Хімічний склад спіральної труби з нержавіючої сталі 321 Механічні властивості та корозійна поведінка дуплексного зварного шва з нержавіючої сталі з новим електродом

Дякуємо, що відвідали Nature.com.Ви використовуєте версію браузера з обмеженою підтримкою CSS.Для найкращої роботи радимо використовувати оновлений браузер (або вимкнути режим сумісності в Internet Explorer).Крім того, щоб забезпечити постійну підтримку, ми показуємо сайт без стилів і JavaScript.
Повзунки, що показують три статті на слайді.Використовуйте кнопки «Назад» і «Далі» для переходу між слайдами або кнопки керування слайдами в кінці для переходу між слайдами.

Хімічний склад змійової труби з нержавіючої сталі 321

Хімічний склад змійової труби з нержавіючої сталі 321 такий:
- Вуглець: 0,08% макс
- Марганець: 2,00% макс
- Нікель: 9,00% мін

Механічні властивості змійової труби з нержавіючої сталі 321

За даними виробника змійовикової труби з нержавіючої сталі 321, механічні властивості змійовикової труби з нержавіючої сталі 321 наведено в таблиці нижче: Межа міцності (psi) Межа текучості (psi) Подовження (%)

Застосування та використання змійової труби з нержавіючої сталі 321

У багатьох інженерних додатках найважливішими факторами є механічні та корозійні властивості дуплексних зварних конструкцій з нержавіючої сталі (DSS).У поточному дослідженні досліджувалися механічні властивості та корозійна стійкість дуплексних зварних швів з нержавіючої сталі в середовищі, що моделює 3,5% NaCl, з використанням спеціально розробленого нового електрода без додавання легуючих елементів до зразків флюсу.Два різних типи флюсів з основним індексом 2,40 і 0,40 використовувалися на електродах E1 і E2 для зварювання плит DSS відповідно.Термостабільність композицій флюсів оцінювали за допомогою термогравіметричного аналізу.Хімічний склад, а також механічні та корозійні властивості зварних з'єднань були оцінені за допомогою емісійної спектроскопії відповідно до різних стандартів ASTM.Дифракція рентгенівських променів використовується для визначення фаз, присутніх у зварних швах DSS, а скануючий електрон із EDS використовується для перевірки мікроструктури зварних швів.Межа міцності зварних з’єднань, виконаних електродами Е1, була в межах 715-732 МПа, електродами Е2 – 606-687 МПа.Силу зварювального струму збільшено з 90 А до 110 А, а також збільшено твердість.Кращі механічні властивості мають зварні з'єднання з електродами Е1, покритими основними флюсами.Сталева конструкція має високу стійкість до корозії в середовищі 3,5% NaCl.Це підтверджує працездатність зварних з'єднань, виконаних електродами нової розробки.Результати обговорюються з точки зору виснаження легуючих елементів, таких як Cr і Mo, що спостерігаються у зварних швах з покритими електродами E1 і E2, і вивільнення Cr2N у зварних швах, виконаних з використанням електродів E1 і E2.
Історично перша офіційна згадка про дуплексну нержавіючу сталь (DSS) датується 1927 роком, коли вона використовувалася лише для деяких виливків і не використовувалася в більшості технічних застосувань через високий вміст вуглецю1.Але згодом стандартний вміст вуглецю було знижено до максимального значення 0,03%, і ці сталі стали широко використовуватися в різних областях2,3.DSS — це сімейство сплавів із приблизно однаковою кількістю фериту й аустеніту.Дослідження показали, що феритна фаза в DSS забезпечує чудовий захист від корозійного розтріскування під напругою (SCC), спричиненого хлоридами, яке було важливою проблемою для аустенітних нержавіючих сталей (ASS) у 20 столітті.З іншого боку, у деяких машинобудівних та інших галузях4 попит на зберігання зростає зі швидкістю до 20% на рік.Цю інноваційну сталь з двофазною аустенітно-феритною структурою можна отримати шляхом відповідного підбору складу, фізико-хімічного та термомеханічного рафінування.Порівняно з однофазною нержавіючої сталлю, DSS має вищу межу текучості та чудову здатність протистояти SCC5, 6, 7, 8. Дуплексна структура надає цим сталям неперевершену міцність, ударну в’язкість та підвищену стійкість до корозії в агресивних середовищах, що містять кислоти, хлорангідриди, морська вода та корозійні хімікати9.Завдяки щорічним коливанням цін на нікелеві (Ni) сплави на загальному ринку структура DSS, особливо типу з низьким вмістом нікелю (lean DSS), досягла багатьох видатних досягнень порівняно з гранецентрованим кубічним (FCC) залізом10, 11. Основні Проблема конструкцій ASE полягає в тому, що вони піддаються різним суворим умовам.Таким чином, різні інженерні відділи та компанії намагаються просувати альтернативні нержавіючі сталі з низьким вмістом нікелю (Ni), які працюють так само добре або краще, ніж традиційні ASS, з відповідною зварюваністю та використовуються в промислових застосуваннях, таких як теплообмінники морської води та хімічна промисловість.контейнер 13 для середовищ з високою концентрацією хлоридів.
У сучасному технічному прогресі зварне виробництво відіграє життєво важливу роль.Як правило, конструктивні елементи DSS з’єднуються за допомогою дугового зварювання в захисних газах або дугового зварювання в захисних газах.На зварювання в основному впливає склад електрода, який використовується для зварювання.Зварювальні електроди складаються з двох частин: металу і флюсу.Найчастіше на електроди наносять флюс — суміш металів, які при розкладанні виділяють гази і утворюють захисний шлак для захисту зварного шва від забруднення, підвищення стабільності дуги, додають легуючий компонент для підвищення якості зварювання14 .Чавун, алюміній, нержавіюча сталь, м’яка сталь, високоміцна сталь, мідь, латунь і бронза є одними з металів для зварювальних електродів, тоді як целюлоза, залізний порошок і водень є одними з використовуваних матеріалів для флюсу.Іноді в флюсову суміш також додають натрій, титан і калій.
