Chemische Zusammensetzung von Spiralrohren aus Edelstahl 321. Mechanische Eigenschaften und Korrosionsverhalten einer Duplex-Edelstahlschweißnaht mit einer neuen Elektrode

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Chemische Zusammensetzung des Spulenrohrs aus Edelstahl 321

Die chemische Zusammensetzung von Spiralrohren aus Edelstahl 321 ist wie folgt:
- Kohlenstoff: 0,08 % max
- Mangan: 2,00 % max
- Nickel: 9,00 % min

Mechanische Eigenschaften des Spulenrohrs aus Edelstahl 321

Nach Angaben des Herstellers von Spiralrohren aus Edelstahl 321 sind die mechanischen Eigenschaften von Spiralrohren aus Edelstahl 321 unten aufgeführt: Zugfestigkeit (psi), Streckgrenze (psi), Dehnung (%).

Anwendungen und Verwendungen von Spulenrohren aus Edelstahl 321

In vielen technischen Anwendungen sind die mechanischen und Korrosionseigenschaften von geschweißten Konstruktionen aus Duplex-Edelstahl (DSS) die wichtigsten Faktoren.Die aktuelle Studie untersuchte die mechanischen Eigenschaften und die Korrosionsbeständigkeit von Duplex-Edelstahlschweißnähten in einer Umgebung, die 3,5 % NaCl simulierte, unter Verwendung einer speziell entwickelten neuen Elektrode ohne Zugabe von Legierungselementen zu den Flussmittelproben.Zum Schweißen von DSS-Platinen wurden an den Elektroden E1 und E2 zwei verschiedene Arten von Flussmitteln mit einem Grundindex von 2,40 bzw. 0,40 verwendet.Die thermische Stabilität der Flussmittelzusammensetzungen wurde mittels thermogravimetrischer Analyse bewertet.Die chemische Zusammensetzung sowie die mechanischen und Korrosionseigenschaften der Schweißverbindungen wurden mittels Emissionsspektroskopie gemäß verschiedenen ASTM-Standards bewertet.Zur Bestimmung der in DSS-Schweißnähten vorhandenen Phasen wird Röntgenbeugung eingesetzt, und zur Untersuchung der Mikrostruktur von Schweißnähten wird Rasterelektronenmikroskopie mit EDS eingesetzt.Die Zugfestigkeit der mit E1-Elektroden hergestellten Schweißverbindungen lag zwischen 715 und 732 MPa, mit E2-Elektroden zwischen 606 und 687 MPa.Der Schweißstrom wurde von 90 A auf 110 A erhöht, außerdem wurde die Härte erhöht.Schweißverbindungen mit E1-Elektroden, die mit basischen Flussmitteln beschichtet sind, weisen bessere mechanische Eigenschaften auf.Die Stahlkonstruktion weist in einer Umgebung mit 3,5 % NaCl eine hohe Korrosionsbeständigkeit auf.Dies bestätigt die Funktionsfähigkeit von Schweißverbindungen, die mit neu entwickelten Elektroden hergestellt wurden.Die Ergebnisse werden im Hinblick auf die in Schweißnähten mit beschichteten Elektroden E1 und E2 beobachtete Abreicherung von Legierungselementen wie Cr und Mo sowie die Freisetzung von Cr2N in Schweißnähten mit den Elektroden E1 und E2 diskutiert.
Historisch gesehen stammt die erste offizielle Erwähnung von Duplex-Edelstahl (DSS) aus dem Jahr 1927, als er nur für bestimmte Gussteile verwendet wurde und aufgrund seines hohen Kohlenstoffgehalts in den meisten technischen Anwendungen nicht verwendet wurde1.Später wurde der Standardkohlenstoffgehalt jedoch auf einen Maximalwert von 0,03 % gesenkt und diese Stähle fanden in verschiedenen Bereichen breite Anwendung2,3.DSS ist eine Familie von Legierungen mit ungefähr gleichen Anteilen an Ferrit und Austenit.Untersuchungen haben gezeigt, dass die ferritische Phase in DSS einen hervorragenden Schutz gegen chloridinduzierte Spannungsrisskorrosion (SCC) bietet, die im 20. Jahrhundert ein wichtiges Problem für austenitische rostfreie Stähle (ASS) war.Andererseits wächst in einigen Maschinenbau- und anderen Branchen4 die Nachfrage nach Speicher um bis zu 20 % pro Jahr.Dieser innovative Stahl mit einem zweiphasigen austenitisch-ferritischen Gefüge kann durch geeignete Wahl der Zusammensetzung, physikalisch-chemische und thermomechanische Veredelung erhalten werden.Im Vergleich zu einphasigem Edelstahl weist DSS eine höhere Streckgrenze und eine bessere Widerstandsfähigkeit gegen SCC5, 6, 7, 8 auf. Die Duplexstruktur verleiht diesen Stählen unübertroffene Festigkeit, Zähigkeit und erhöhte Korrosionsbeständigkeit in aggressiven Umgebungen mit Säuren, Säurechloriden, Meerwasser und ätzende Chemikalien9.Aufgrund der jährlichen Preisschwankungen von Nickellegierungen (Ni) auf dem allgemeinen Markt hat die DSS-Struktur, insbesondere der Typ mit niedrigem Nickelgehalt (Lean DSS), im Vergleich zu kubisch flächenzentriertem Eisen (FCC) viele herausragende Ergebnisse erzielt10, 11. Das Wichtigste Das Problem von ASE-Designs besteht darin, dass sie verschiedenen rauen Bedingungen ausgesetzt sind.Daher versuchen verschiedene technische Abteilungen und Unternehmen, alternative rostfreie Stähle mit niedrigem Nickelgehalt (Ni) zu fördern, die ebenso gute oder bessere Leistungen als herkömmliche ASS-Stähle mit geeigneter Schweißbarkeit bieten und in industriellen Anwendungen wie Meerwasserwärmetauschern und der chemischen Industrie eingesetzt werden.Behälter 13 für Umgebungen mit hoher Chloridkonzentration.
