Děkujeme, že jste navštívili Nature.com.Používáte verzi prohlížeče s omezenou podporou CSS.Chcete-li dosáhnout nejlepšího výsledku, doporučujeme použít aktualizovaný prohlížeč (nebo vypnout režim kompatibility v aplikaci Internet Explorer).Abychom zajistili trvalou podporu, zobrazujeme web bez stylů a JavaScriptu.
Posuvníky zobrazující tři články na snímku.Pro pohyb mezi snímky použijte tlačítka zpět a další, pro pohyb po jednotlivých snímcích použijte tlačítka posuvného ovladače na konci.
Chemické složení spirálové trubky z nerezové oceli 321
Chemické složení spirálových trubek z nerezové oceli 321 je následující:
- Uhlík: max. 0,08 %
- Mangan: max. 2,00 %
- Nikl: 9,00 % min
| Školní známka | C | Mn | Si | P | S | Cr | N | Ni | Ti |
| 321 | max. 0,08 | 2,0 max | 1,0 max | 0,045 max | max. 0,030 | 17:00 – 19:00 | 0,10 max | 9:00 – 12:00 | 5(C+N) – 0,70 max |
Mechanické vlastnosti spirálové trubky z nerezové oceli 321
Podle výrobce spirálových trubek z nerezové oceli 321 jsou mechanické vlastnosti spirálových trubek z nerezové oceli 321 uvedeny v tabulce níže: Pevnost v tahu (psi) Mez kluzu (psi) Tažnost (%)
| Materiál | Hustota | Bod tání | Pevnost v tahu | Mez kluzu (0,2 % offset) | Prodloužení |
| 321 | 8,0 g/cm3 | 1457 °C (2650 °F) | Psi – 75000 , MPa – 515 | Psi – 30000 , MPa – 205 | 35 % |
Aplikace a použití spirálové trubky z nerezové oceli 321
V mnoha strojírenských aplikacích jsou nejdůležitějšími faktory mechanické a korozní vlastnosti duplexních svařovaných konstrukcí z nerezové oceli (DSS).Současná studie zkoumala mechanické vlastnosti a korozní odolnost duplexních svarů nerezové oceli v prostředí simulujícím 3,5% NaCl pomocí speciálně navržené nové elektrody bez přidání legujících prvků do vzorků tavidla.Pro svařování desek DSS byly na elektrodách E1 a E2 použity dva různé typy tavidel se základním indexem 2,40 a 0,40.Tepelná stabilita kompozic tavidel byla hodnocena pomocí termogravimetrické analýzy.Chemické složení i mechanické a korozní vlastnosti svarových spojů byly hodnoceny pomocí emisní spektroskopie v souladu s různými normami ASTM.Rentgenová difrakce se používá k určení fází přítomných v DSS svarech a rastrovací elektron s EDS se používá ke kontrole mikrostruktury svarů.Pevnost v tahu svarových spojů elektrodami E1 byla v rozmezí 715-732 MPa, elektrodami E2 606-687 MPa.Svařovací proud se zvýšil z 90 A na 110 A a zvýšila se také tvrdost.Lepší mechanické vlastnosti mají svarové spoje s elektrodami E1 obalenými bazickými tavidly.Ocelová konstrukce má vysokou odolnost proti korozi v prostředí 3,5% NaCl.To potvrzuje provozuschopnost svarových spojů vyrobených nově vyvinutými elektrodami.Výsledky jsou diskutovány z hlediska úbytku legujících prvků, jako je Cr a Mo, pozorovaného ve svarech s obalenými elektrodami E1 a E2, a uvolňování Cr2N ve svarech vyrobených pomocí elektrod E1 a E2.
Historicky první oficiální zmínka o duplexní nerezové oceli (DSS) pochází z roku 1927, kdy se používala pouze pro určité odlitky a ve většině technických aplikací se nepoužívala kvůli vysokému obsahu uhlíku1.Následně však byl standardní obsah uhlíku snížen na maximální hodnotu 0,03 % a tyto oceli se staly široce používány v různých oblastech2,3.DSS je rodina slitin s přibližně stejným množstvím feritu a austenitu.Výzkum ukázal, že feritická fáze v DSS poskytuje vynikající ochranu proti koroznímu praskání vyvolanému chloridy (SCC), což byl důležitý problém pro austenitické nerezové oceli (ASS) ve 20. století.Na druhou stranu v některých strojírenských a jiných odvětvích4 poptávka po skladování roste až o 20 % ročně.Tuto inovativní ocel s dvoufázovou austeniticko-feritickou strukturou lze získat vhodnou volbou složení, fyzikálně-chemickou a termomechanickou rafinací.Ve srovnání s jednofázovou nerezovou ocelí má DSS vyšší mez kluzu a vynikající schopnost odolávat SCC5, 6, 7, 8. Duplexní struktura dává těmto ocelím nepřekonatelnou pevnost, houževnatost a zvýšenou odolnost proti korozi v agresivních prostředích obsahujících kyseliny, chloridy kyselin, kovy, kovy, kovy, kovy, kovy a kovy mořská voda a korozivní chemikálie9.V důsledku každoročních cenových výkyvů slitin niklu (Ni) na běžném trhu dosáhla struktura DSS, zejména typu s nízkým obsahem niklu (lean DSS), mnoha vynikajících úspěchů ve srovnání s kubickým železem s plošným středem (FCC)10, 11. problém návrhů ASE je v tom, že jsou vystaveny různým drsným podmínkám.Různá inženýrská oddělení a společnosti se proto snaží propagovat alternativní nízkoniklové (Ni) nerezové oceli, které fungují stejně dobře nebo lépe než tradiční ASS s vhodnou svařitelností a používají se v průmyslových aplikacích, jako jsou výměníky tepla s mořskou vodou a chemický průmysl.nádoba 13 pro prostředí s vysokou koncentrací chloridů.
V moderním technologickém pokroku hraje svařovaná výroba zásadní roli.Typicky jsou konstrukční prvky DSS spojeny obloukovým svařováním v ochranné atmosféře nebo obloukovým svařováním v ochranném plynu.Na svar má vliv především složení elektrody použité pro svařování.Svařovací elektrody se skládají ze dvou částí: kovu a tavidla.Nejčastěji jsou elektrody potaženy tavidlem, směsí kovů, která při rozkladu uvolňuje plyny a tvoří ochrannou strusku, která chrání svar před znečištěním, zvyšuje stabilitu oblouku a přidává legující složku pro zlepšení kvality svařování14 .Litina, hliník, nerezová ocel, měkká ocel, vysokopevnostní ocel, měď, mosaz a bronz jsou některé ze svařovacích elektrodových kovů, zatímco celulóza, železný prášek a vodík jsou některé z používaných tavicích materiálů.Někdy se do směsi tavidla přidává také sodík, titan a draslík.