Деякі дослідники намагалися вивчити вплив конфігурації електродів на механічну та корозійну цілісність зварних сталевих конструкцій.Сінгх та ін.15 досліджували вплив складу флюсу на подовження та міцність на розрив зварних швів, зварених зварюванням під флюсом.Результати показують, що CaF2 і NiO є основними визначальними факторами міцності на розрив порівняно з наявністю FeMn.Chirag та ін.16 досліджували сполуки SMAW шляхом зміни концентрації рутилу (TiO2) у суміші електродного флюсу.Встановлено, що властивості мікротвердості підвищуються за рахунок збільшення процентного вмісту та міграції вуглецю та кремнію.Кумар [17] вивчав проектування та розробку агломерованих флюсів для дугового зварювання під флюсом сталевих листів.Nwigbo і Atuanya18 досліджували використання збагачених калієм силікатних зв’язуючих натрію для виробництва флюсів для дугового зварювання та виявили зварні шви з високою міцністю на розрив 430 МПа та прийнятною зернистою структурою.Lothongkum et al.19 використали потенціокінетичний метод для дослідження об’ємної частки аустеніту в дуплексній нержавіючій сталі 28Cr–7Ni–O–0,34N у ​​насиченому повітрям розчині NaCl при концентрації 3,5% мас.в умовах pH.і 27°C.Як дуплексна, так і мікродуплексна нержавіюча сталь демонструють однаковий вплив азоту на корозійну поведінку.Азот не впливав на потенціал або швидкість корозії при рН 7 і 10, однак потенціал корозії при рН 10 був нижчим, ніж при рН 7. З іншого боку, на всіх досліджуваних рівнях рН потенціал почав зростати зі збільшенням вмісту азоту .Ласерда та ін.20 досліджували пітінг дуплексних нержавіючих сталей UNS S31803 і UNS S32304 в 3,5% розчині NaCl з використанням циклічної потенціодинамічної поляризації.У 3,5 мас.% розчині NaCl на двох досліджуваних сталевих пластинах виявлено ознаки пітингу.Сталь UNS S31803 має вищий потенціал корозії (Ecorr), точковий потенціал (Epit) і стійкість до поляризації (Rp), ніж сталь UNS S32304.Сталь UNS S31803 має вищу реактивність, ніж сталь UNS S32304.Згідно з дослідженням Jiang et al.[21], пік реактивації, що відповідає подвійній фазі (фаза аустеніту та фериту) дуплексної нержавіючої сталі, включає до 65% складу фериту, а густина струму реактивації фериту зростає зі збільшенням часу термообробки.Добре відомо, що аустенітна та феритна фази демонструють різні електрохімічні реакції при різних електрохімічних потенціалах21,22,23,24.Абдо та ін.25 використовували потенціодинамічні вимірювання поляризаційної спектроскопії та спектроскопії електрохімічного імпедансу для дослідження електрохімічно індукованої корозії звареного лазером сплаву 2205 DSS у штучній морській воді (3,5% NaCl) в умовах різної кислотності та лужності.Точкова корозія спостерігалася на відкритих поверхнях випробуваних зразків DSS.На підставі цих висновків встановлено, що існує пропорційна залежність між рН середовища, що розчиняє, і опором плівки, що утворюється в процесі перенесення заряду, що безпосередньо впливає на утворення пітингу та його характеристики.Метою цього дослідження було зрозуміти, як нещодавно розроблена композиція зварювального електрода впливає на механічну та зносостійку цілісність звареного DSS 2205 у середовищі 3,5% NaCl.
Мінерали (інгредієнти), що використовувалися у складах покриття електродів, були карбонат кальцію (CaCO3) з району Обаджана, штат Когі, Нігерія, фторид кальцію (CaF2) зі штату Тараба, Нігерія, діоксид кремнію (SiO2), порошок тальку (Mg3Si4O10(OH). ) )2) і рутил (TiO2) були отримані з Джоса, Нігерія, а каолін (Al2(OH)4Si2O5) був отриманий з Канкара, штат Каціна, Нігерія.В якості сполучного використовується силікат калію, його отримують з Індії.
Як показано в таблиці 1, складові оксиди були незалежно зважені на цифрових вагах.Потім його змішували зі зв’язуючим силікатним калієм (23% за масою) в електричному змішувачі (модель: 641-048) від Indian Steel and Wire Products Ltd. (ISWP) протягом 30 хвилин для отримання однорідної напівтвердої пасти.Вологий змішаний флюс пресується в циліндричну форму з машини для брикетування та подається в екструзійну камеру під тиском від 80 до 100 кг/см2, а з камери подачі дроту подається в екструдер з нержавіючої дроту діаметром 3,15 мм.Флюс подається через систему сопло/фільєра та вводиться в екструдер для екструдування електродів.Було отримано коефіцієнт покриття 1,70 мм, де коефіцієнт покриття визначається як відношення діаметра електрода до діаметра нитки.Потім покриті електроди сушили на повітрі протягом 24 годин, а потім прожарювали в муфельній печі (модель PH-248-0571/5448) при 150–250 °C\(-\) протягом 2 годин.Використовуйте рівняння для розрахунку лужності потоку.(1) 26;
Термостійкість зразків флюсу композицій Е1 і Е2 визначали за допомогою термогравіметричного аналізу (ТГА).Зразок приблизно 25,33 мг флюсу завантажували в TGA для аналізу.Досліди проводили в інертному середовищі, отриманому безперервним потоком N2 зі швидкістю 60 мл/хв.Зразок нагрівали від 30°С до 1000°С зі швидкістю нагріву 10°С/хв.Дотримуючись методів, згаданих Wang et al.27, Xu et al.28 і Dagwa et al.29, термічне розкладання та втрату ваги зразків за певних температур оцінювали за допомогою графіків TGA.
Обробіть дві пластини DSS розміром 300 x 60 x 6 мм, щоб підготувати їх до спаювання.V-подібна канавка була розроблена з 3 мм кореневим зазором, 2 мм кореневим отвором і кутом канавки 60°.Потім пластину промивали ацетоном для видалення можливих забруднень.Зваріть пластини за допомогою апарату для дугового зварювання в екранованому стані (SMAW) з електродом постійного струму позитивної полярності (DCEP), використовуючи покриті електроди (E1 і E2) і електрод порівняння (C) діаметром 3,15 мм.Електроерозійна обробка (EDM) (модель: Excetek-V400) була використана для обробки зварних сталевих зразків для механічних випробувань і визначення характеристик корозії.У таблиці 2 наведено приклад коду та опис, а в таблиці 3 наведено різні робочі параметри зварювання, які використовуються для зварювання плати DSS.Рівняння (2) використовується для розрахунку відповідного підведення тепла.
За допомогою оптико-емісійного спектрометра (OES) Bruker Q8 MAGELLAN з довжиною хвилі від 110 до 800 нм та програмного забезпечення бази даних SQL визначали хімічний склад зварних з’єднань електродів Е1, Е2 та С, а також зразків основного металу.використовує проміжок між електродом і досліджуваним зразком металу Генерує електричну енергію у формі іскри.Зразок компонентів випаровується та розпилюється, після чого відбувається атомне збудження, яке згодом випромінює специфічний лінійчастий спектр31.Для якісного аналізу зразка фотопомножувач вимірює наявність окремого спектру для кожного елемента, а також інтенсивність спектру.Потім використовуйте рівняння для розрахунку еквівалентного числа опору точці (PREN).(3) Коефіцієнт 32 і діаграма стану WRC 1992 використовуються для розрахунку еквівалентів хрому та нікелю (Creq і Nieq) з рівнянь.(4) і (5) дорівнюють 33 і 34 відповідно;
Зверніть увагу, що PREN враховує лише позитивний вплив трьох основних елементів Cr, Mo та N, тоді як фактор азоту x знаходиться в діапазоні 16-30.Як правило, x вибирається зі списку 16, 20 або 30. У дослідженнях дуплексних нержавіючих сталей проміжне значення 20 найчастіше використовується для розрахунку значень PREN35,36.