Im modernen technischen Fortschritt spielt die Schweißfertigung eine entscheidende Rolle.Typischerweise werden DSS-Strukturbauteile durch Schutzgasschweißen oder Schutzgasschweißen verbunden.Die Schweißung wird hauptsächlich durch die Zusammensetzung der zum Schweißen verwendeten Elektrode beeinflusst.Schweißelektroden bestehen aus zwei Teilen: Metall und Flussmittel.Am häufigsten sind Elektroden mit Flussmittel beschichtet, einer Mischung aus Metallen, die bei der Zersetzung Gase freisetzen und eine Schutzschlacke bilden, um die Schweißnaht vor Verunreinigungen zu schützen, die Stabilität des Lichtbogens zu erhöhen und eine Legierungskomponente hinzuzufügen, um die Schweißqualität zu verbessern14 .Gusseisen, Aluminium, Edelstahl, Weichstahl, hochfester Stahl, Kupfer, Messing und Bronze sind einige der Schweißelektrodenmetalle, während Zellulose, Eisenpulver und Wasserstoff einige der verwendeten Flussmittel sind.Manchmal werden der Flussmittelmischung auch Natrium, Titan und Kalium zugesetzt.
Einige Forscher haben versucht, die Auswirkung der Elektrodenkonfiguration auf die mechanische und Korrosionsintegrität geschweißter Stahlkonstruktionen zu untersuchen.Singh et al.15 untersuchten den Einfluss der Flussmittelzusammensetzung auf die Dehnung und Zugfestigkeit von Schweißnähten, die durch Unterpulverschweißen geschweißt wurden.Die Ergebnisse zeigen, dass CaF2 und NiO im Vergleich zum Vorhandensein von FeMn die Hauptdeterminanten der Zugfestigkeit sind.Chirag et al.16 untersuchten SMAW-Verbindungen, indem sie die Konzentration von Rutil (TiO2) in einer Elektrodenflussmischung variierten.Es wurde festgestellt, dass sich die Eigenschaften der Mikrohärte durch einen Anstieg des Anteils und der Migration von Kohlenstoff und Silizium verbesserten.Kumar [17] untersuchte den Entwurf und die Entwicklung agglomerierter Flussmittel für das Unterpulverschweißen von Stahlblechen.Nwigbo und Atuanya18 untersuchten die Verwendung von kaliumreichen Natriumsilikatbindemitteln zur Herstellung von Lichtbogenschweißpulvern und fanden Schweißnähte mit einer hohen Zugfestigkeit von 430 MPa und einer akzeptablen Kornstruktur.Lothongkum et al.19 verwendeten eine potentiokinetische Methode, um den Volumenanteil von Austenit in Duplex-Edelstahl 28Cr–7Ni–O–0,34N in einer luftgesättigten NaCl-Lösung bei einer Konzentration von 3,5 Gew.-% zu untersuchen.unter pH-Bedingungen.und 27°C.Sowohl Duplex- als auch Mikroduplex-Edelstähle zeigen die gleiche Wirkung von Stickstoff auf das Korrosionsverhalten.Stickstoff hatte keinen Einfluss auf das Korrosionspotenzial oder die Korrosionsgeschwindigkeit bei pH 7 und 10, allerdings war das Korrosionspotenzial bei pH 10 geringer als bei pH 7. Andererseits begann das Potenzial bei allen untersuchten pH-Werten mit zunehmendem Stickstoffgehalt anzusteigen .Lacerda et al.20 untersuchten Lochfraßbildung an Duplex-Edelstählen UNS S31803 und UNS S32304 in 3,5 % NaCl-Lösung unter Verwendung zyklischer potentiodynamischer Polarisation.In einer 3,5 Gew.-%igen NaCl-Lösung wurden auf den beiden untersuchten Stahlplatten Anzeichen von Lochfraß festgestellt.UNS S31803-Stahl hat ein höheres Korrosionspotenzial (Ecorr), Lochfraßpotenzial (Epit) und Polarisationsbeständigkeit (Rp) als UNS S32304-Stahl.Der Stahl UNS S31803 hat eine höhere Repassivität als der Stahl UNS S32304.Laut einer Studie von Jiang et al.