacul uniform de coroziune.Dimpotrivă, spectrele XPA ale oțelurilor bifazate ale îmbinărilor sudate cu electrozi E1 și C, împreună cu rezultatele BM, indică de obicei prezența elementelor de stabilizare austenitice și feritice, ceea ce face ca materialul să fie util în construcții și industria petrochimică. , pentru că au argumentat Jimenez et al.65;Davidson & Redmond66;Shamant şi alţii67.
Micrografii optice ale îmbinărilor sudate ale electrozilor E1 cu diferite geometrii de sudură: (a) HAZ care arată linia de fuziune, (b) HAZ care arată linia de fuziune la o mărire mai mare, (c) BM pentru faza feritic-austenitică, (d) geometria sudurii , (e) Arată zona de tranziție din apropiere, (f) HAZ arată faza feritic-austenitică la o mărire mai mare, (g) Zona de sudură arată faza feritic-austenitică Faza de tracțiune.
Micrografii optice ale sudurilor electrodului E2 la diferite geometrii de sudură: (a) HAZ care arată linia de fuziune, (b) HAZ care arată linia de fuziune la o mărire mai mare, (c) BM pentru faza în vrac feritic-austenitică, (d) geometria sudurii, (e) ) care arată zona de tranziție din vecinătate, (f) HAZ care arată faza feritic-austenitică la o mărire mai mare, (g) zona de sudare care arată faza feritic-austenitică.
Figurile 6a-c și, de exemplu, arată structura metalografică a îmbinărilor DSS sudate folosind un electrod E1 la diferite geometrii de sudare (Figura 6d), indicând unde au fost făcute micrografiile optice la diferite măriri.Pe fig.6a, b, f – zone de tranziție ale îmbinărilor sudate, demonstrând structura de echilibru de fază a ferită-austenită.Figurile 7a-c și, de exemplu, arată, de asemenea, OM al unei îmbinări DSS sudate folosind un electrod E2 la diferite geometrii de sudare (Figura 7d), reprezentând punctele de analiză OM la diferite măriri.Pe fig.7a,b,f arată zona de tranziție a unei îmbinări sudate în echilibru feritic-austenitic.OM în zona de sudare (WZ) este prezentat în fig.1 și fig.2. Suduri pentru electrozii E1 și E2 6g și respectiv 7g.OM pe BM este prezentat în figurile 1 și 2. În fig.6c, e și 7c, e prezintă cazul îmbinărilor sudate cu electrozii E1 și, respectiv, E2.Zona deschisă este faza austenită, iar zona neagră închisă este faza ferită.Echilibrele de fază în zona afectată de căldură (HAZ) din apropierea liniei de fuziune au indicat formarea precipitatelor de Cr2N, așa cum se arată în micrografiile SEM-BSE din Fig.8a,b și confirmat în fig.9a,b.Prezența Cr2N observată în faza de ferită a probelor din Fig.8a,b și confirmată prin analiza punctului SEM-EMF și diagramele liniare EMF ale pieselor sudate (Fig. 9a-b), se datorează temperaturii mai ridicate a căldurii de sudare.Circulația accelerează introducerea cromului și azotului, deoarece temperatura ridicată în sudare crește coeficientul de difuzie al azotului.Aceste rezultate susțin studiile lui Ramirez și colab.68 și Herenyu și colab.69 care arată că, indiferent de conținutul de azot, Cr2N este de obicei depus pe granule de ferită, granițele de granule și limitele α/\(\gamma\), așa cum sugerează și de alti cercetatori.70,71.