Зварні з’єднання, виготовлені з використанням різних електродів, випробовували на розтяг на універсальній випробувальній машині (Instron 8800 UTM) при швидкості деформації 0,5 мм/хв згідно з ASTM E8-21.Міцність на розрив (UTS), межа текучості при зсуві (YS) 0,2% і подовження розраховувалися відповідно до ASTM E8-2137.
Зварні деталі DSS 2205 спочатку відшліфували та відполірували з використанням різних розмірів зернистості (120, 220, 320, 400, 600, 800, 1000 та 1200) перед аналізом твердості.Зварні зразки виготовляли електродами E1, E2 і C. Твердість вимірюють у десяти (10) точках від центру зварного шва до основного металу з інтервалом 1 мм.
Рентгенівський дифрактометр (D8 Discover, Bruker, Німеччина), налаштований за допомогою програмного забезпечення Bruker XRD Commander для збору даних і Fe-фільтрованого випромінювання Cu-K-α з енергією 8,04 кеВ, що відповідає довжині хвилі 1,5406 Å і швидкості сканування 3 ° Діапазон сканування (2θ) хв-1 становить від 38 до 103° для фазового аналізу з електродами E1, E2 і C і BM, присутніми в зварних швах DSS.Метод уточнення Rietveld був використаний для індексації складових фаз за допомогою програмного забезпечення MAUD, описаного Lutterotti39.На основі ASTM E1245-03 було проведено кількісний металографічний аналіз мікроскопічних зображень зварних з’єднань електродів E1, E2 і C за допомогою програмного забезпечення Image J40.Результати розрахунку об’ємної частки феритно-аустенітної фази, їх середнє значення та відхилення наведені в табл.5. Як показано на прикладі конфігурації на рис.6d, аналіз за допомогою оптичної мікроскопії (ОМ) проводився на ПМ і зварних з’єднаннях з електродами E1 і E2 для вивчення морфології зразків.Зразки полірували наждачним папером з карбіду кремнію (SiC) зернистістю 120, 220, 320, 400, 600, 800, 1000, 1200, 1500 і 2000.Потім зразки електролітично травили в 10% водному розчині щавлевої кислоти при кімнатній температурі при напрузі 5 В протягом 10 с і поміщали на оптичний мікроскоп LEICA DM 2500 M для морфологічної характеристики.Подальше полірування зразка було виконано з використанням паперу з карбіду кремнію (SiC) зернистістю 2500 для SEM-BSE аналізу.Крім того, зварні з’єднання досліджували на мікроструктуру за допомогою автоемісійного скануючого електронного мікроскопа (СЕМ) надвисокої роздільної здатності (FEI NOVA NANOSEM 430, США), оснащеного ЕРС.Зразок розміром 20 × 10 × 6 мм шліфували різними SiC наждачними паперами розміром від 120 до 2500. Зразки електролітично травили в 40 г NaOH і 100 мл дистильованої води при напрузі 5 В протягом 15 с, а потім встановлений на тримачі зразків, розташованому в камері SEM, для аналізу зразків після продування камери азотом.Електронний промінь, створений нагрітою вольфрамовою ниткою, створює решітку на зразку для отримання зображень із різним збільшенням, а результати ЕМП були отримані за допомогою методів Roche та ін.41 і Мокобі 42 .
Метод електрохімічної потенціодинамічної поляризації згідно з ASTM G59-9743 і ASTM G5-1444 використовувався для оцінки потенціалу деградації пластин DSS 2205, зварених електродами E1, E2 і C в середовищі 3,5% NaCl.Електрохімічні випробування проводили за допомогою апарата Potentiostat-Galvanostat/ZRA з комп’ютерним керуванням (модель: PC4/750, Gamry Instruments, США).Електрохімічні випробування проводили на трьохелектродній випробувальній установці: DSS 2205 як робочий електрод, насичений каломельний електрод (SCE) як електрод порівняння та графітовий стрижень як протиелектрод.Вимірювання проводили за допомогою електрохімічної комірки, в якій площа дії розчину становила площу робочого електрода 0,78 см2.Вимірювання проводилися між потенціалами від -1,0 В до +1,6 В на попередньо стабілізованому OCP (відносно OCP) зі швидкістю сканування 1,0 мВ/с.
Електрохімічні критичні температурні випробування на точкову точку проводили в 3,5% NaCl для оцінки стійкості до точкової корекції зварних швів, виконаних електродами E1, E2 і C.чітко на потенціал піттингу в PB (між пасивною та транспасивною областями) і зварених зразків з E1, E2, електродами C. Тому вимірювання CPT виконуються для точного визначення потенціалу пітингу зварювальних витратних матеріалів.Тестування CPT проводилося відповідно до звітів про зварювання дуплексної нержавіючої сталі45 та ASTM G150-1846.З кожної зварюваних сталей (С-110А, Е1-110А, Е2-90А) вирізали зразки площею 1 см2, включаючи основу, шов і зони ЗТВ.Зразки полірували за допомогою наждачного паперу та суспензії порошку оксиду алюмінію розміром 1 мкм відповідно до стандартних металографічних процедур підготовки зразків.Після полірування зразки очищали ультразвуком в ацетоні протягом 2 хв.3,5% досліджуваний розчин NaCl додавали до тестової комірки СРТ і початкову температуру регулювали до 25°C за допомогою термостата (Neslab RTE-111).Після досягнення початкової температури випробування 25°C протягом 15 хвилин продували газ Ar, потім зразки поміщали в комірку та протягом 15 хвилин вимірювали OCF.Потім зразок поляризували, прикладаючи напругу 0,3 В при початковій температурі 25°C, і струм вимірювали протягом 10 хв45.Почніть нагрівати розчин зі швидкістю 1 °C/хв до 50 °C.Під час нагрівання досліджуваного розчину датчик температури використовується для постійного моніторингу температури розчину та зберігання даних про час і температуру, а потенціостат/гальваностат використовується для вимірювання струму.Графітовий електрод використовували як протиелектрод, і всі потенціали вимірювали відносно електрода порівняння Ag/AgCl.Продувку аргоном проводили протягом усього тесту.