[21] umfasst der Reaktivierungspeak, der der Doppelphase (Austenit- und Ferritphase) von Duplex-Edelstahl entspricht, bis zu 65 % der Ferritzusammensetzung, und die Ferrit-Reaktivierungsstromdichte nimmt mit zunehmender Wärmebehandlungszeit zu.Es ist bekannt, dass die austenitische und die ferritische Phase unterschiedliche elektrochemische Reaktionen bei unterschiedlichen elektrochemischen Potentialen zeigen21,22,23,24.Abdo et al.25 verwendeten potentiodynamische Messungen der Polarisationsspektroskopie und der elektrochemischen Impedanzspektroskopie, um die elektrochemisch induzierte Korrosion der lasergeschweißten 2205-DSS-Legierung in künstlichem Meerwasser (3,5 % NaCl) unter Bedingungen unterschiedlicher Säure und Alkalität zu untersuchen.Auf den freiliegenden Oberflächen der getesteten DSS-Proben wurde Lochfraßkorrosion beobachtet.Basierend auf diesen Erkenntnissen wurde festgestellt, dass ein proportionaler Zusammenhang zwischen dem pH-Wert des Lösungsmediums und dem Widerstand des beim Ladungsübertragungsprozess gebildeten Films besteht, der sich direkt auf die Bildung von Lochfraß und deren Spezifikation auswirkt.Der Zweck dieser Studie bestand darin, zu verstehen, wie sich eine neu entwickelte Schweißelektrodenzusammensetzung auf die mechanische und verschleißfeste Integrität von geschweißtem DSS 2205 in einer 3,5 %igen NaCl-Umgebung auswirkt.
Die in den Elektrodenbeschichtungsformulierungen verwendeten Flussmineralien (Zutaten) waren Calciumcarbonat (CaCO3) aus dem Bezirk Obajana, Bundesstaat Kogi, Nigeria, Calciumfluorid (CaF2) aus dem Bundesstaat Taraba, Nigeria, Siliziumdioxid (SiO2), Talkpulver (Mg3Si4O10(OH). ) )2) und Rutil (TiO2) wurden von Jos, Nigeria, und Kaolin (Al2(OH)4Si2O5) von Kankara, Katsina State, Nigeria, bezogen.Als Bindemittel wird Kaliumsilikat verwendet, es wird aus Indien bezogen.
Wie in Tabelle 1 gezeigt, wurden die Oxidbestandteile unabhängig voneinander auf einer Digitalwaage gewogen.Anschließend wurde es mit einem Kaliumsilikat-Bindemittel (23 Gew.-%) in einem Elektromixer (Modell: 641-048) von Indian Steel and Wire Products Ltd. (ISWP) 30 Minuten lang gemischt, um eine homogene halbfeste Paste zu erhalten.Das nass gemischte Flussmittel wird von der Brikettiermaschine in eine zylindrische Form gepresst und mit einem Druck von 80 bis 100 kg/cm2 in die Extrusionskammer eingespeist. Von der Drahtzuführkammer wird es in den Edelstahldrahtextruder mit 3,15 mm Durchmesser eingespeist.Das Flussmittel wird durch ein Düsen-/Matrizensystem zugeführt und in den Extruder eingespritzt, um die Elektroden zu extrudieren.Es wurde ein Bedeckungsfaktor von 1,70 mm ermittelt, wobei der Bedeckungsfaktor als Verhältnis des Elektrodendurchmessers zum Strangdurchmesser definiert ist.Anschließend wurden die beschichteten Elektroden 24 Stunden lang an der Luft getrocknet und anschließend 2 Stunden lang in einem Muffelofen (Modell PH-248-0571/5448) bei 150–250 °C\(-\) kalziniert.Verwenden Sie die Gleichung, um die Alkalität des Flusses zu berechnen.(1) 26;
Die thermische Stabilität von Flussmittelproben der Zusammensetzungen E1 und E2 wurde mittels thermogravimetrischer Analyse (TGA) bestimmt.Zur Analyse wurde eine Probe von etwa 25,33 mg Flussmittel in den TGA geladen.Die Experimente wurden in einem inerten Medium durchgeführt, das durch einen kontinuierlichen N2-Fluss mit einer Geschwindigkeit von 60 ml/min erhalten wurde.Die Probe wurde mit einer Heizrate von 10 °C/min von 30 °C auf 1000 °C erhitzt.Nach den von Wang et al.27, Xu et al.28 und Dagwa et al.29 genannten Methoden wurden die thermische Zersetzung und der Gewichtsverlust der Proben bei bestimmten Temperaturen anhand von TGA-Diagrammen ermittelt.