(a) analiza spot SEM-EMF (1, 2 și 3) a unei îmbinări sudate cu E2;
Morfologia de suprafață a eșantioanelor reprezentative și EMF-urile lor corespunzătoare sunt prezentate în Fig.10a–c.Pe fig.Figurile 10a și 10b prezintă micrografii SEM și spectrele lor EMF ale îmbinărilor sudate folosind electrozii E1 și, respectiv, E2 în zona de sudare, și în fig.10c prezintă micrografii SEM și spectre EMF ale OM care conțin faze de austenită (\(\gamma\)) și ferită (\(\alfa\)) fără precipitate.Așa cum se arată în spectrul EDS din Fig. 10a, procentul de Cr (21,69% în greutate) și Mo (2,65%) în comparație cu 6,25% în greutate Ni oferă o idee a echilibrului corespunzător al fazei ferită-austenitică.Microstructură cu o reducere mare a conținutului de crom (15,97% în greutate și molibden (1,06%) în comparație cu un conținut ridicat de nichel (10,08% în greutate) în microstructura îmbinării sudate a electrodului E2, prezentată în smochin.1. Comparați.Spectru EMF 10b.Forma aciculară cu structură austenitică cu granulație mai fină văzută în WZ prezentată în fig.10b confirmă posibila epuizare a elementelor de feritizare (Cr și Mo) în sudură și precipitarea nitrurii de crom (Cr2N) – faza austenitică.Distribuția particulelor de precipitare de-a lungul limitelor fazelor austenitice (\(\gamma\)) și feritice (\(\alpha\)) ale îmbinărilor sudate DSS confirmă această afirmație72,73,74.Acest lucru duce, de asemenea, la performanța sa slabă la coroziune, deoarece Cr este considerat a fi elementul principal pentru formarea unei pelicule pasive care îmbunătățește rezistența la coroziune locală a oțelului59,75 așa cum se arată în Fig. 10b.Se poate observa că BM din micrografia SEM din Fig. 10c prezintă o rafinare puternică a granulelor, deoarece rezultatele sale din spectrul EDS arată Cr (23,32% în greutate), Mo (3,33%) și Ni (6,32% în greutate).%) proprietăți chimice bune.%) ca element de aliere important pentru verificarea microstructurii de echilibru a fazei ferit-austenitice a structurii DSS76.Rezultatele analizei spectroscopice compoziționale EMF a îmbinărilor sudate ale electrodului E1 justifică utilizarea acestuia în construcții și în medii ușor agresive, deoarece formatorii de austenită și stabilizatorii de ferită din microstructură respectă standardul DSS AISI 220541.72 pentru îmbinările sudate, 77.
Micrografii SEM ale îmbinărilor sudate, unde (a) electrodul E1 al zonei de sudare are un spectru EMF, (b) electrodul E2 al zonei de sudare are un spectru EMF, (c) OM are un spectru EMF.
În practică, s-a observat că sudurile DSS se solidifică într-un mod complet feritic (mod F), cu nuclee de austenită nucleându-se sub temperatura solvusului feritic, care depinde în principal de raportul echivalent crom/nichel (Creq/Nieq) (> 1,95 constituie modul F) Unii cercetători au observat acest efect al oțelului datorită capacității puternice de difuzare a Cr și Mo ca elemente formatoare de ferită în faza de ferită8078,79.Este clar că DSS 2205 BM conține o cantitate mare de Cr și Mo (care arată Creq mai mare), dar are un conținut mai mic de Ni decât sudura cu electrozi E1, E2 și C, ceea ce contribuie la un raport Creq/Nieq mai mare.Acest lucru este evident și în studiul curent, așa cum se arată în Tabelul 4, unde raportul Creq/Nieq a fost determinat pentru DSS 2205 BM peste 1,95.Se poate observa că sudurile cu electrozii E1, E2 și C se întăresc în modul austenitic-feritic (mod AF), mod austenitic (mod A) și, respectiv, mod feritic-austenitic, datorită conținutului mai mare de modul vrac (mod FA) .), după cum se arată în Tabelul 4, conținutul de Ni, Cr și Mo din sudare este mai mic, ceea ce indică faptul că raportul Creq/Nieq este mai mic decât cel al BM.Ferita primară din sudurile electrodului E2 a avut o morfologie de ferită vermiculară și raportul Creq/Nieq determinat a fost 1,20 așa cum este descris în Tabelul 4.
Pe fig.11a prezintă potențialul de circuit deschis (OCP) în funcție de timp pentru o structură de oțel AISI DSS 2205 în soluție de NaCl 3,5%.Se poate observa că curba ORP se deplasează către un potențial mai pozitiv, indicând apariția unei pelicule pasive pe suprafața probei de metal, o scădere a potențialului indică coroziune generalizată, iar un potențial aproape constant în timp indică formarea unui film pasiv de-a lungul timpului., Suprafața probei este stabilă și are un Sticky 77. Curbele prezintă substraturile experimentale în condiții stabile pentru toate probele dintr-un electrolit care conține 3,5% soluție de NaCl, cu excepția probei 7 (imbinare de sudură cu electrod C), care arată o instabilitate mică.Această instabilitate poate fi comparată cu prezența ionilor de clorură (Cl-) în soluție, care pot accelera foarte mult reacția de coroziune, crescând astfel gradul de coroziune.Observațiile din timpul scanării OCP fără potențialul aplicat au arătat că Cl din reacție poate afecta rezistența și stabilitatea termodinamică a probelor în medii agresive.Ma și colab.81 şi Lotho şi colab.5 a confirmat afirmația că Cl- joacă un rol în accelerarea degradării filmelor pasive pe substraturi, contribuind astfel la uzura ulterioară.