Někteří výzkumníci se pokusili studovat vliv konfigurace elektrody na mechanickou a korozní integritu svařovaných ocelových konstrukcí.Singh a kol.15 zkoumal vliv složení tavidla na tažnost a pevnost v tahu svarů svařovaných svařováním pod tavidlem.Výsledky ukazují, že CaF2 a NiO jsou hlavními determinanty pevnosti v tahu ve srovnání s přítomností FeMn.Chirag a kol.16 zkoumali sloučeniny SMAW změnou koncentrace rutilu (TiO2) ve směsi elektrodového toku.Bylo zjištěno, že vlastnosti mikrotvrdosti se zvýšily v důsledku zvýšení procenta a migrace uhlíku a křemíku.Kumar [17] studoval návrh a vývoj aglomerovaných tavidel pro svařování ocelových plechů pod tavidlem.Nwigbo a Atuanya18 zkoumali použití pojiv na bázi křemičitanu sodného bohatého na draslík pro výrobu tavidel pro obloukové svařování a našli svary s vysokou pevností v tahu 430 MPa a přijatelnou strukturou zrna.Lothongkum et al.19 použili potenciokinetickou metodu ke studiu objemového podílu austenitu v duplexní nerezové oceli 28Cr–7Ni–O–0,34N v roztoku NaCl nasyceném vzduchem o koncentraci 3,5 % hm.za podmínek pH.a 27 °C.Jak duplexní, tak mikroduplexní nerezové oceli vykazují stejný účinek dusíku na korozní chování.Dusík neovlivnil korozní potenciál ani rychlost při pH 7 a 10, nicméně korozní potenciál při pH 10 byl nižší než při pH 7. Na druhou stranu při všech studovaných úrovních pH se potenciál začal zvyšovat s rostoucím obsahem dusíku. .Lacerda a kol.20 studoval důlkovou korozi duplexních nerezových ocelí UNS S31803 a UNS S32304 v 3,5% roztoku NaCl pomocí cyklické potenciodynamické polarizace.V 3,5 hm.% roztoku NaCl byly na dvou zkoumaných ocelových plátech zjištěny známky důlkové koroze.Ocel UNS S31803 má vyšší korozní potenciál (Ecorr), potenciál důlkové koroze (Epit) a polarizační odolnost (Rp) než ocel UNS S32304.Ocel UNS S31803 má vyšší repasivitu než ocel UNS S32304.Podle studie Jiang et al.[21], pík reaktivace odpovídající dvojité fázi (austenit a feritová fáze) duplexní nerezové oceli obsahuje až 65 % složení feritu a hustota proudu reaktivace feritu se zvyšuje s prodlužující se dobou tepelného zpracování.Je dobře známo, že austenitická a feritická fáze vykazují různé elektrochemické reakce při různých elektrochemických potenciálech21,22,23,24.Abdo et al.25 použili potenciodynamická měření polarizační spektroskopie a elektrochemické impedanční spektroskopie ke studiu elektrochemicky indukované koroze laserem svařované slitiny 2205 DSS v umělé mořské vodě (3,5 % NaCl) za podmínek měnící se kyselosti a zásaditosti.Důlková koroze byla pozorována na exponovaných površích testovaných vzorků DSS.Na základě těchto zjištění bylo zjištěno, že existuje proporcionální vztah mezi pH rozpouštěcího média a odporem filmu vzniklého v procesu přenosu náboje, který přímo ovlivňuje tvorbu důlkové koroze a její specifikaci.Účelem této studie bylo pochopit, jak nově vyvinuté složení svařovací elektrody ovlivňuje mechanickou integritu a odolnost proti opotřebení svařovaného DSS 2205 v prostředí 3,5 % NaCl.
Minerály tavidla (složky) použité ve formulacích pro potahování elektrod byly uhličitan vápenatý (CaCO3) z oblasti Obajana, stát Kogi, Nigérie, fluorid vápenatý (CaF2) ze státu Taraba, Nigérie, oxid křemičitý (SiO2), prášek mastku (Mg3Si4O10(OH) ) )2) a rutil (Ti02) byly získány od Jos, Nigérie, a kaolin (Al2(OH)4Si2O5) byl získán od Kankara, Katsina State, Nigérie.Jako pojivo se používá křemičitan draselný, získává se z Indie.
Jak je uvedeno v tabulce 1, složky oxidů byly nezávisle zváženy na digitálních váze.Poté byl smíchán s pojivem na bázi křemičitanu draselného (23 % hmotnostních) v elektrickém mixéru (model: 641-048) od Indian Steel and Wire Products Ltd. (ISWP) po dobu 30 minut, aby se získala homogenní polotuhá pasta.Mokré smíšené tavidlo je lisováno do válcového tvaru z briketovacího stroje a přiváděno do vytlačovací komory při tlaku 80 až 100 kg/cm2 a z komory pro přivádění drátu je přiváděno do extrudéru z nerezového drátu o průměru 3,15 mm.Tavidlo je přiváděno systémem tryska/vytlačovací hubice a vstřikováno do extrudéru, aby se vytlačily elektrody.Byl získán faktor pokrytí 1,70 mm, kde faktor pokrytí je definován jako poměr průměru elektrody k průměru pramene.Poté byly potažené elektrody sušeny na vzduchu po dobu 24 hodin a poté kalcinovány v muflové peci (model PH-248-0571/5448) při 150–250 °C\(-\) po dobu 2 hodin.Použijte rovnici k výpočtu alkality toku.(1) 26;
Tepelná stabilita vzorků tavidla složení E1 a E2 byla stanovena pomocí termogravimetrické analýzy (TGA).Vzorek přibližně 25,33 mg tavidla byl vložen do TGA pro analýzu.Experimenty byly prováděny v inertním médiu získaném kontinuálním průtokem N2 rychlostí 60 ml/min.Vzorek byl zahříván z 30 °C na 1000 °C rychlostí zahřívání 10 °C/min.Podle metod uvedených v Wang et al.27, Xu et al.28 a Dagwa et al.29 byly z TGA grafů hodnoceny tepelné rozklady a ztráty hmotnosti vzorků při určitých teplotách.
Zpracujte dvě DSS desky 300 x 60 x 6 mm pro přípravu na pájení.V-drážka byla navržena s kořenovou mezerou 3 mm, kořenovým otvorem 2 mm a úhlem drážky 60°.Destička se poté opláchla acetonem, aby se odstranily možné kontaminanty.Svařte desky pomocí stíněné obloukové svářečky kovů (SMAW) s kladnou polaritou stejnosměrné elektrody (DCEP) pomocí obalených elektrod (E1 a E2) a referenční elektrody (C) o průměru 3,15 mm.Electrical Discharge Machining (EDM) (model: Excetek-V400) bylo použito pro obrábění svařovaných ocelových vzorků pro mechanické testování a charakterizaci koroze.Tabulka 2 ukazuje příklad kódu a popis a Tabulka 3 ukazuje různé provozní parametry svařování používané ke svařování desky DSS.Pro výpočet odpovídajícího tepelného příkonu se používá rovnice (2).