Bearbeiten Sie zwei 300 x 60 x 6 mm große DSS-Platten, um sie für das Löten vorzubereiten.Die V-Nut wurde mit einem Wurzelspalt von 3 mm, einem Wurzelloch von 2 mm und einem Rillenwinkel von 60° entworfen.Anschließend wurde die Platte mit Aceton gespült, um mögliche Verunreinigungen zu entfernen.Schweißen Sie die Platten mit einem abgeschirmten Metalllichtbogenschweißgerät (SMAW) mit positiver Gleichstromelektrode (DCEP) unter Verwendung beschichteter Elektroden (E1 und E2) und einer Referenzelektrode (C) mit einem Durchmesser von 3,15 mm.Die elektrische Entladungsbearbeitung (EDM) (Modell: Excetek-V400) wurde zur Bearbeitung geschweißter Stahlproben für mechanische Tests und Korrosionscharakterisierung eingesetzt.Tabelle 2 zeigt den Beispielcode und die Beschreibung, und Tabelle 3 zeigt die verschiedenen Schweißbetriebsparameter, die zum Schweißen der DSS-Platine verwendet werden.Zur Berechnung des entsprechenden Wärmeeintrags wird Gleichung (2) verwendet.
Mithilfe eines optischen Emissionsspektrometers (OES) Bruker Q8 MAGELLAN mit einer Wellenlänge von 110 bis 800 nm und einer SQL-Datenbanksoftware wurde die chemische Zusammensetzung der Schweißverbindungen der Elektroden E1, E2 und C sowie von Proben des Grundmetalls bestimmt.nutzt den Spalt zwischen der Elektrode und der zu prüfenden Metallprobe. Erzeugt elektrische Energie in Form eines Funkens.Eine Probe der Komponenten wird verdampft und versprüht, gefolgt von einer atomaren Anregung, die anschließend ein spezifisches Linienspektrum emittiert31.Zur qualitativen Analyse der Probe misst die Photomultiplierröhre das Vorhandensein eines speziellen Spektrums für jedes Element sowie die Intensität des Spektrums.Verwenden Sie dann die Gleichung, um die äquivalente Lochfraßwiderstandszahl (PREN) zu berechnen.(3) Verhältnis 32 und das WRC 1992-Zustandsdiagramm werden verwendet, um die Chrom- und Nickeläquivalente (Creq und Nieq) aus den Gleichungen zu berechnen.(4) und (5) sind 33 bzw. 34;
Beachten Sie, dass PREN nur die positiven Auswirkungen der drei Hauptelemente Cr, Mo und N berücksichtigt, während der Stickstofffaktor x im Bereich von 16-30 liegt.Typischerweise wird x aus der Liste 16, 20 oder 30 ausgewählt. Bei der Forschung an Duplex-Edelstählen wird zur Berechnung der PREN35,36-Werte am häufigsten ein Zwischenwert von 20 verwendet.
Mit verschiedenen Elektroden hergestellte Schweißverbindungen wurden auf einer Universalprüfmaschine (Instron 8800 UTM) bei einer Dehnungsgeschwindigkeit von 0,5 mm/min gemäß ASTM E8-21 auf Zug geprüft.Zugfestigkeit (UTS), 0,2 % Scherstreckgrenze (YS) und Dehnung wurden gemäß ASTM E8-2137 berechnet.
DSS 2205-Schweißteile wurden vor der Härteanalyse zunächst mit verschiedenen Körnungen (120, 220, 320, 400, 600, 800, 1000 und 1200) geschliffen und poliert.Geschweißte Proben wurden mit den Elektroden E1, E2 und C hergestellt. Die Härte wird an zehn (10) Punkten von der Mitte der Schweißnaht bis zum Grundmetall in einem Abstand von 1 mm gemessen.