Analiza electrochimică a probelor studiate: (a) evoluția RSD în funcție de timp și (b) polarizarea potențiodinamică a probelor în soluție de NaCl 3,5%.
Pe fig.11b prezintă o analiză comparativă a curbelor de polarizare potențiodinamică (PPC) ale îmbinărilor sudate ale electrozilor E1, E2 și C sub influența unei soluții de NaCl 3,5%.Probele de BM sudate în PPC și soluție de NaCl 3,5% au prezentat un comportament pasiv.Tabelul 5 prezintă parametrii de analiză electrochimică a probelor obținute din curbele PPC, cum ar fi Ecorr (potențial de coroziune) și Epit (potențial de coroziune în pitting) și abaterile asociate acestora.În comparație cu alte probe Nr. 2 și Nr. 5, sudate cu electrozii E1 și E2, probele Nr. 1 și Nr. 7 (BM și îmbinări sudate cu electrodul C) au prezentat un potențial ridicat de coroziune prin pitting în soluția de NaCl (Fig. 11b). ).Proprietățile de pasivizare mai mari ale primului în comparație cu cele din urmă se datorează echilibrului compoziției microstructurale a oțelului (faze austenitice și feritice) și concentrației elementelor de aliere.Datorită prezenței fazelor ferite și austenitice în microstructură, Resendea și colab.82 a susținut comportamentul pasiv al DSS în mediile agresive.Performanța scăzută a probelor sudate cu electrozi E1 și E2 poate fi asociată cu epuizarea elementelor principale de aliere, cum ar fi Cr și Mo, în zona de sudare (WZ), deoarece stabilizează faza de ferită (Cr și Mo), acționează ca pasivatoare Aliaje în faza austenitică a oţelurilor oxidate.Efectul acestor elemente asupra rezistenței la picking este mai mare în faza austenitică decât în ​​faza feritică.Din acest motiv, faza feritică suferă o pasivare mai rapidă decât faza austenitică asociată cu prima regiune de pasivare a curbei de polarizare.Aceste elemente au un impact semnificativ asupra rezistenței la pitting DSS datorită rezistenței lor mai mari la pitting în faza austenitică comparativ cu faza feritică.Prin urmare, pasivarea rapidă a fazei de ferită este cu 81% mai mare decât cea a fazei austenite.Deși Cl- în soluție are un efect negativ puternic asupra capacității de pasivare a peliculei de oțel83.În consecință, stabilitatea filmului de pasivizare a probei va fi mult redusă84.Din Tabel.6 arată, de asemenea, că potențialul de coroziune (Ecorr) al îmbinărilor sudate cu electrod E1 este oarecum mai puțin stabil în soluție în comparație cu îmbinările sudate cu electrodul E2.Acest lucru este confirmat și de valorile scăzute ale durității sudurilor folosind electrozii E1 și E2 din fig.4a,b, care se datorează conținutului scăzut de ferită (Tabelul 5) și conținutului scăzut de crom și molibden (Tabelul 4) din structura de oțel din.Se poate concluziona că rezistența la coroziune a oțelurilor în mediul marin simulat crește odată cu scăderea curentului de sudare și scade cu conținut scăzut de Cr și Mo și conținut scăzut de ferită.Această afirmație este în concordanță cu un studiu al lui Salim și colab.85 privind efectul parametrilor de sudare precum curentul de sudare asupra integrității la coroziune a oțelurilor sudate.Pe măsură ce clorura pătrunde în oțel prin diferite mijloace, cum ar fi absorbția și difuzia capilară, se formează gropi (coroziunea prin pitting) de formă și adâncime neuniformă.Mecanismul este semnificativ diferit în soluțiile cu pH mai mare, unde grupurile din jur (OH-) sunt pur și simplu atrase de suprafața oțelului, stabilizând filmul pasiv și oferind protecție suplimentară suprafeței de oțel25,86.Cea mai bună rezistență la coroziune a probelor nr. 1 și nr. 7 se datorează în principal prezenței în structura de oțel a unei cantități mari de δ-ferită (Tabelul 5) și a unei cantități mari de Cr și Mo (Tabelul 4), deoarece nivelul de coroziune prin pitting este prezent în principal în oțelul, sudat prin metoda DSS, în structura în fază austenitică a pieselor.Astfel, compoziția chimică a aliajului joacă un rol decisiv în performanța la coroziune a îmbinării sudate87,88.