На рис.1 показано склад (у масових відсотках) компонентів флюсу F1 і F2, які використовуються для виробництва лужного (E1) і кислотного (E2) електродів відповідно.Показник основності флюсу використовується для прогнозування механічних і металургійних властивостей зварних з'єднань.F1 — це компонент флюсу, що використовується для покриття електродів E1, який називається лужним флюсом, оскільки його основний індекс > 1,2 (тобто 2,40), а F2 — це флюс, який використовується для покриття електродів E2 і називається кислотним флюсом через його основності індекс < 0,9 (тобто 2,40).0,40).Зрозуміло, що електроди, покриті основними флюсами, у більшості випадків мають кращі механічні властивості, ніж електроди, покриті кислотними флюсами.Ця характеристика є функцією домінування основного оксиду в системі складу флюсу для електрода Е1.Навпаки, видалення шлаку (відокремлюваність) і низьке розбризкування, що спостерігається в з'єднаннях, зварених електродами E2, характерні для електродів з кислотним покриттям з флюсу з високим вмістом рутилу.Це спостереження узгоджується з висновками Gill47 про те, що вплив вмісту рутилу на відокремлюваність шлаку та низьке розбризкування електродів, покритих флюсом кислоти, сприяє швидкому замерзанню шлаку.Каолін у системі флюсу, що використовується для покриття електродів E1 і E2, використовувався як мастило, а порошок тальку покращив екструдування електродів.Сполучні силікатні калію у флюсових системах сприяють кращому запалюванню дуги та стабільності роботи, а також, крім своїх адгезійних властивостей, покращують відділення шлаку у зварних виробах.Оскільки CaCO3 є чистим розщеплювачем (шлакоутворювачем) у флюсі та має тенденцію генерувати багато диму під час зварювання внаслідок термічного розкладання на CaO та приблизно 44% CO2, TiO2 (як утворювач сітки/шлакоутворювач) допомагає зменшити кількість диму під час зварювання.зварювання і, таким чином, покращити відокремлюваність шлаку, як запропоновано Jing та ін.48.Фторовий флюс (CaF2) — це хімічно агресивний флюс, який покращує чистоту припою.Ястшембська та ін.49 повідомили про вплив фторидної композиції цього складу флюсу на властивості чистоти зварного шва.Як правило, флюс додається в зону зварного шва для покращення стабільності дуги, додавання легуючих елементів, накопичення шлаку, підвищення продуктивності та покращення якості зварювальної ванни 50.
Криві TGA-DTG, показані на рис.2а і 2б показана триступенева втрата маси при нагріванні в інтервалі температур 30–1000°С в атмосфері азоту.Результати на малюнках 2a і b показують, що для зразків основного та кислотного потоку крива TGA опускається прямо вниз, поки нарешті не стане паралельною осі температури, приблизно 866,49°C і 849,10°C відповідно.Втрата ваги на 1,30% і 0,81% на початку кривих TGA на рис. 2a і 2b пояснюється вологістю, поглиненою компонентами флюсу, а також випаровуванням і дегідратацією поверхневої вологи.Основні розклади зразків основного флюсу на другому та третьому етапах на рис.2а відбувалися в інтервалах температур 619,45°C–766,36°C та 766,36°C–866,49°C, а відсоток втрати їх маси становив 2,84 та 9,48%., відповідно.У той час як для зразків кислого флюсу на рис. 7b, які знаходилися в діапазоні температур 665,23 °C–745,37 °C і 745,37 °C–849,10 °C, їх відсоткова втрата ваги становила 0,81 і 6,73%, відповідно, що пояснюється термічне розкладання.Оскільки компоненти флюсу є неорганічними, леткі речовини обмежені сумішшю флюсу.Тому відновлення і окислення страшні.Це узгоджується з результатами Balogun et al.51, Kamli et al.52 та Adeleke et al.53.Сума втрат маси зразка потоку, що спостерігається на рис.2а і 2б становить 13,26% і 8,43% відповідно.Менша втрата маси зразків флюсу на рис.2b пояснюється високими температурами плавлення TiO2 і SiO2 (1843 і 1710°C відповідно) як основних оксидів, що складають флюсову суміш54,55, тоді як TiO2 і SiO2 мають нижчі точки плавлення.температура плавлення Первинний оксид: CaCO3 (825 °C) у зразку флюсу на рис.2a56.Про ці зміни температури плавлення первинних оксидів у флюсових сумішах добре повідомляють Ши та ін.54, Рінгдален та ін.55 і Ду та ін.56.Спостерігаючи безперервну втрату ваги на рис. 2a і 2b, можна зробити висновок, що зразки флюсу, які використовуються в покриттях електродів E1 і E2, зазнають одноетапного розкладання, як припускає Brown57.Температурний діапазон процесу можна побачити з похідних кривих (мас.%) на рис.2а і б.Оскільки крива TGA не може точно описати конкретну температуру, при якій система потоку зазнає зміни фази та кристалізації, похідна TGA використовується для визначення точного значення температури кожного явища (зміни фази) як ендотермічний пік для підготовки системи потоку.
Криві TGA-DTG, що показують термічне розкладання (а) лужного флюсу для покриття електрода E1 та (b) кислотного потоку для покриття електрода E2.
Таблиця 4 показує результати спектрофотометричного аналізу та SEM-EDS аналізу основного металу DSS 2205 і зварних швів, виконаних з використанням електродів E1, E2 і C.Е1 і Е2 показали, що вміст хрому (Cr) різко знизився до 18,94 і 17,04%, а вміст молібдену (Mo) склав 0,06 і ​​0,08% відповідно.значення зварних швів з електродами Е1 і Е2 нижче.Це трохи відповідає розрахованому значенню PREN для феритно-аустенітної фази з аналізу SEM-EDS.Таким чином, можна побачити, що піттинг починається на етапі з низькими значеннями PREN (зварні шви з E1 і E2), в основному, як описано в таблиці 4. Це вказує на виснаження та можливе випадання сплаву в зварному шві.Згодом зниження вмісту легуючих елементів Cr і Mo в зварних швах, виготовлених з використанням електродів E1 і E2, і їх низькі еквівалентні значення піттингу (PREN) показані в таблиці 4, що створює проблему для збереження опору в агресивних середовищах, особливо в хлоридних середовищах.-вмісне середовище.Відносно високий вміст нікелю (Ni) 11,14% і допустима межа вмісту марганцю в зварних з'єднаннях електродів Е1 і Е2 могли мати позитивний вплив на механічні властивості зварних виробів, що використовуються в умовах, що імітують морську воду (рис. 3). ).були зроблені з використанням роботи Yuan і Oy58 і Jing et al.48 щодо впливу складів з високим вмістом нікелю та марганцю на покращення механічних властивостей зварних конструкцій DSS у важких умовах експлуатації.