Röntgendiffraktometer (D8 Discover, Bruker, Deutschland), konfiguriert mit der Bruker XRD Commander-Software zur Datenerfassung und Fe-gefilterter Cu-K-α-Strahlung mit einer Energie von 8,04 keV entsprechend einer Wellenlänge von 1,5406 Å und einer Scanrate von 3 ° Der Scanbereich (2θ) min-1 beträgt 38 bis 103° für die Phasenanalyse mit E1-, E2- und C- und BM-Elektroden in DSS-Schweißnähten.Die Rietveld-Verfeinerungsmethode wurde verwendet, um konstituierende Phasen mithilfe der von Lutterotti39 beschriebenen MAUD-Software zu indizieren.Basierend auf ASTM E1245-03 wurde mit der Software Image J40 eine quantitative metallografische Analyse mikroskopischer Bilder der Schweißverbindungen der Elektroden E1, E2 und C durchgeführt.Die Ergebnisse der Berechnung des Volumenanteils der ferritisch-austenitischen Phase, ihr Durchschnittswert und ihre Abweichung sind in der Tabelle angegeben.5. Wie in der Beispielkonfiguration in Abb. gezeigt.In 6d wurde eine optische Mikroskopie (OM)-Analyse an PM- und Schweißverbindungen mit den Elektroden E1 und E2 durchgeführt, um die Morphologie der Proben zu untersuchen.Die Proben wurden mit Siliziumkarbid-Schleifpapier (SiC) der Körnung 120, 220, 320, 400, 600, 800, 1000, 1200, 1500 und 2000 poliert.Anschließend wurden die Proben 10 s lang bei Raumtemperatur und einer Spannung von 5 V elektrolytisch in einer 10 %igen wässrigen Oxalsäurelösung geätzt und zur morphologischen Charakterisierung auf ein optisches LEICA DM 2500 M-Mikroskop gelegt.Das weitere Polieren der Probe wurde mit Siliziumkarbidpapier (SiC) der Körnung 2500 für die SEM-BSE-Analyse durchgeführt.Darüber hinaus wurden die Schweißverbindungen mit einem ultrahochauflösenden Feldemissions-Rasterelektronenmikroskop (REM) (FEI NOVA NANOSEM 430, USA), das mit einem EMF ausgestattet war, auf Mikrostruktur untersucht.Eine 20 × 10 × 6 mm große Probe wurde mit verschiedenen SiC-Schleifpapieren mit einer Größe von 120 bis 2500 geschliffen. Die Proben wurden 15 s lang in 40 g NaOH und 100 ml destilliertem Wasser bei einer Spannung von 5 V elektrolytisch geätzt montiert auf einem Probenhalter, der sich in der REM-Kammer befindet, zur Analyse von Proben nach dem Spülen der Kammer mit Stickstoff.Ein von einem erhitzten Wolframfaden erzeugter Elektronenstrahl erzeugt ein Gitter auf der Probe, um Bilder in verschiedenen Vergrößerungen zu erzeugen. EMF-Ergebnisse wurden mit den Methoden von Roche et al. erhalten.41 und Mokobi 42 .
Eine elektrochemische potentiodynamische Polarisationsmethode gemäß ASTM G59-9743 und ASTM G5-1444 wurde verwendet, um das Degradationspotenzial von DSS 2205-Platten zu bewerten, die mit E1-, E2- und C-Elektroden in einer 3,5 % NaCl-Umgebung geschweißt wurden.Elektrochemische Tests wurden mit einem computergesteuerten Potentiostat-Galvanostat/ZRA-Gerät (Modell: PC4/750, Gamry Instruments, USA) durchgeführt.Die elektrochemischen Tests wurden an einem Testaufbau mit drei Elektroden durchgeführt: DSS 2205 als Arbeitselektrode, gesättigte Kalomelelektrode (SCE) als Referenzelektrode und Graphitstab als Gegenelektrode.Die Messungen wurden mit einer elektrochemischen Zelle durchgeführt, bei der der Wirkungsbereich der Lösung die Fläche der Arbeitselektrode von 0,78 cm2 betrug.Die Messungen wurden zwischen -1,0 V und +1,6 V Potentialen auf einem vorstabilisierten OCP (relativ zum OCP) mit einer Scanrate von 1,0 mV/s durchgeführt.