Pomocí optického emisního spektrometru (OES) Bruker Q8 MAGELLAN s vlnovou délkou 110 až 800 nm a databázového softwaru SQL bylo stanoveno chemické složení svarových spojů elektrod E1, E2 a C i vzorků základního kovu.využívá mezeru mezi elektrodou a testovaným vzorkem kovu Generuje elektrickou energii ve formě jiskry.Vzorek složek se odpaří a rozpráší, následuje atomové buzení, které následně emituje specifické čárové spektrum31.Pro kvalitativní analýzu vzorku měří trubice fotonásobiče přítomnost vyhrazeného spektra pro každý prvek a také intenzitu spektra.Poté použijte rovnici k výpočtu ekvivalentního čísla odporu proti pittingu (PREN).(3) Poměr 32 a stavový diagram WRC 1992 se používají k výpočtu ekvivalentů chrómu a niklu (Creq a Nieq) z rovnic.(4) a (5) jsou 33, respektive 34;
Všimněte si, že PREN zohledňuje pouze pozitivní vliv tří hlavních prvků Cr, Mo a N, zatímco dusíkový faktor x je v rozmezí 16-30.Typicky je x vybráno ze seznamu 16, 20 nebo 30. Při výzkumu duplexních nerezových ocelí se pro výpočet hodnot PREN35,36 nejčastěji používá střední hodnota 20.
Svarové spoje vyrobené s použitím různých elektrod byly testovány na tah na univerzálním testovacím stroji (Instron 8800 UTM) při rychlosti deformace 0,5 mm/min v souladu s ASTM E8-21.Pevnost v tahu (UTS), 0,2% mez kluzu ve smyku (YS) a prodloužení byly vypočteny podle ASTM E8-2137.
Svařence DSS 2205 byly před analýzou tvrdosti nejprve broušeny a leštěny s použitím různých velikostí zrna (120, 220, 320, 400, 600, 800, 1000 a 1200).Svařované vzorky byly vyrobeny elektrodami E1, E2 a C. Tvrdost se měří v deseti (10) bodech od středu svaru k základnímu kovu v intervalu 1 mm.
Rentgenový difraktometr (D8 Discover, Bruker, Německo) nakonfigurovaný se softwarem Bruker XRD Commander pro sběr dat a zářením Cu-K-α filtrovaným Fe s energií 8,04 keV odpovídající vlnové délce 1,5406 Å a rychlosti skenování 3 ° Rozsah skenování (2θ) min-1 je 38 až 103° pro fázovou analýzu s elektrodami E1, E2 a C a BM přítomnými v DSS svarech.Rietveldova metoda zpřesňování byla použita k indexování jednotlivých fází pomocí softwaru MAUD popsaného Lutterotti39.Na základě ASTM E1245-03 byla provedena kvantitativní metalografická analýza mikroskopických snímků svarových spojů elektrod E1, E2 a C pomocí softwaru Image J40.Výsledky výpočtu objemového podílu ferito-austenitické fáze, jejich průměrná hodnota a odchylka jsou uvedeny v tabulce.5. Jak je znázorněno na ukázkové konfiguraci na Obr.6d, byla provedena analýza optickou mikroskopií (OM) na PM a svarových spojích s elektrodami E1 a E2 pro studium morfologie vzorků.Vzorky byly vyleštěny brusným papírem z karbidu křemíku (SiC) o zrnitosti 120, 220, 320, 400, 600, 800, 1000, 1200, 1500 a 2000.Vzorky byly poté elektrolyticky leptány v 10% vodném roztoku kyseliny šťavelové při teplotě místnosti při napětí 5 V po dobu 10 s a umístěny na optický mikroskop LEICA DM 2500 M pro morfologickou charakterizaci.Další leštění vzorku bylo provedeno pomocí papíru z karbidu křemíku (SiC) o zrnitosti 2500 pro analýzu SEM-BSE.Kromě toho byly svarové spoje zkoumány na mikrostrukturu pomocí rastrovacího elektronového mikroskopu s ultravysokým rozlišením (SEM) (FEI NOVA NANOSEM 430, USA) vybaveného EMF.Vzorek o rozměrech 20 × 10 × 6 mm byl rozemlet pomocí různých brusných papírů SiC o velikosti od 120 do 2500. Vzorky byly elektrolyticky leptány ve 40 g NaOH a 100 ml destilované vody při napětí 5 V po dobu 15 s. namontované na držáku vzorku, umístěném v komoře SEM, pro analýzu vzorků po propláchnutí komory dusíkem.Elektronový paprsek generovaný zahřátým wolframovým vláknem vytváří na vzorku mřížku pro vytváření obrazů při různém zvětšení a výsledky EMF byly získány pomocí metod Roche et al.41 a Mokobi 42 .
K vyhodnocení degradačního potenciálu desek DSS 2205 svařovaných elektrodami El, E2 a C v prostředí 3,5 % NaCl byla použita metoda elektrochemické potenciodynamické polarizace podle ASTM G59-9743 a ASTM G5-1444.Elektrochemické testy byly provedeny pomocí počítačem řízeného přístroje Potentiostat-Galvanostat/ZRA (model: PC4/750, Gamry Instruments, USA).Elektrochemické testování bylo provedeno na tříelektrodovém testovacím uspořádání: DSS 2205 jako pracovní elektroda, nasycená kalomelová elektroda (SCE) jako referenční elektroda a grafitová tyč jako protielektroda.Měření byla provedena pomocí elektrochemického článku, ve kterém byla plocha působení roztoku plocha pracovní elektrody 0,78 cm2.Měření byla prováděna mezi -1,0 V až +1,6 V potenciály na předem stabilizovaném OCP (vzhledem k OCP) při rychlosti skenování 1,0 mV/s.
Elektrochemické testy kritické teploty důlkové koroze byly provedeny v 3,5% NaCl, aby se vyhodnotila odolnost proti důlkové korozi svarů vyrobených s elektrodami El, E2 a C.jasně na potenciálu důlkové koroze v PB (mezi pasivní a transpasivní oblastí) a svařovaných vzorků s E1, E2, elektrodami C. Proto se provádějí měření CPT, aby se přesně určil potenciál důlkové koroze přídavných materiálů.Testování CPT bylo provedeno v souladu se zprávami o duplexních svarech z nerezové oceli45 a ASTM G150-1846.Z každé ze svařovaných ocelí (S-110A, E1-110A, E2-90A) byly vyříznuty vzorky o ploše 1 cm2, včetně základny, svaru a zón HAZ.Vzorky byly vyleštěny s použitím brusného papíru a 1 um práškové suspenze oxidu hlinitého v souladu se standardními postupy přípravy metalografických vzorků.Po vyleštění byly vzorky čištěny ultrazvukem v acetonu po dobu 2 minut.Do testovací cely CPT byl přidán 3,5% testovací roztok NaCl a počáteční teplota byla nastavena na 25 °C pomocí termostatu (Neslab RTE-111).Po dosažení počáteční testovací teploty 25 °C byl plyn Ar foukán po dobu 15 minut, poté byly vzorky umístěny do cely a OCF byl měřen po dobu 15 minut.Vzorek byl poté polarizován přivedením napětí 0,3 V při počáteční teplotě 25 °C a proud byl měřen po dobu 10 min45.Začněte zahřívat roztok rychlostí 1 °C/min na 50 °C.Během zahřívání zkušebního roztoku se teplotní senzor používá k kontinuálnímu sledování teploty roztoku a ukládání časových a teplotních údajů a potenciostat/galvanostat slouží k měření proudu.Jako protielektroda byla použita grafitová elektroda a všechny potenciály byly měřeny vzhledem k referenční elektrodě Ag/AgCl.Během testu bylo prováděno proplachování argonem.