Результати випробувань на розтяг для (a) UTS і 0,2% провисання YS і (b) рівномірного та повного подовження та їхні стандартні відхилення.
Міцнісні властивості основного матеріалу (BM) і зварних з’єднань із розроблених електродів (E1 і E2) і комерційно доступного електрода (C) оцінювали при двох різних зварювальних струмах 90 A і 110 A. 3(a) і (b) показують UTS, YS зі зміщенням 0,2%, а також дані про подовження та стандартне відхилення.Результати зсуву UTS і YS на 0,2%, отримані з рис.3а показані оптимальні значення для зразка №.1 (БМ), зразок №3 (зварний шов Е1), зразок №5 (зварний шов E2) і зразок №6 (зварні шви з С) становлять 878 і 616 МПа, 732 і 497 МПа, 687 і 461 МПа і 769 і 549 МПа, відповідно, і їх відповідні стандартні відхилення.З рис.110 A) є зразки під номерами 1, 2, 3, 6 і 7, відповідно, з мінімальними рекомендованими властивостями розтягування понад 450 МПа при випробуванні на розтяг і 620 МПа при випробуванні на розтяг, запропоновані Grocki32.Відносне подовження зварних зразків з електродами Е1, Е2 і С, представлених зразками № 2, № 3, № 4, № 5, № 6 і № 7, при зварювальних струмах 90 А і 110 А, відповідно, відображає пластичність і чесність.відношення до недорогоцінних металів.Менше подовження пояснюється можливими дефектами зварювання або складом електродного флюсу (рис. 3б).Можна зробити висновок, що дуплексна нержавіюча сталь BM та зварні з’єднання з електродами E1, E2 та C загалом мають значно вищі властивості на розтяг через відносно високий вміст нікелю (табл. 4), але ця властивість спостерігалася у зварних з’єднаннях.Менш ефективний Е2 виходить від кислотного складу флюсу.Gunn59 продемонстрував вплив нікелевих сплавів на поліпшення механічних властивостей зварних з'єднань і контроль фазової рівноваги та розподілу елементів.Це ще раз підтверджує той факт, що електроди, виготовлені з основних флюсових композицій, мають кращі механічні властивості, ніж електроди, виготовлені з кислих флюсових сумішей, як припускають Bang et al.60.Таким чином, зроблено значний внесок в існуючі знання про властивості зварного з'єднання нового покритого електрода (Е1) з хорошими властивостями на розтяг.
На рис.4а і 4б наведено характеристики мікротвердості за Віккерсом дослідних зразків зварних з'єднань електродів Е1, Е2 і С. 4а наведено результати твердості, отримані з одного напрямку зразка (від WZ до BM), а на рис.4b показує результати твердості, отримані з обох сторін зразка.Значення твердості, отримані при зварюванні зразків № 2, 3, 4 і 5, які є зварними з'єднаннями електродами Е1 і Е2, можуть бути обумовлені крупнозернистою структурою при затвердінні в циклах зварювання.Різке підвищення твердості спостерігалося як у крупнозернистому ЗТВ, так і в дрібнозернистому ЗТВ усіх зразків № 2-7 (див. коди зразків у табл. 2), що можна пояснити можливою зміною мікроструктури зварювальний шов в результаті хромованих зварних зразків багатий викидами (Cr23C6).Порівняно з іншими зварними зразками 2, 3, 4 і 5, значення твердості зварних з’єднань зразків № 6 і 7 на рис.4а та 4б вище (табл. 2).Згідно з Mohammed et al.61 і Nowacki and Lukoje62, це може бути пов’язано з високим значенням δ фериту та викликаними залишковими напругами в зварному шві, а також збідненням легуючих елементів, таких як Mo і Cr у зварному шві.Значення твердості всіх розглянутих експериментальних зразків в області БМ видаються узгодженими.Тенденція в результатах аналізу твердості зварних зразків узгоджується з висновками інших дослідників61,63,64.
Значення твердості зварних з'єднань зразків DSS (а) половинного перерізу зварних зразків і (б) повного перерізу зварних з'єднань.
Було отримано різні фази, присутні в зварному DSS 2205 з електродами E1, E2 і C, а XRD-спектри для кута дифракції 2\(\theta\) показані на рис. 5. Піки аустеніту (\(\gamma\) ) і фериту (\(\alpha\)) фази були ідентифіковані при кутах дифракції 43° і 44°, остаточно підтверджуючи, що композиція зварного шва є двофазною нержавіючої сталі 65.що DSS BM показує лише аустенітну (\(\gamma\)) і феритну (\(\alpha\)) фази, підтверджуючи мікроструктурні результати, представлені на малюнках 1 і 2. 6c, 7c і 9c.Феритна (\(\alpha\)) фаза, що спостерігається за допомогою DSS BM, і високий пік у зварному шві до електрода С вказують на його корозійну стійкість, оскільки ця фаза спрямована на підвищення корозійної стійкості сталі, як це зробили Девісон і Редмонд66. Як зазначається, наявність феритних стабілізуючих елементів, таких як Cr і Mo, ефективно стабілізує пасивну плівку матеріалу в середовищах, що містять хлорид.У таблиці 5 наведено феритно-аустенітну фазу за кількісною металографією.Співвідношення об'ємної частки феритно-аустенітної фази в зварних з'єднаннях електрода С досягається приблизно (≈1:1).Низький феритний (\(\alpha\)) фазовий склад зварних виробів з використанням електродів Е1 і Е2 в результатах об'ємної частки (табл. 5) свідчить про можливу чутливість до корозійного середовища, що підтверджено електрохімічним аналізом.підтверджено (рис. 10a,b)), оскільки феритова фаза забезпечує високу міцність і захист від корозійного розтріскування під напругою, викликаного хлоридом.Це додатково підтверджується низькими значеннями твердості, що спостерігаються в зварних швах електродів E1 і E2 на рис.4а,б, які зумовлені низькою часткою фериту в структурі сталі (табл. 5).Наявність незбалансованих аустенітної (\(\гамма\)) і феритної (\(\альфа\)) фаз у зварних з'єднаннях з використанням електродів Е2 свідчить про фактичну вразливість сталі до рівномірного корозійного впливу.Навпаки, спектри РФА двофазних сталей зварних з’єднань з електродами Е1 і С разом з результатами БМ зазвичай свідчать про наявність аустенітних і феритних стабілізуючих елементів, що робить матеріал корисним у будівництві та нафтохімічній промисловості. , оскільки стверджували Jimenez et al.65;Davidson & Redmond66;Шамант та ін.67.