Elektrochemische Lochfraß-Kritiktemperaturtests wurden in 3,5 % NaCl durchgeführt, um die Lochfraßbeständigkeit von Schweißnähten zu bewerten, die mit E1-, E2- und C-Elektroden hergestellt wurden.deutlich auf das Lochfraßpotential im PB (zwischen dem passiven und transpassiven Bereich) und geschweißte Proben mit E1, E2, Elektroden C. Daher werden CPT-Messungen durchgeführt, um das Lochfraßpotential von Schweißzusätzen genau zu bestimmen.Die CPT-Prüfung wurde gemäß Duplex-Edelstahl-Schweißberichten45 und ASTM G150-1846 durchgeführt.Aus jedem der zu schweißenden Stähle (S-110A, E1-110A, E2-90A) wurden Proben mit einer Fläche von 1 cm2 geschnitten, einschließlich der Basis-, Schweiß- und HAZ-Zonen.Die Proben wurden mit Sandpapier und einer 1-µm-Aluminiumoxidpulveraufschlämmung gemäß den standardmäßigen metallografischen Probenvorbereitungsverfahren poliert.Nach dem Polieren wurden die Proben 2 Minuten lang in Aceton mit Ultraschall gereinigt.Eine 3,5 %ige NaCl-Testlösung wurde in die CPT-Testzelle gegeben und die Anfangstemperatur wurde mit einem Thermostat (Neslab RTE-111) auf 25 °C eingestellt.Nach Erreichen der anfänglichen Testtemperatur von 25 °C wurde das Ar-Gas 15 Minuten lang eingeblasen, dann wurden die Proben in die Zelle gegeben und der OCF wurde 15 Minuten lang gemessen.Anschließend wurde die Probe durch Anlegen einer Spannung von 0,3 V bei einer Anfangstemperatur von 25 °C polarisiert und der Strom 10 Minuten lang gemessen45.Beginnen Sie mit dem Erhitzen der Lösung mit einer Geschwindigkeit von 1 °C/min auf 50 °C.Während des Erhitzens der Testlösung wird der Temperatursensor verwendet, um die Temperatur der Lösung kontinuierlich zu überwachen und Zeit- und Temperaturdaten zu speichern, und der Potentiostat/Galvanostat wird verwendet, um den Strom zu messen.Als Gegenelektrode wurde eine Graphitelektrode verwendet und alle Potentiale relativ zur Ag/AgCl-Referenzelektrode gemessen.Während des gesamten Tests wurde eine Argonspülung durchgeführt.
Auf Abb.1 zeigt die Zusammensetzung (in Gewichtsprozent) der Flussmittelkomponenten F1 und F2, die zur Herstellung alkalischer (E1) bzw. saurer (E2) Elektroden verwendet werden.Der Flussmittelbasizitätsindex wird zur Vorhersage der mechanischen und metallurgischen Eigenschaften von Schweißverbindungen verwendet.F1 ist die Komponente des Flussmittels, das zur Beschichtung der E1-Elektroden verwendet wird und aufgrund seines Basenindex > 1,2 (d. h. 2,40) als alkalisches Flussmittel bezeichnet wird. F2 ist das Flussmittel, das zur Beschichtung der E2-Elektroden verwendet wird und aufgrund seiner Basizität als saures Flussmittel bezeichnet wird Index < 0,9 (also 2,40).0,40).Es ist klar, dass mit basischen Flussmitteln beschichtete Elektroden in den meisten Fällen bessere mechanische Eigenschaften aufweisen als mit sauren Flussmitteln beschichtete Elektroden.Diese Eigenschaft ist eine Funktion der Dominanz des basischen Oxids im Flussmittelzusammensetzungssystem für Elektrode E1.Im Gegensatz dazu sind die Schlackenentfernung (Trennbarkeit) und die geringen Spritzer, die bei mit E2-Elektroden geschweißten Verbindungen beobachtet werden, charakteristisch für Elektroden mit einer sauren Flussmittelbeschichtung mit hohem Rutilgehalt.Diese Beobachtung steht im Einklang mit den Erkenntnissen von Gill47, dass der Einfluss des Rutilgehalts auf die Ablösbarkeit der Schlacke und die geringen Spritzer von mit Säureflussmittel beschichteten Elektroden zum schnellen Gefrieren der Schlacke beitragen.Kaolin im Flussmittelsystem zur Beschichtung der Elektroden E1 und E2 wurde als Gleitmittel verwendet und Talkumpuder verbesserte die Extrudierbarkeit der Elektroden.Kaliumsilikat-Bindemittel in Flussmittelsystemen tragen zu einer besseren Lichtbogenzündung und Leistungsstabilität bei und verbessern zusätzlich zu ihren Hafteigenschaften die Schlackentrennung in geschweißten Produkten.Da CaCO3 ein Netzbrecher (Schlackenbrecher) im Flussmittel ist und beim Schweißen aufgrund der thermischen Zersetzung in CaO und etwa 44 % CO2 dazu neigt, viel Rauch zu erzeugen, hilft TiO2 (als Netzbildner/Schlackenbildner) dabei, die Menge zu reduzieren Rauchentwicklung beim Schweißen.Schweißen und verbessern so die Ablösbarkeit der Schlacke, wie von Jing et al.48 vorgeschlagen.Fluorflussmittel (CaF2) ist ein chemisch aggressives Flussmittel, das die Sauberkeit des Lots verbessert.Jastrzębska et al.49 berichteten über die Auswirkung der Fluoridzusammensetzung dieser Flussmittelzusammensetzung auf die Sauberkeitseigenschaften der Schweißnaht.Typischerweise wird dem Schweißbereich Flussmittel zugesetzt, um die Lichtbogenstabilität zu verbessern, Legierungselemente hinzuzufügen, Schlacke aufzubauen, die Produktivität zu steigern und die Qualität des Schweißbades 50 zu verbessern.