Na Obr.1 ukazuje složení (v hmotnostních procentech) složek tavidla Fl a F2 použitých pro výrobu alkalických (E1) a kyselých (E2) elektrod.Index zásaditosti toku se používá k predikci mechanických a metalurgických vlastností svarových spojů.F1 je složka tavidla použitého k potažení elektrod E1, která se nazývá alkalické tavidlo, protože jeho bazický index je > 1,2 (tj. 2,40), a F2 je tavidlo používané k potažení elektrod E2, které se kvůli své zásaditosti nazývá kyselé tavidlo. index < 0,9 (tj. 2,40).0,40).Je zřejmé, že elektrody potažené bazickými tavidly mají ve většině případů lepší mechanické vlastnosti než elektrody obalené kyselými tavidly.Tato charakteristika je funkcí dominance bazického oxidu v systému složení tavidla pro elektrodu E1.Naopak odstraňování strusky (oddělitelnost) a nízký rozstřik pozorovaný ve spojích svařovaných elektrodami E2 jsou charakteristické pro elektrody s kyselým povlakem tavidla s vysokým obsahem rutilu.Toto pozorování je v souladu se zjištěním Gill47, že vliv obsahu rutilu na oddělitelnost strusky a nízký rozstřik elektrod potažených kyselým tokem přispívá k rychlému zmrznutí strusky.Kaolin v tavivovém systému používaném k potahování elektrod El a E2 byl použit jako lubrikant a prášek z mastku zlepšil extrudovatelnost elektrod.Pojiva na bázi křemičitanu draselného v systémech tavidel přispívají k lepšímu zapálení oblouku a stabilitě výkonu a kromě svých adhezivních vlastností zlepšují oddělování strusky ve svařovaných výrobcích.Vzhledem k tomu, že CaCO3 je síťový lamač (lámač strusky) v tavidle a má tendenci vytvářet během svařování velké množství kouře v důsledku tepelného rozkladu na CaO a asi 44 % CO2, pomáhá TiO2 (jako síťovina / tvořící strusku) snížit množství kouře při svařování.svařování a tím zlepšit oddělitelnost strusky, jak navrhuje Jing et al.48.Fluorové tavidlo (CaF2) je chemicky agresivní tavidlo, které zlepšuje čistotu pájky.Jastrzębska a kol.49 popsal vliv fluoridového složení tohoto složení tavidla na vlastnosti čistoty svaru.Obvykle se tavidlo přidává do oblasti svaru pro zlepšení stability oblouku, přidání legujících prvků, vytvoření strusky, zvýšení produktivity a zlepšení kvality svarové lázně 50.
Křivky TGA-DTG znázorněné na Obr.2a a 2b ukazují třístupňovou ztrátu hmotnosti při zahřívání v teplotním rozsahu 30–1000 °C v dusíkové atmosféře.Výsledky na obrázcích 2a a b ukazují, že pro vzorky zásaditého a kyselého toku křivka TGA klesá přímo dolů, až se nakonec stane rovnoběžnou s teplotní osou, přibližně 866,49 °C a 849,10 °C, v tomto pořadí.Ztráta hmotnosti 1,30 % a 0,81 % na začátku křivek TGA na obr. 2a a 2b je způsobena vlhkostí absorbovanou složkami tavidla, jakož i odpařováním a dehydratací povrchové vlhkosti.Hlavní rozklady vzorků hlavního toku na druhém a třetím stupni na Obr.2a se vyskytly v rozmezí teplot 619,45 °C–766,36 °C a 766,36 °C–866,49 °C a procento jejich úbytku hmotnosti bylo 2,84 a 9,48 %., resp.Zatímco u vzorků kyselého tavidla na obr. 7b, které byly v rozmezí teplot 665,23 °C–745,37 °C a 745,37 °C–849,10 °C, jejich procentuální úbytek hmotnosti byl 0,81 a 6,73 %, což bylo připsáno tepelný rozklad.Protože složky tavidla jsou anorganické, jsou těkavé látky omezeny na směs tavidla.Proto je redukce a oxidace hrozná.To je v souladu s výsledky Balogun et al.51, Kamli et al.52 a Adeleke et al.53.Součet ztrát hmotnosti vzorku tavidla pozorovaný na Obr.2a a 2b je 13,26 %, respektive 8,43 %.Menší ztráta hmotnosti vzorků tavidla na Obr.2b je způsobena vysokými teplotami tání Ti02 a Si02 (1843 a 1710 °C v daném pořadí) jako hlavních oxidů, které tvoří směs tavidla54,55, zatímco Ti02 a Si02 mají nižší teploty tání.bod tání Primární oxid: CaCO3 (825 °C) ve vzorku tavidla na Obr.2a56.Tyto změny teploty tání primárních oxidů ve směsích tavidel jsou dobře popsány Shi et al.54, Ringdalen et al.55 a Du et al.56.Pozorováním kontinuálního úbytku hmotnosti na obr. 2a a 2b lze dojít k závěru, že vzorky tavidla použité v povlaku elektrod E1 a E2 procházejí jednostupňovým rozkladem, jak navrhuje Brown57.Teplotní rozsah procesu je patrný z derivačních křivek (% hmotn.) na Obr.2a a b.Protože křivka TGA nemůže přesně popsat specifickou teplotu, při které systém toku prochází fázovou změnou a krystalizací, používá se derivace TGA pro určení přesné hodnoty teploty každého jevu (změny fáze) jako endotermického píku pro přípravu systému toku.
Křivky TGA-DTG ukazující tepelný rozklad (a) alkalického tavidla pro povlak elektrody E1 a (b) kyselého tavidla pro povlak elektrody E2.
Tabulka 4 ukazuje výsledky spektrofotometrické analýzy a analýzy SEM-EDS základního kovu DSS 2205 a svarů vyrobených pomocí elektrod El, E2 a C.El a E2 ukázaly, že obsah chrómu (Cr) prudce klesl na 18,94 a 17,04 % a obsah molybdenu (Mo) byl 0,06 a 0,08 %, v tomto pořadí.hodnoty svarů s elektrodami E1 a E2 jsou nižší.To je mírně v souladu s vypočtenou hodnotou PREN pro feriticko-austenitickou fázi z analýzy SEM-EDS.Lze tedy vidět, že důlková korekce začíná ve fázi s nízkými hodnotami PREN (svary z E1 a E2), v zásadě tak, jak je popsáno v tabulce 4. To svědčí o ochuzení a možné precipitaci slitiny ve svaru.Následně snížení obsahu legujících prvků Cr a Mo ve svarech vyrobených pomocí elektrod E1 a E2 a jejich nízké hodnoty důlkového ekvivalentu (PREN) jsou uvedeny v tabulce 4, což vytváří problém pro udržení odolnosti v agresivním prostředí, zejména v chloridovém prostředí.- obsahující prostředí.Poměrně vysoký obsah niklu (Ni) 11,14 % a povolená mez obsahu manganu ve svarových spojích elektrod E1 a E2 mohly mít pozitivní vliv na mechanické vlastnosti svařenců používaných v podmínkách simulujících mořskou vodu (obr. 3). ).byly vyrobeny za použití prací Yuana a Oy58 a Jinga a kol.48 o vlivu složení s vysokým obsahem niklu a manganu na zlepšení mechanických vlastností svařovaných struktur DSS za náročných provozních podmínek.