Оптичні мікрофотографії зварних з’єднань електродів E1 з різною геометрією зварного шва: (a) HAZ, що показує лінію сплавлення, (b) HAZ, що показує лінію сплавлення при більшому збільшенні, (c) BM для феритно-аустенітної фази, (d) геометрія зварного шва , (e) Показує перехідну зону поблизу, (f) HAZ показує феритно-аустенітну фазу при більшому збільшенні, (g) Зона зварювання показує феритно-аустенітну фазу Фаза розтягування.
Оптичні мікрофотографії зварних швів електрода E2 при різних геометріях зварного шва: (a) HAZ, що показує лінію сплавлення, (b) HAZ, що показує лінію сплавлення при більшому збільшенні, (c) BM для феритно-аустенітної об’ємної фази, (d) геометрія зварного шва, (e) ), що показує перехідну зону поблизу, (f) HAZ, що показує феритно-аустенітну фазу при більшому збільшенні, (g) зона зварювання, що показує феритно-аустенітну фазу.
На малюнках 6a–c, наприклад, показано металографічну структуру з’єднань DSS, зварених електродом E1 при різних геометріях зварювання (рис. 6d), вказуючи, де були зроблені оптичні мікрофотографії при різних збільшеннях.На рис.6а, б, е – перехідні зони зварних з’єднань, що демонструють структуру фазової рівноваги ферит-аустеніт.На рисунках 7a-c, а також, наприклад, також показано зовнішній вигляд з’єднання DSS, звареного електродом E2 при різних геометріях зварювання (рис. 7d), що представляє точки аналізу зовнішнього вигляду при різних збільшеннях.На рис.7а,б,е показано перехідну зону зварного з'єднання у феритно-аустенітну рівновагу.ОМ в зоні зварювання (ЗЗ) показано на рис.1 і рис.2. Зварні шви для електродів E1 і E2 6g і 7g відповідно.ОМ на БМ зображено на рис. 1 і 2. На рис.6c, e і 7c, e показують випадок зварних з'єднань з електродами E1 і E2 відповідно.Світла ділянка — це аустенітна фаза, а темна чорна — феритна фаза.Фазові рівноваги в зоні термічного впливу (HAZ) поблизу лінії плавлення вказують на утворення преципітатів Cr2N, як показано на мікрофотографіях SEM-BSE на рис.8a,b і підтверджено на рис.9а,б.Наявність Cr2N, що спостерігається у феритовій фазі зразків на рис.8a,b та підтверджено точковим аналізом SEM-EMF та лінійними діаграмами EMF зварних деталей (рис. 9a-b), пов’язано з вищою температурою нагріву зварювання.Циркуляція прискорює введення хрому і азоту, оскільки висока температура в шві збільшує коефіцієнт дифузії азоту.Ці результати підтверджують дослідження Ramirez et al.68 та Herenyu et al.69, які показують, що, незалежно від вмісту азоту, Cr2N зазвичай осідає на феритових зернах, границях зерен і α/\(\gamma\) межах, як також припускає інші дослідники.70,71.
(a) точковий SEM-EMF аналіз (1, 2 і 3) зварного з’єднання з E2;
Морфологія поверхні репрезентативних зразків та їхні відповідні ЕМП показані на рис.10а–в.На рис.10а та 10б наведено СЕМ-мікрофотографії та їх спектри ЕРС зварних з’єднань з використанням електродів Е1 та Е2 у зоні зварювання відповідно, а на рис.10c показано SEM мікрофотографії та спектри ЕМП ОВ, що містить аустенітну (\(\гамма\)) і феритову (\(\альфа\)) фази без будь-яких виділень.Як показано в спектрі EDS на рис. 10a, відсоток Cr (21,69 мас.%) і Mo (2,65 мас.%) порівняно з 6,25 мас.% Ni дає відчуття відповідного балансу феритно-аустенітної фази.Мікроструктура з високим зниженням вмісту хрому (15,97 мас. %) і молібдену (1,06 мас. %) порівняно з високим вмістом нікелю (10,08 мас. %) у мікроструктурі зварного з’єднання електрода Е2, наведена на рис. фіг.1. Порівняйте.Спектр ЕМП 10б.Голчаста форма з більш дрібнозернистою аустенітною структурою, яку видно на WZ, показаному на рис.10б підтверджує можливе збіднення ферритуючих елементів (Cr і Mo) у зварному шві та випадання нітриду хрому (Cr2N) – аустенітної фази.Розподіл частинок опади вздовж меж аустенітної (\(\гамма\)) та феритної (\(\альфа\)) фаз зварних з'єднань ДСНС підтверджує це твердження72,73,74.Це також призводить до його поганих корозійних характеристик, оскільки Cr вважається основним елементом для формування пасивної плівки, яка покращує локальну корозійну стійкість сталі59,75, як показано на рис. 10b.Можна побачити, що BM на SEM-мікрофотографії на рис. 10c демонструє значне подрібнення зерна, оскільки результати його спектру EDS показують Cr (23,32 мас.%), Mo (3,33 мас.%) і Ni (6,32 мас.%).%) хороші хімічні властивості.%) як важливий легуючий елемент для перевірки рівноважної мікроструктури феритно-аустенітної фази структури DSS76.Результати композиційного спектроскопічного аналізу ЕРС зварних з’єднань електрода Е1 виправдовують його використання в будівництві та слабоагресивних середовищах, оскільки аустенітоутворювачі та стабілізатори фериту в мікроструктурі відповідають стандарту DSS AISI 220541.72 для зварних з’єднань, 77.
СЕМ мікрофотографії зварних з'єднань, де (а) електрод Е1 зони зварювання має спектр ЕРС, (б) електрод Е2 зони зварювання має спектр ЕРС, (в) ОМ має спектр ЕРС.
На практиці було помічено, що зварні шви DSS твердіють у повністю феритному (F-режимі) режимі, із зародженням зародків аустеніту нижче температури ферритного сольвусу, що в основному залежить від еквівалентного співвідношення хрому та нікелю (Creq/Nieq) (> 1,95 становить режим F) Деякі дослідники помітили цей ефект сталі через сильну дифузійну здатність Cr і Mo як феритутворюючих елементів у феритовій фазі8078,79.Зрозуміло, що DSS 2205 BM містить велику кількість Cr і Mo (що демонструє вищий Creq), але має нижчий вміст Ni, ніж зварний шов з електродами E1, E2 і C, що сприяє більш високому співвідношенню Creq/Nieq.Це також очевидно в поточному дослідженні, як показано в таблиці 4, де співвідношення Creq/Nieq було визначено для DSS 2205 BM вище 1,95.Можна побачити, що зварні шви з електродами E1, E2 і C зміцнюються в аустенітно-феритному режимі (режим AF), аустенітному режимі (режим A) і феритно-аустенітному режимі відповідно через більш високий вміст об’ємного режиму (режим FA) .), як показано в таблиці 4, вміст Ni, Cr і Mo у зварному шві менший, що вказує на те, що співвідношення Creq/Nieq нижче, ніж у BM.Первинний ферит у зварювальних швах електродів E2 мав вермикулярну морфологію фериту, а визначене співвідношення Creq/Nieq становило 1,20, як описано в таблиці 4.