Die in den Abb. gezeigten TGA-DTG-Kurven.2a und 2b zeigen einen dreistufigen Gewichtsverlust beim Erhitzen im Temperaturbereich von 30–1000 °C in einer Stickstoffatmosphäre.Die Ergebnisse in den Abbildungen 2a und b zeigen, dass die TGA-Kurve bei basischen und sauren Flussproben gerade nach unten abfällt, bis sie schließlich parallel zur Temperaturachse verläuft, etwa 866,49 °C bzw. 849,10 °C.Der Gewichtsverlust von 1,30 % bzw. 0,81 % am Anfang der TGA-Kurven in Abb. 2a und 2b ist auf die von den Flussmittelkomponenten aufgenommene Feuchtigkeit sowie auf die Verdunstung und Dehydrierung der Oberflächenfeuchtigkeit zurückzuführen.Die Hauptzerlegungen der Proben des Hauptflusses in der zweiten und dritten Stufe in Abb.2a trat in den Temperaturbereichen 619,45 °C–766,36 °C und 766,36 °C–866,49 °C auf und der Prozentsatz ihres Gewichtsverlusts betrug 2,84 bzw. 9,48 %., jeweils.Bei den sauren Flussmittelproben in Abb. 7b, die in den Temperaturbereichen 665,23 °C–745,37 °C und 745,37 °C–849,10 °C lagen, betrug ihr prozentualer Gewichtsverlust 0,81 bzw. 6,73 %, was darauf zurückgeführt wurde thermische Zersetzung.Da die Flussmittelkomponenten anorganisch sind, sind die flüchtigen Bestandteile auf die Flussmittelmischung beschränkt.Daher sind Reduktion und Oxidation schrecklich.Dies steht im Einklang mit den Ergebnissen von Balogun et al.51, Kamli et al.52 und Adeleke et al.53.Die Summe des in Abb. beobachteten Massenverlusts der Flussprobe.2a und 2b betragen 13,26 % bzw. 8,43 %.Geringerer Massenverlust der Flussmittelproben in Abb.2b ist auf die hohen Schmelzpunkte von TiO2 und SiO2 (1843 bzw. 1710 °C) als Hauptoxide zurückzuführen, aus denen die Flussmittelmischung besteht54,55, während TiO2 und SiO2 niedrigere Schmelzpunkte haben.Schmelzpunkt Primäroxid: CaCO3 (825 °C) in der Flussmittelprobe in Abb.2a56.Diese Änderungen im Schmelzpunkt von Primäroxiden in Flussmittelmischungen werden von Shi et al.54, Ringdalen et al.55 und Du et al.56 ausführlich beschrieben.Aus der Beobachtung des kontinuierlichen Gewichtsverlusts in Abb. 2a und 2b kann geschlossen werden, dass die in den Elektrodenbeschichtungen E1 und E2 verwendeten Flussmittelproben einer einstufigen Zersetzung unterliegen, wie von Brown57 vorgeschlagen.Der Temperaturbereich des Prozesses ist aus den Ableitungskurven (Gew.-%) in Abb. ersichtlich.2a und b.Da die TGA-Kurve die spezifische Temperatur, bei der das Flusssystem eine Phasenänderung und Kristallisation erfährt, nicht genau beschreiben kann, wird die TGA-Ableitung verwendet, um den genauen Temperaturwert jedes Phänomens (Phasenänderung) als endothermen Peak zu bestimmen und so das Flusssystem vorzubereiten.
TGA-DTG-Kurven, die die thermische Zersetzung von (a) alkalischem Flussmittel für die E1-Elektrodenbeschichtung und (b) saurem Flussmittel für die E2-Elektrodenbeschichtung zeigen.