În plus, s-a observat că probele sudate cu electrozii E1 și C în acest studiu au prezentat valori Ecorr mai mici din curbele PPC decât cele sudate cu electrodul E2 din curbele OCP (Tabelul 5).Prin urmare, regiunea anodică începe la un potențial mai scăzut.Această modificare se datorează în principal stabilizării parțiale a stratului de pasivare format pe suprafața probei și polarizării catodice care are loc înainte de a se obține stabilizarea completă a OCP89.Pe fig.12a și b prezintă imagini de profiler optic 3D ale specimenelor corodate experimental în diferite condiții de sudare.Se poate observa că mărimea coroziunii prin pitting a probelor crește odată cu potențialul de coroziune mai mic creat de curentul mare de sudare de 110 A (Fig. 12b), comparabil cu dimensiunea coroziunii prin pitting obținută pentru sudurile cu un raport de curent de sudare mai mic de 90 A. (Fig. 12a).Acest lucru confirmă afirmația lui Mohammed90 că pe suprafața probei se formează benzi de alunecare pentru a distruge filmul de pasivizare a suprafeței prin expunerea substratului la o soluție de NaCl 3,5%, astfel încât clorura să înceapă să atace, provocând dizolvarea materialului.
Analiza SEM-EDS din Tabelul 4 arată că valorile PREN ale fiecărei faze austenitice sunt mai mari decât cele ale feritei în toate sudurile și BM.Inițierea pitting-ului la interfața ferită/austenită accelerează distrugerea stratului de material pasiv datorită neomogenității și segregării elementelor care apar în aceste zone91.Spre deosebire de faza austenitică, unde valoarea echivalentului rezistenței la pitting (PRE) este mai mare, inițierea pitting în faza feritică se datorează valorii PRE mai scăzute (Tabelul 4).Faza austenită pare să conţină o cantitate semnificativă de stabilizator de austenită (solubilitate în azot), care asigură o concentraţie mai mare a acestui element şi, prin urmare, o rezistenţă mai mare la pitting92.
Pe fig.Figura 13 prezintă curbele critice de temperatură de pitting pentru sudurile E1, E2 și C.Având în vedere că densitatea de curent a crescut la 100 µA/cm2 din cauza pitting-ului în timpul testului ASTM, este clar că sudarea @110A cu E1 a arătat o temperatură critică minimă de pitting de 27,5°C urmată de E2 @ 90A lipirea arată un CPT de 40 °C, iar în cazul C@110A cel mai mare CPT este de 41°C.Rezultatele observate sunt în acord cu rezultatele observate ale testelor de polarizare.
Proprietățile mecanice și comportamentul la coroziune a sudurilor din oțel inoxidabil duplex au fost investigate folosind noii electrozi E1 și E2.Electrodul alcalin (E1) și electrodul acid (E2) utilizate în procesul SMAW au fost acoperite cu succes cu o compoziție de flux cu un raport de acoperire total de 1,7 mm și un indice alcalin de 2,40 și, respectiv, 0,40.S-a evaluat stabilitatea termică a fluxurilor preparate folosind TGA într-un mediu inert.Prezența unui conținut ridicat de TiO2 (%) în matricea de flux a îmbunătățit îndepărtarea zgurii sudurilor pentru electrozii acoperiți cu flux acid (E2) comparativ cu electrozii acoperiți cu flux bazic (E1).Deși cei doi electrozi acoperiți (E1 și E2) au o bună capacitate de pornire a arcului.Condițiile de sudare, în special aportul de căldură, curentul și viteza de sudare, joacă un rol critic în atingerea echilibrului de fază austenită/ferită a sudurilor DSS 2205 și a proprietăților mecanice excelente ale sudurii.