На рис.11a показано залежність потенціалу відкритого контуру (OCP) від часу для сталевої конструкції AISI DSS 2205 у 3,5% розчині NaCl.Можна побачити, що крива ОВП зміщується в бік більш позитивного потенціалу, що вказує на появу пасивної плівки на поверхні металевого зразка, падіння потенціалу вказує на загальну корозію, а майже постійний потенціал з часом вказує на утворення пасивна плівка з часом., Поверхня зразка є стабільною та має Sticky 77. Криві зображують експериментальні підкладки в стабільних умовах для всіх зразків в електроліті, що містить 3,5% розчин NaCl, за винятком зразка 7 (зварне з’єднання з C-електродом), який показує невелику нестабільність.Цю нестабільність можна порівняти з наявністю іонів хлориду (Cl-) у розчині, які можуть значно прискорити реакцію корозії, тим самим збільшуючи ступінь корозії.Спостереження під час сканування OCP без прикладеного потенціалу показали, що Cl в реакції може впливати на стійкість і термодинамічну стабільність зразків в агресивних середовищах.Ма та ін.81 і Lotho et al.5 підтвердив твердження, що Cl- відіграє певну роль у прискоренні деградації пасивних плівок на підкладках, тим самим сприяючи подальшому зношенню.
Електрохімічний аналіз досліджуваних зразків: (а) еволюція RSD залежно від часу та (б) потенціодинамічна поляризація зразків у 3,5% розчині NaCl.
На рис.11б наведено порівняльний аналіз потенціодинамічних поляризаційних кривих (ППК) зварних з’єднань електродів Е1, Е2 і С під впливом 3,5% розчину NaCl.Зварені зразки БМ у КПП та 3,5% розчині NaCl показали пасивну поведінку.У таблиці 5 наведені параметри електрохімічного аналізу зразків, отримані з кривих PPC, такі як Ecorr (потенціал корозії) і Epit (потенціал точкової корозії), а також пов’язані з ними відхилення.Порівняно з іншими зразками № 2 і № 5, звареними електродами Е1 і Е2, зразки № 1 і № 7 (БМ і зварні з’єднання електродом С) показали високий потенціал точкової корозії в розчині NaCl (рис. 11b). ).Вищі пасивуючі властивості перших порівняно з другими зумовлені збалансованістю мікроструктурного складу сталі (аустенітної та феритної фаз) і концентрації легуючих елементів.Завдяки наявності феритної та аустенітної фаз у мікроструктурі Resendea et al.82 підтримали пасивну поведінку СППР в агресивних середовищах.Низька продуктивність зразків, зварених електродами E1 і E2, може бути пов'язана з виснаженням основних легуючих елементів, таких як Cr і Mo, в зоні зварювання (WZ), оскільки вони стабілізують фазу фериту (Cr і Mo), діють як пасиватори. Сплави в аустенітній фазі окислених сталей.Вплив цих елементів на точкову стійкість є більшим в аустенітній фазі, ніж у феритній фазі.З цієї причини феритна фаза піддається пасивації швидше, ніж аустенітна фаза, пов’язана з першою областю пасивації поляризаційної кривої.Ці елементи суттєво впливають на стійкість до пітінгу DSS завдяки їх вищій стійкості до точкової корекції в аустенітній фазі порівняно з феритною фазою.Таким чином, швидка пасивація феритової фази на 81% вище, ніж аустенітної фази.Хоча Cl- у розчині має сильний негативний вплив на пасивуючу здатність сталевої плівки83.Отже, стабільність пасивуючої плівки зразка буде значно знижена84.З табл.6 також показує, що потенціал корозії (Ecorr) зварних з'єднань з електродом Е1 дещо менш стабільний у розчині порівняно зі зварними з'єднаннями з електродом Е2.Це також підтверджується низькими значеннями твердості зварних швів з використанням електродів Е1 і Е2 на рис.4а,б, що зумовлено низьким вмістом фериту (табл. 5) та низьким вмістом хрому та молібдену (табл. 4) у виготовленій сталевій конструкції.Можна зробити висновок, що корозійна стійкість сталей у змодельованому морському середовищі зростає зі зменшенням зварювального струму та зменшується при низькому вмісті Cr і Mo та низькому вмісті фериту.Це твердження узгоджується з дослідженням Salim et al.85 про вплив параметрів зварювання, таких як зварювальний струм, на корозійну цілісність зварних сталей.Коли хлорид проникає в сталь різними способами, такими як капілярне поглинання та дифузія, утворюються ямки (точкова корозія) неоднорідної форми та глибини.Механізм істотно відрізняється в розчинах з вищим рН, де навколишні (ОН-) групи просто притягуються до сталевої поверхні, стабілізуючи пасивну плівку та забезпечуючи додатковий захист сталевої поверхні25,86.Найкраща корозійна стійкість зразків № 1 і № 7 зумовлена ​​в основному наявністю в структурі сталі великої кількості δ-фериту (табл. 5) і великої кількості Cr і Mo (табл. 4), оскільки Рівень точкової корозії в основному присутній у сталі, звареної методом DSS, в аустенітно-фазній структурі деталей.Таким чином, хімічний склад сплаву відіграє вирішальну роль у корозійних характеристиках зварного з’єднання87,88.Крім того, було помічено, що зразки, зварені з використанням електродів E1 і C у цьому дослідженні, показали нижчі значення Ecorr за кривими PPC, ніж зразки, зварені за допомогою електрода E2 за кривими OCP (табл. 5).Тому анодна область починається з нижчим потенціалом.Ця зміна в основному пов’язана з частковою стабілізацією пасиваційного шару, утвореного на поверхні зразка, і катодної поляризації, яка відбувається до досягнення повної стабілізації OCP89.На рис.12a і b показують 3D-зображення оптичного профайлера експериментально корозійних зразків за різних умов зварювання.Можна побачити, що розмір точкової корозії зразків збільшується з нижчим потенціалом точкової корозії, створеним високим зварювальним струмом 110 А (рис. 12b), порівнянним із розміром точкової корозії, отриманим для зварних швів із меншим коефіцієнтом зварювального струму 90 А. (рис. 12а).Це підтверджує твердження Мохаммеда90 про те, що смуги ковзання утворюються на поверхні зразка для руйнування поверхневої пасивуючої плівки шляхом впливу на субстрат 3,5% розчину NaCl, щоб хлорид почав атакувати, змушуючи матеріал розчинятися.