Výsledky tahové zkoušky pro (a) UTS a 0,2 % průhyb YS a (b) rovnoměrné a plné prodloužení a jejich standardní odchylky.
Pevnostní vlastnosti základního materiálu (BM) a svarových spojů vyrobených z vyvinutých elektrod (E1 a E2) a komerčně dostupné elektrody (C) byly hodnoceny při dvou různých svařovacích proudech 90 A a 110 A. 3(a) a (b) znázorněte UTS, YS s 0,2% offsetem, spolu s jejich elongací a daty standardní odchylky.Výsledky offsetu UTS a YS 0,2 % získané z Obr.3a ukazují optimální hodnoty pro vzorek č.1 (BM), vzorek č.3 (svar E1), vzorek č.5 (svar E2) a vzorek č.6 (svary s C) jsou 878 a 616 MPa, 732 a 497 MPa, 687 a 461 MPa a 769 a 549 MPa, v tomto pořadí, a jejich příslušné standardní odchylky.Z Obr.110 A) jsou vzorky očíslované 1, 2, 3, 6 a 7 s minimálními doporučenými tahovými vlastnostmi vyššími než 450 MPa v tahové zkoušce a 620 MPa v tahové zkoušce navržené Grocki32.Prodloužení svařovacích vzorků s elektrodami E1, E2 a C, reprezentované vzorky č. 2, č. 3, č. 4, č. 5, č. 6 a č. 7, při svařovacích proudech 90 A a 110 A, respektive odráží plasticitu a poctivost.vztah k obecným kovům.Nižší tažnost byla vysvětlena možnými vadami svařování nebo složením toku elektrody (obr. 3b).Lze konstatovat, že BM duplexní nerezová ocel a svarové spoje s elektrodami E1, E2 a C obecně mají výrazně vyšší tahové vlastnosti díky relativně vysokému obsahu niklu (tab. 4), ale tato vlastnost byla pozorována u svarových spojů.Méně účinný E2 se získává z kyselého složení tavidla.Gunn59 demonstroval vliv slitin niklu na zlepšení mechanických vlastností svarových spojů a řízení fázové rovnováhy a distribuce prvků.To opět potvrzuje skutečnost, že elektrody vyrobené ze směsí bazických tavidel mají lepší mechanické vlastnosti než elektrody vyrobené z kyselých směsí tavidel, jak navrhuje Bang et al.60.Významně tak přispěl k dosavadním poznatkům o vlastnostech svarového spoje nové obalené elektrody (E1) s dobrými tahovými vlastnostmi.
Na Obr.Obrázky 4a a 4b znázorňují Vickersovy charakteristiky mikrotvrdosti experimentálních vzorků svarových spojů elektrod E1, E2 a C. 4a ukazuje výsledky tvrdosti získané z jednoho směru vzorku (od WZ k BM) a na Obr.4b ukazuje výsledky tvrdosti získané na obou stranách vzorku.Hodnoty tvrdosti získané při svařování vzorků č. 2, 3, 4 a 5, což jsou svarové spoje s elektrodami E1 a E2, mohou být způsobeny hrubozrnnou strukturou při tuhnutí ve svařovacích cyklech.Prudký nárůst tvrdosti byl pozorován jak u hrubozrnného HAZ, tak u jemnozrnného HAZ všech vzorků č. 2-7 (viz kódy vzorků v tabulce 2), což lze vysvětlit možnou změnou mikrostruktury svar jako výsledek chromových svarových vzorků je bohatý na emise (Cr23C6) .Ve srovnání s jinými vzorky svařování 2, 3, 4 a 5 jsou hodnoty tvrdosti svarových spojů vzorků č. 6 a 7 na Obr.4a a 4b výše (tabulka 2).Podle Mohammeda a kol.61 a Nowackiho a Lukoje62 to může být způsobeno vysokou hodnotou feritu δ a indukovanými zbytkovými napětími ve svaru, stejně jako ochuzením legujících prvků, jako je Mo a Cr ve svaru.Hodnoty tvrdosti všech uvažovaných experimentálních vzorků v oblasti BM se zdají být konzistentní.Trend ve výsledcích analýzy tvrdosti svařovaných vzorků je v souladu se závěry jiných výzkumníků61,63,64.
Hodnoty tvrdosti svarových spojů vzorků DSS (a) poloviční průřez svarových vzorků a (b) plný průřez svarových spojů.
Byly získány různé fáze přítomné ve svařovaném DSS 2205 s elektrodami E1, E2 a C a XRD spektra pro difrakční úhel 2\(\theta\) jsou znázorněna na obr. 5. Vrcholy austenitu (\(\gamma\) ) a feritové (\(\alpha\)) fáze byly identifikovány při difrakčních úhlech 43° a 44°, což přesvědčivě potvrdilo, že složení svaru je dvoufázová nerezová ocel 65.že DSS BM vykazuje pouze austenitické (\(\gama\)) a feritické (\(\alpha\)) fáze, což potvrzuje mikrostrukturální výsledky uvedené na obrázcích 1 a 2. 6c, 7c a 9c.Feritická (\(\alpha\)) fáze pozorovaná u DSS BM a vysoký pík ve svaru k elektrodě C svědčí o její odolnosti proti korozi, protože tato fáze má za cíl zvýšit korozní odolnost oceli, jak mají Davison a Redmond66 přítomnost feritových stabilizačních prvků, jako je Cr a Mo, účinně stabilizuje pasivní film materiálu v prostředích obsahujících chloridy.Tabulka 5 ukazuje ferito-austenitické fáze kvantitativní metalografií.Poměr objemového podílu ferito-austenitické fáze ve svarových spojích elektrody C je dosažen přibližně (≈1:1).Nízkoferitové (\(\alpha\)) fázové složení svařenců s použitím elektrod E1 a E2 ve výsledcích objemových frakcí (tabulka 5) ukazuje na možnou citlivost na korozní prostředí, což bylo potvrzeno elektrochemickou analýzou.potvrzeno (obr. 10a,b)), protože feritová fáze poskytuje vysokou pevnost a ochranu proti koroznímu praskání vyvolanému chloridy.To dále potvrzují nízké hodnoty tvrdosti pozorované u svarů elektrod E1 a E2 na obr.4a,b, které jsou způsobeny nízkým podílem feritu v ocelové konstrukci (tab. 5).Přítomnost nevyvážené austenitické (\(\gama\)) a feritické (\(\alpha\)) fáze ve svarových spojích používajících elektrody E2 ukazuje skutečnou zranitelnost oceli vůči rovnoměrnému koroznímu napadení.Naopak XPA spektra dvoufázových ocelí svarových spojů s elektrodami E1 a C spolu s výsledky BM obvykle naznačují přítomnost austenitických a feritických stabilizačních prvků, díky čemuž je materiál užitečný ve stavebnictví a petrochemickém průmyslu. , protože tvrdil Jimenez a kol.65;Davidson & Redmond66;Šamant a další67.