Îmbinările sudate cu electrodul E1 au prezentat proprietăți de tracțiune excelente (forfecare 0,2% YS = 497 MPa și UTS = 732 MPa), confirmând faptul că electrozii acoperiți cu flux bazic au un indice de bazicitate ridicat în comparație cu electrozii acoperiți cu flux acid.Electrozii prezintă proprietăți mecanice mai bune cu alcalinitate scăzută.Este evident că în îmbinările sudate ale electrozilor cu un nou înveliș (E1 și E2) nu există un echilibru al fazei ferită-austenitică, care a fost evidențiat folosind analiza OES și SEM-EDS a sudurii și cuantificat prin fracția de volum în sudura.Metalografia a confirmat studiul lor SEM.microstructuri.Acest lucru se datorează în principal epuizării elementelor de aliere precum Cr și Mo și posibilei eliberări de Cr2N în timpul sudării, ceea ce este confirmat de scanarea liniei EDS.Acest lucru este susținut și de valorile scăzute ale durității observate la sudurile cu electrozi E1 și E2 datorită proporției reduse de ferită și elemente de aliaj în structura de oțel.Evidența potențialului de coroziune (Ecorr) al sudurilor folosind electrodul E1 s-a dovedit a fi puțin mai puțin rezistent la coroziunea soluției în comparație cu sudurile care utilizează electrodul E2.Acest lucru confirmă eficacitatea electrozilor nou dezvoltați în sudurile testate în mediu NaCl 3,5% fără compoziție de aliaj de amestec de flux.Se poate concluziona că rezistența la coroziune în mediul marin simulat crește odată cu scăderea curentului de sudare.Astfel, precipitarea carburilor și nitrururilor și scăderea ulterioară a rezistenței la coroziune a îmbinărilor sudate folosind electrozi E1 și E2 a fost explicată printr-un curent de sudare crescut, ceea ce a dus la un dezechilibru în echilibrul de fază al îmbinărilor sudate din oțeluri cu dublă utilizare.
La cerere, datele pentru acest studiu vor fi furnizate de autorul respectiv.
Smook O., Nenonen P., Hanninen H. și Liimatainen J. Microstructura din oțel inoxidabil super duplex format prin presare izostatică la cald în metalurgia pulberilor în tratamentul termic industrial.Metal.Alma Mater.transă.A 35, 2103. https://doi.org/10.1007/s11661-004-0158-9 (2004).
Kuroda T., Ikeuchi K. și Kitagawa Y. Controlul microstructurii în îmbinarea oțelurilor inoxidabile moderne.În Procesarea materialelor noi pentru energie electromagnetică avansată, 419–422 (2005).
Smook O. Microstructura și proprietățile oțelurilor inoxidabile super duplex ale metalurgiei pulberilor moderne.Institutul Regal de Tehnologie (2004)
Lotto, TR și Babalola, P. Comportamentul la coroziune prin polarizare și analiza microstructurală a compozitelor cu matrice de aluminiu și carbură de siliciu AA1070 la concentrații de clorură acidă.Inginer persuasiv.4, 1. https://doi.org/10.1080/23311916.2017.1422229 (2017).
Bonollo F., Tiziani A. și Ferro P. Procesul de sudare, modificarea microstructurală și proprietățile finale ale oțelurilor inoxidabile duplex și super duplex.Oțel inoxidabil duplex 141–159 (John Wiley & Sons Inc., Hoboken, 2013).
Kisasoz A., Gurel S. și Karaaslan A. Influența timpului de recoacere și a vitezei de răcire asupra procesului de depunere în oțelurile rezistente la coroziune în două faze.Metal.știința.tratament termic.57, 544. https://doi.org/10.1007/s11041-016-9919-5 (2016).
Shrikant S, Saravanan P, Govindarajan P, Sisodia S și Ravi K. Dezvoltarea oțelurilor inoxidabile lean duplex (LDSS) cu proprietăți mecanice și de coroziune excelente în laborator.Avansat alma mater.rezervor de stocare.794, 714 (2013).
Murkute P., Pasebani S. și Isgor OB Proprietăți metalurgice și electrochimice ale straturilor de placare din oțel inoxidabil super duplex pe substraturi din oțel moale obținute prin aliere cu laser într-un strat de pulbere.știința.Rep. 10, 10162. https://doi.org/10.1038/s41598-020-67249-2 (2020).
Oshima, T., Khabara, Y. și Kuroda, K. Eforturi de economisire a nichelului în oțelurile inoxidabile austenitice.ISIJ International 47, 359. https://doi.org/10.2355/isijinternational.47.359 (2007).
Oikawa W., Tsuge S. și Gonome F. Dezvoltarea unei noi serii de oțeluri inoxidabile lean duplex.NSSC 2120™, NSSC™ 2351. NIPPON Steel Technical Report Nr. 126 (2021).