Аналіз SEM-EDS у таблиці 4 показує, що значення PREN кожної аустенітної фази вищі, ніж значення фериту у всіх зварних швах і BM.Ініціація піттингу на межі розділу ферит/аустеніт прискорює руйнування шару пасивного матеріалу через неоднорідність і сегрегацію елементів, що виникають у цих областях91.На відміну від аустенітної фази, де значення еквівалента стійкості до пітінгу (PRE) є вищим, ініціювання пітінгу у феритній фазі відбувається через нижче значення PRE (Таблиця 4).Схоже, що фаза аустеніту містить значну кількість стабілізатора аустеніту (розчинність азоту), що забезпечує більш високу концентрацію цього елемента і, отже, більш високу стійкість до точкової корекції92.
На рис.На малюнку 13 показані криві критичної температури пітінгу для зварних швів E1, E2 і C.З огляду на те, що щільність струму підвищилася до 100 мкА/см2 через пітинг під час випробування ASTM, зрозуміло, що зварний шов @110A з E1 показав мінімальну критичну температуру пітингу 27,5°C, а потім E2 @ 90A показує CPT 40 °C, а у випадку C@110A найвищий CPT становить 41 °C.Отримані результати добре узгоджуються з результатами поляризаційних тестів.
Механічні властивості та корозійна поведінка дуплексних зварних швів з нержавіючої сталі були досліджені з використанням нових електродів E1 та E2.Лужний електрод (E1) і кислотний електрод (E2), які використовувалися в процесі SMAW, були успішно покриті композицією флюсу із загальним коефіцієнтом покриття 1,7 мм і лужним індексом 2,40 і 0,40 відповідно.Оцінено термостійкість флюсів, виготовлених з використанням ТГА в інертному середовищі.Наявність високого вмісту TiO2 (%) у матриці флюсу покращила видалення шлаку зварних виробів для електродів, покритих кислотним флюсом (Е2), порівняно з електродами, покритими основним флюсом (Е1).Хоча два електроди з покриттям (E1 і E2) мають хорошу здатність запускати дугу.Умови зварювання, особливо підведення тепла, зварювальний струм і швидкість, відіграють вирішальну роль у досягненні фазового балансу аустеніту/фериту зварних швів DSS 2205 і чудових механічних властивостей зварного шва.З’єднання, зварені електродом E1, показали чудові властивості на розтяг (зсув 0,2% YS = 497 МПа та UTS = 732 МПа), підтверджуючи, що електроди з основним флюсом мають високий індекс основності порівняно з електродами з кислотним флюсом.Електроди демонструють кращі механічні властивості з низькою лужністю.Очевидно, що у зварних з’єднаннях електродів з новим покриттям (Е1 та Е2) відсутня рівновага феритно-аустенітної фази, що було виявлено за допомогою OES та SEM-EDS аналізу зварного шва та визначено кількісно за об’ємною часткою в зварний шов.Металографія підтвердила їх SEM дослідження.мікроструктури.В основному це пов’язано з виснаженням легуючих елементів, таких як Cr і Mo, і можливим виділенням Cr2N під час зварювання, що підтверджується лінійним скануванням EDS.Це додатково підтверджується низькими значеннями твердості, які спостерігаються в зварних швах з електродами E1 і E2 через низьку частку фериту та легуючих елементів у структурі сталі.Доказовий потенціал корозії (Ecorr) зварних швів з використанням електрода E1 виявився трохи менш стійким до корозії в розчині порівняно зі зварними швами з використанням електрода E2.Це підтверджує ефективність нещодавно розроблених електродів у зварювальних швах, випробуваних у середовищі 3,5% NaCl без флюсової суміші.Можна зробити висновок, що стійкість до корозії в змодельованому морському середовищі зростає зі зменшенням зварювального струму.Таким чином, виділення карбідів і нітридів і подальше зниження корозійної стійкості зварних з’єднань з використанням електродів Е1 і Е2 пояснювали збільшенням зварювального струму, що призвело до дисбалансу фазового балансу зварних з’єднань зі сталей подвійного призначення.
На запит дані для цього дослідження будуть надані відповідним автором.
Smook O., Nenonen P., Hanninen H. and Liimatainen J. Мікроструктура супердуплексної нержавіючої сталі, утвореної гарячим ізостатичним пресуванням у порошковій металургії під час промислової термообробки.метал.альма-матер.транс.A 35, 2103. https://doi.org/10.1007/s11661-004-0158-9 (2004).
Kuroda T., Ikeuchi K. та Kitagawa Y. Контроль мікроструктури при з’єднанні сучасних нержавіючих сталей.В обробці нових матеріалів для вдосконаленої електромагнітної енергії, 419–422 (2005).
Смук О. Мікроструктура та властивості супердуплексних нержавіючих сталей сучасної порошкової металургії.Королівський технологічний інститут (2004)
Лотто, Т. Р. і Бабалола, П. Поведінка поляризаційної корозії та мікроструктурний аналіз композитів з матрицею алюмінію та карбіду кремнію AA1070 за концентрації хлориду кислоти.Переконливий інженер.4, 1. https://doi.org/10.1080/23311916.2017.1422229 (2017).
Бонолло Ф., Тіціані А. та Ферро П. Процес зварювання, мікроструктурні зміни та кінцеві властивості дуплексних і супердуплексних нержавіючих сталей.Дуплексна нержавіюча сталь 141–159 (John Wiley & Sons Inc., Hoboken, 2013).
Кісасоз А., Гурел С. та Карааслан А. Вплив часу відпалу та швидкості охолодження на процес осадження у двофазних корозійностійких сталях.метал.наука.термічна обробка.57, 544. https://doi.org/10.1007/s11041-016-9919-5 (2016).
Шрікант С, Сараванан П, Говіндараджан П, Сісодія С і Раві К. Розробка в лабораторії бідної дуплексної нержавіючої сталі (LDSS) з чудовими механічними та корозійними властивостями.Передова альма-матер.резервуар для зберігання.794, 714 (2013).
Муркуте П., Пасебані С. та Ісгор О. Б. Металургійні та електрохімічні властивості супердуплексних шарів покриття з нержавіючої сталі на підкладках з м’якої сталі, отриманих лазерним легуванням у порошковому шарі.наука.Rep. 10, 10162. https://doi.org/10.1038/s41598-020-67249-2 (2020).
Oshima, T., Khabara, Y. and Kuroda, K. Зусилля зберегти нікель в аустенітних нержавіючих сталях.ISIJ International 47, 359. https://doi.org/10.2355/isijinternational.47.359 (2007).
Оікава В., Цуге С. і Гономе Ф. Розробка нової серії худої дуплексної нержавіючої сталі.NSSC 2120™, NSSC™ 2351. Технічний звіт NIPPON Steel № 126 (2021).