Optické mikrofotografie svarových spojů elektrod E1 s různými geometriemi svaru: (a) HAZ zobrazující linii tavení, (b) HAZ zobrazující linii tavení při větším zvětšení, (c) BM pro feriticko-austenitickou fázi, (d) geometrie svaru , (e) Zobrazuje blízkou přechodovou zónu, (f) HAZ ukazuje feriticko-austenitickou fázi při větším zvětšení, (g) Svarová zóna ukazuje feriticko-austenitickou fázi Tahovou fázi.
Optické mikrofotografie svarů elektrody E2 při různých geometriích svarů: (a) HAZ zobrazující linii tavení, (b) HAZ zobrazující linii tavení při větším zvětšení, (c) BM pro feriticko-austenitické objemové fáze, (d) geometrie svaru, (e) ) znázorňující přechodovou zónu v blízkosti, (f) HAZ znázorňující feriticko-austenitickou fázi při větším zvětšení, (g) zónu svařování znázorňující feriticko-austenitickou fázi.
Obrázky 6a–c a například ukazují metalografickou strukturu spojů DSS svařených pomocí elektrody E1 při různých geometriích svařování (obrázek 6d), což ukazuje, kde byly pořízeny optické mikrofotografie při různých zvětšeních.Na Obr.6a, b, f – přechodové zóny svarových spojů, znázorňující fázově rovnovážnou strukturu feritu-austenitu.Obrázky 7a-c a například také ukazují OM spoje DSS svařeného pomocí elektrody E2 při různých geometriích svařování (obrázek 7d), představující body analýzy OM při různých zvětšeních.Na Obr.7a,b,f znázorňují přechodovou zónu svarového spoje ve feriticko-austenitické rovnováze.OM v zóně svařování (WZ) je znázorněno na obr.1 a Obr.2. Svary pro elektrody E1 a E2 6g a 7g.OM na BM je znázorněno na obr. 1 a 2. Obr.6c, e a 7c, e znázorňují případ svarových spojů s elektrodami E1 a E2.Světlá oblast je austenitová fáze a tmavě černá oblast je feritová fáze.Fázové rovnováhy v tepelně ovlivněné zóně (HAZ) v blízkosti fúzní linie indikovaly tvorbu sraženin Cr2N, jak je znázorněno na mikrografech SEM-BSE na Obr.8a,b a potvrzeno na Obr.9a,b.Přítomnost Cr2N pozorovaná ve feritové fázi vzorků na Obr.8a,b a potvrzené bodovou analýzou SEM-EMF a liniovými diagramy EMF svařovaných dílů (obr. 9a-b), je způsobeno vyšší teplotou svařovacího tepla.Cirkulace urychluje zavádění chrómu a dusíku, protože vysoká teplota ve svaru zvyšuje koeficient difúze dusíku.Tyto výsledky podporují studie Ramireze et al.68 a Herenyu et al.69, které ukazují, že bez ohledu na obsah dusíku se Cr2N obvykle ukládá na feritových zrnech, hranicích zrn a hranicích α/\(\gama\), jak také naznačuje další výzkumníci.70,71.
(a) bodová analýza SEM-EMF (1, 2 a 3) svarového spoje s E2;
Morfologie povrchu reprezentativních vzorků a jejich odpovídající EMF jsou znázorněny na Obr.10a–c.Na Obr.Obrázky 10a a 10b ukazují mikrofotografie SEM a jejich EMF spektra svarových spojů s použitím elektrod El a E2 ve svařovací zóně, v tomto pořadí, a na Obr.10c ukazuje SEM mikrofotografie a EMF spektra OM obsahující austenitovou (\(\gama\)) a feritovou (\(\alpha\)) fázi bez jakýchkoli precipitátů.Jak je znázorněno ve spektru EDS na obr. 10a, procento Cr (21,69 % hmotn. a Mo (2,65 % hmotn.) ve srovnání s 6,25 % hmotn. Ni dává smysl pro odpovídající rovnováhu ferito-austenitické fáze.Mikrostruktura s vysokým snížením obsahu chrómu (15,97 hm. %) a molybdenu (1,06 hm. %) ve srovnání s vysokým obsahem niklu (10,08 hm. %) v mikrostruktuře svarového spoje elektrody E2, znázorněno na Obr. Obr.1. Porovnejte.EMF spektrum 10b.Jehlicovitý tvar s jemnozrnnější austenitickou strukturou, jak je vidět na WZ znázorněném na Obr.10b potvrzuje možné vyčerpání feritizačních prvků (Cr a Mo) ve svaru a precipitaci nitridu chromu (Cr2N) – austenitické fáze.Rozložení precipitačních částic podél hranic austenitické (\(\gama\)) a feritické (\(\alpha\)) fáze DSS svarových spojů toto tvrzení potvrzuje72,73,74.To také vede k jeho špatnému koroznímu chování, protože Cr je považován za hlavní prvek pro vytvoření pasivního filmu, který zlepšuje místní korozní odolnost oceli59,75, jak je znázorněno na obr. 10b.Je vidět, že BM na mikrosnímku SEM na obr. 10c ukazuje silné zjemnění zrna, protože výsledky jeho EDS spektra ukazují Cr (23,32 hmotn. %), Mo (3,33 hmotn. %) a Ni (6,32 hmotn.).%) dobré chemické vlastnosti.%) jako důležitý legující prvek pro kontrolu rovnovážné mikrostruktury ferito-austenitické fáze struktury DSS76.Výsledky kompoziční EMF spektroskopické analýzy svarových spojů elektrody E1 odůvodňují její použití ve stavebnictví a mírně agresivním prostředí, protože austenitové formovače a feritové stabilizátory v mikrostruktuře vyhovují normě DSS AISI 220541.72 pro svarové spoje, 77.
Mikrofotografie SEM svarových spojů, kde (a) elektroda E1 zóny svařování má spektrum EMF, (b) elektroda E2 zóny svařování má spektrum EMF, (c) OM má spektrum EMF.
V praxi bylo pozorováno, že DSS svary tuhnou v plně feritickém (F-módu) režimu, s austenitovými jádry nukleujícími pod teplotou feritického solva, která je závislá hlavně na poměru ekvivalentu chromu k niklu (Creq/Nieq) (> 1,95 představuje mód F) Někteří badatelé zaznamenali tento efekt oceli kvůli silné difuzní schopnosti Cr a Mo jako feritotvorných prvků ve feritové fázi8078,79.Je zřejmé, že DSS 2205 BM obsahuje vysoké množství Cr a Mo (vykazuje vyšší Creq), ale má nižší obsah Ni než svar s elektrodami E1, E2 a C, což přispívá k vyššímu poměru Creq/Nieq.To je také evidentní v současné studii, jak ukazuje tabulka 4, kde byl poměr Creq/Nieq stanoven pro DSS 2205 BM nad 1,95.Je vidět, že svary s elektrodami E1, E2 a C ztvrdnou v austeniticko-feritickém režimu (režim AF), v austenitickém režimu (režim A) a feriticko-austenitickém režimu, v důsledku vyššího obsahu hromadného režimu (režim FA) .), jak je uvedeno v tabulce 4, obsah Ni, Cr a Mo ve svaru je nižší, což ukazuje, že poměr Creq/Nieq je nižší než u BM.Primární ferit ve svarech elektrody E2 měl morfologii vermikulárního feritu a stanovený poměr Creq/Nieq byl 1,20, jak je popsáno v tabulce 4.
Na Obr.11a ukazuje potenciál otevřeného okruhu (OCP) v závislosti na čase pro ocelovou konstrukci AISI DSS 2205 v 3,5% roztoku NaCl.Je vidět, že křivka ORP se posouvá směrem k pozitivnějšímu potenciálu, což ukazuje na výskyt pasivního filmu na povrchu kovového vzorku, pokles potenciálu ukazuje na generalizovanou korozi a téměř konstantní potenciál v průběhu času naznačuje tvorbu pasivní film v průběhu času., Povrch vzorku je stabilní a má Sticky 77. Křivky znázorňují experimentální substráty za stabilních podmínek pro všechny vzorky v elektrolytu obsahujícím 3,5% roztok NaCl, s výjimkou vzorku 7 (svar s C-elektrodou), který vykazuje malou nestabilitu.Tuto nestabilitu lze přirovnat k přítomnosti chloridových iontů (Cl-) v roztoku, které mohou značně urychlit korozní reakci, a tím zvýšit stupeň koroze.Pozorování během OCP skenování bez aplikovaného potenciálu ukázala, že Cl v reakci může ovlivnit odolnost a termodynamickou stabilitu vzorků v agresivním prostředí.Ma a kol.81 a Lotho a kol.5 potvrdilo tvrzení, že Cl- hraje roli při urychlování degradace pasivních filmů na substrátech, čímž přispívá k dalšímu opotřebení.
Elektrochemická analýza studovaných vzorků: (a) vývoj RSD v závislosti na čase a (b) potenciodynamická polarizace vzorků v 3,5% roztoku NaCl.
Na Obr.11b představuje srovnávací analýzu potenciodynamických polarizačních křivek (PPC) svarových spojů elektrod E1, E2 a C pod vlivem 3,5% roztoku NaCl.Svařované vzorky BM v PPC a 3,5% roztoku NaCl vykazovaly pasivní chování.Tabulka 5 ukazuje parametry elektrochemické analýzy vzorků získaných z PPC křivek, jako je Ecorr (korozní potenciál) a Epit (potenciál důlkové koroze) a jejich související odchylky.Ve srovnání s ostatními vzorky č. 2 a č. 5, svařenými elektrodami E1 a E2, vzorky č. 1 a č. 7 (BM a svarové spoje s elektrodou C) vykazovaly vysoký potenciál důlkové koroze v roztoku NaCl (obr. 11b ).Vyšší pasivační vlastnosti oceli ve srovnání s ocelí jsou způsobeny rovnováhou mikrostrukturního složení oceli (austenitické a feritické fáze) a koncentrací legujících prvků.Vzhledem k přítomnosti feritových a austenitických fází v mikrostruktuře Resendea et al.82 podporovalo pasivní chování DSS v agresivních médiích.Nízký výkon vzorků svařovaných elektrodami E1 a E2 může být spojen s ochuzením hlavních legujících prvků, jako je Cr a Mo, ve svařovací zóně (WZ), protože stabilizují feritovou fázi (Cr a Mo), působí jako pasivátory Slitiny v austenitické fázi oxidovaných ocelí.Vliv těchto prvků na odolnost proti důlkové korozi je větší v austenitické fázi než ve feritické fázi.Z tohoto důvodu podléhá feritická fáze pasivaci rychleji než austenitická fáze spojená s první pasivační oblastí polarizační křivky.Tyto prvky mají významný vliv na odolnost proti důlkové korozi DSS vzhledem k jejich vyšší odolnosti proti důlkové korozi v austenitické fázi ve srovnání s feritickou fází.Proto je rychlá pasivace feritové fáze o 81 % vyšší než u austenitové fáze.Přestože roztok Cl-in má silný negativní vliv na pasivační schopnost ocelového filmu83.V důsledku toho bude stabilita pasivačního filmu vzorku značně snížena84.Od stolu.6 také ukazuje, že korozní potenciál (Ecorr) svarových spojů s elektrodou E1 je poněkud méně stabilní v roztoku ve srovnání se svarovými spoji s elektrodou E2.To potvrzují i nízké hodnoty tvrdosti svarů pomocí elektrod E1 a E2 na obr.4a,b, což je způsobeno nízkým obsahem feritu (tabulka 5) a nízkým obsahem chrómu a molybdenu (tabulka 4) v ocelové konstrukci vyrobené z.Lze konstatovat, že korozní odolnost ocelí v simulovaném mořském prostředí se zvyšuje s klesajícím svařovacím proudem a klesá s nízkým obsahem Cr a Mo a nízkým obsahem feritu.Toto tvrzení je v souladu se studií Salima a kol.85 o vlivu svařovacích parametrů, jako je svařovací proud, na korozní integritu svařovaných ocelí.Jak chlorid proniká do oceli různými prostředky, jako je kapilární absorpce a difúze, vytvářejí se důlky (důlková koroze) nerovnoměrného tvaru a hloubky.Mechanismus je výrazně odlišný u roztoků s vyšším pH, kde jsou okolní (OH-) skupiny jednoduše přitahovány k povrchu oceli, stabilizujíc pasivní film a poskytují dodatečnou ochranu povrchu oceli25,86.Nejlepší korozní odolnost vzorků č. 1 a č. 7 je způsobena především přítomností velkého množství δ-feritu (tabulka 5) a velkého množství Cr a Mo (tabulka 4) v ocelové konstrukci. Úroveň důlkové koroze je přítomna především v oceli svařované metodou DSS ve struktuře dílů v austenitické fázi.Chemické složení slitiny tedy hraje rozhodující roli v korozním výkonu svarového spoje87,88.Kromě toho bylo pozorováno, že vzorky svařené pomocí elektrod E1 a C v této studii vykazovaly nižší hodnoty Ecorr z křivek PPC než vzorky svařené pomocí elektrody E2 z křivek OCP (tabulka 5).Proto anodová oblast začíná na nižším potenciálu.Tato změna je způsobena především částečnou stabilizací pasivační vrstvy vytvořené na povrchu vzorku a katodickou polarizací, ke které dochází před dosažením plné stabilizace OCP89.Na Obr.12a a b znázorňují 3D snímky z optických profilů experimentálně zkorodovaných vzorků za různých podmínek svařování.Je vidět, že velikost důlkové koroze vzorků se zvyšuje s nižším potenciálem důlkové koroze vytvořeným vysokým svařovacím proudem 110 A (obr. 12b), srovnatelným s velikostí důlkové koroze získanou pro svary s nižším poměrem svařovacího proudu 90 A. (obr. 12a).To potvrzuje tvrzení Mohammeda90, že na povrchu vzorku se vytvářejí skluzové pásy, které ničí povrchový pasivační film vystavením substrátu 3,5% roztoku NaCl, takže chlorid začne napadat a způsobí rozpuštění materiálu.
Analýza SEM-EDS v tabulce 4 ukazuje, že hodnoty PREN každé austenitické fáze jsou vyšší než hodnoty feritu ve všech svarech a BM.Iniciace důlkové koroze na rozhraní ferit/austenit urychluje destrukci vrstvy pasivního materiálu v důsledku nehomogenity a segregace prvků vyskytujících se v těchto oblastech91.Na rozdíl od austenitické fáze, kde je hodnota ekvivalentu odolnosti proti důlkové korozi (PRE) vyšší, je iniciace důlkové koroze ve feritické fázi způsobena nižší hodnotou PRE (tabulka 4).Zdá se, že austenitová fáze obsahuje značné množství stabilizátoru austenitu (rozpustnost dusíku), který zajišťuje vyšší koncentraci tohoto prvku a tím i vyšší odolnost proti důlkové korozi92.
Na Obr.Obrázek 13 ukazuje křivky kritické důlkové teploty pro svary E1, E2 a C. Obr.Vzhledem k tomu, že proudová hustota vzrostla na 100 µA/cm2 kvůli důlkové korozi během testu ASTM, je jasné, že svar @110A s E1 vykazoval minimální důlkovou kritickou teplotu 27,5 °C, po níž následovalo pájení E2 @ 90A, vykazuje CPT 40 °C a v případě C110A je nejvyšší CPT 41 °C.Pozorované výsledky jsou v dobré shodě s pozorovanými výsledky polarizačních testů.
Mechanické vlastnosti a korozní chování duplexních nerezových svarů byly zkoumány pomocí nových elektrod E1 a E2.Alkalická elektroda (E1) a kyselá elektroda (E2) použité v procesu SMAW byly úspěšně potaženy složením tavidla s celkovým poměrem pokrytí 1,7 mm a alkalickým indexem 2,40 a 0,40.Byla hodnocena tepelná stabilita tavidel připravených pomocí TGA v inertním médiu.Přítomnost vysokého obsahu TiO2 (%) v matrici tavidla zlepšila odstraňování strusky ze svařenců u elektrod potažených kyselým tavidlem (E2) ve srovnání s elektrodami potaženými bazickým tavidlem (E1).I když dvě potažené elektrody (E1 a E2) mají dobrou schopnost spouštění oblouku.Svařovací podmínky, zejména tepelný příkon, svařovací proud a rychlost, hrají rozhodující roli pro dosažení vyváženosti austenit/ferit svarů DSS 2205 a vynikajících mechanických vlastností svaru.Spoje svařené elektrodou E1 vykazovaly vynikající tahové vlastnosti (smyk 0,2 % YS = 497 MPa a UTS = 732 MPa), což potvrzuje, že elektrody potažené bazickým tavidlem mají vysoký index zásaditosti ve srovnání s elektrodami potaženými kyselým tavidlem.Elektrody vykazují lepší mechanické vlastnosti s nízkou alkalitou.Je zřejmé, že ve svarových spojích elektrod s novým povlakem (E1 a E2) nedochází k rovnováze ferito-austenitické fáze, což bylo zjištěno pomocí OES a SEM-EDS analýzy svaru a kvantifikováno objemovým zlomkem v svar.Metalografie potvrdila jejich SEM studii.mikrostruktury.Je to způsobeno především úbytkem legujících prvků jako Cr a Mo a možným uvolňováním Cr2N při svařování, což je potvrzeno skenováním čar EDS.To je dále podpořeno nízkými hodnotami tvrdosti pozorovanými u svarů s elektrodami E1 a E2 díky jejich nízkému podílu feritu a legujících prvků v ocelové konstrukci.Evidenční korozní potenciál (Ecorr) svarů s použitím elektrody E1 se ukázal být o něco méně odolný vůči korozi roztoku ve srovnání se svary používajícími elektrodu E2.To potvrzuje účinnost nově vyvinutých elektrod ve svarech testovaných v prostředí 3,5% NaCl bez složení slitiny tavidla.Lze konstatovat, že odolnost proti korozi v simulovaném mořském prostředí se zvyšuje s klesajícím svařovacím proudem.Vylučování karbidů a nitridů a následné snížení korozní odolnosti svarových spojů pomocí elektrod E1 a E2 bylo tedy vysvětleno zvýšeným svařovacím proudem, což vedlo k nerovnováze ve fázové rovnováze svarových spojů z dvouúčelových ocelí.
Data pro tuto studii poskytne na vyžádání příslušný autor.
Smook O., Nenonen P., Hanninen H. a Liimatainen J. Mikrostruktura super duplexní nerezové oceli vytvořené práškovou metalurgií za tepla izostatickým lisováním v průmyslovém tepelném zpracování.Kov.alma mater.trans.A 35, 2103. https://doi.org/10.1007/s11661-004-0158-9 (2004).
Kuroda T., Ikeuchi K. a Kitagawa Y. Kontrola mikrostruktury při spojování moderních nerezových ocelí.In Processing New Materials for Advanced Electromagnetic Energy, 419–422 (2005).
Smook O. Mikrostruktura a vlastnosti super duplexních nerezových ocelí moderní práškové metalurgie.Royal Institute of Technology (2004)
Lotto, TR a Babalola, P. Polarizační korozní chování a mikrostrukturální analýza matricových kompozitů AA1070 z hliníku a karbidu křemíku v koncentracích kyselých chloridů.Přesvědčivý inženýr.4, 1. https://doi.org/10.1080/23311916.2017.1422229 (2017).
Bonollo F., Tiziani A. a Ferro P. Proces svařování, mikrostrukturní změna a finální vlastnosti duplexních a super duplexních nerezových ocelí.Duplexní nerezová ocel 141–159 (John Wiley & Sons Inc., Hoboken, 2013).
Kisasoz A., Gurel S. a Karaaslan A. Vliv doby žíhání a rychlosti ochlazování na depoziční proces u dvoufázových korozivzdorných ocelí.Kov.věda.tepelné zpracování.57, 544. https://doi.org/10.1007/s11041-016-9919-5 (2016).
Shrikant S, Saravanan P, Govindarajan P, Sisodia S a Ravi K. Vývoj chudých duplexních nerezových ocelí (LDSS) s vynikajícími mechanickými a korozními vlastnostmi v laboratoři.Pokročilá alma mater.skladovací nádrž.794, 714 (2013).
Murkute P., Pasebani S. a Isgor OB Metalurgické a elektrochemické vlastnosti superduplexních plátovacích vrstev z nerezové oceli na substrátech z měkké oceli získaných laserovým legováním v práškové vrstvě.věda.Rep. 10, 10162. https://doi.org/10.1038/s41598-020-67249-2 (2020).
Oshima, T., Khabara, Y. a Kuroda, K. Úsilí o úsporu niklu v austenitických nerezových ocelích.ISIJ International 47, 359. https://doi.org/10.2355/isijinternational.47.359 (2007).
Oikawa W., Tsuge S. a Gonome F. Vývoj nové řady chudých duplexních nerezových ocelí.NSSC 2120™, NSSC™ 2351. Technická zpráva NIPPON Steel č. 126 (2021).
Čas odeslání: 25. února 2023