Tabelle 4 zeigt die Ergebnisse der spektrophotometrischen Analyse und der SEM-EDS-Analyse des DSS 2205-Grundmetalls und der Schweißnähte, die mit E1-, E2- und C-Elektroden hergestellt wurden.E1 und E2 zeigten, dass der Gehalt an Chrom (Cr) stark auf 18,94 bzw. 17,04 % abnahm und der Gehalt an Molybdän (Mo) 0,06 bzw. 0,08 % betrug.die Werte von Schweißnähten mit den Elektroden E1 und E2 sind niedriger.Dies stimmt leicht mit dem berechneten PREN-Wert für die ferritisch-austenitische Phase aus der SEM-EDS-Analyse überein.Daher ist ersichtlich, dass die Lochfraßbildung im Stadium mit niedrigen PREN-Werten (Schweißnähte von E1 und E2) beginnt, im Wesentlichen wie in Tabelle 4 beschrieben. Dies ist ein Hinweis auf eine Erschöpfung und mögliche Ausscheidung der Legierung in der Schweißnaht.Anschließend sind in Tabelle 4 die Verringerung des Gehalts an Cr- und Mo-Legierungselementen in Schweißnähten, die mit den Elektroden E1 und E2 hergestellt wurden, und deren niedrige Lochfraßäquivalentwerte (PREN) dargestellt, was insbesondere in aggressiven Umgebungen ein Problem für die Aufrechterhaltung der Beständigkeit darstellt in Chloridumgebungen.-enthaltende Umgebung.Der relativ hohe Nickelgehalt (Ni) von 11,14 % und der zulässige Grenzwert des Mangangehalts in den Schweißverbindungen der E1- und E2-Elektroden könnten sich positiv auf die mechanischen Eigenschaften von Schweißkonstruktionen ausgewirkt haben, die unter Bedingungen verwendet werden, die Meerwasser simulieren (Abb. 3). ).wurden anhand der Arbeiten von Yuan und Oy58 sowie Jing et al.48 über die Wirkung von Zusammensetzungen mit hohem Nickel- und Mangangehalt auf die Verbesserung der mechanischen Eigenschaften von DSS-geschweißten Strukturen unter erschwerten Betriebsbedingungen erstellt.
Zugtestergebnisse für (a) UTS und 0,2 % Durchhang YS und (b) gleichmäßige und vollständige Dehnung und ihre Standardabweichungen.
Die Festigkeitseigenschaften des Grundmaterials (BM) und der Schweißverbindungen, die aus den entwickelten Elektroden (E1 und E2) und einer kommerziell erhältlichen Elektrode (C) hergestellt wurden, wurden bei zwei verschiedenen Schweißströmen von 90 A und 110 A bewertet. 3(a) und (b) zeigen UTS, YS mit 0,2 % Versatz, zusammen mit ihren Dehnungs- und Standardabweichungsdaten.Die aus den Abbildungen erhaltenen UTS- und YS-Offset-Ergebnisse von 0,2 %.3a zeigen die optimalen Werte für Probe Nr.1 (BM), Probennr.3 (Schweißnaht E1), Musternr.5 (Schweißnaht E2) und Probe Nr.6 (Schweißnähte mit C) betragen 878 und 616 MPa, 732 und 497 MPa, 687 und 461 MPa bzw. 769 und 549 MPa und ihre jeweiligen Standardabweichungen.Aus Abb.110 A) sind Proben mit den Nummern 1, 2, 3, 6 bzw. 7, mit empfohlenen Mindestzugeigenschaften von mehr als 450 MPa im Zugversuch und 620 MPa im Zugversuch, vorgeschlagen von Grocki32.Die Dehnung von Schweißproben mit den Elektroden E1, E2 und C, dargestellt durch die Proben Nr. 2, Nr. 3, Nr. 4, Nr. 5, Nr. 6 und Nr. 7, bei Schweißströmen von 90 A und 110 A, spiegelt jeweils Plastizität und Ehrlichkeit wider.Bezug zu unedlen Metallen.Die geringere Dehnung wurde durch mögliche Schweißfehler oder die Zusammensetzung des Elektrodenflussmittels erklärt (Abb. 3b).Daraus lässt sich schließen, dass BM-Duplex-Edelstahl und Schweißverbindungen mit E1-, E2- und C-Elektroden aufgrund ihres relativ hohen Nickelgehalts im Allgemeinen deutlich höhere Zugeigenschaften aufweisen (Tabelle 4), diese Eigenschaft wurde jedoch bei Schweißverbindungen beobachtet.Aufgrund der sauren Zusammensetzung des Flussmittels wird weniger wirksames E2 erhalten.Gunn59 demonstrierte die Wirkung von Nickellegierungen auf die Verbesserung der mechanischen Eigenschaften von Schweißverbindungen und die Steuerung des Phasengleichgewichts und der Elementverteilung.Dies bestätigt erneut die Tatsache, dass Elektroden aus basischen Flussmittelzusammensetzungen bessere mechanische Eigenschaften aufweisen als Elektroden aus sauren Flussmittelmischungen, wie von Bang et al.60 vorgeschlagen.Damit wurde ein wesentlicher Beitrag zum bestehenden Wissen über die Eigenschaften der Schweißverbindung der neuen umhüllten Elektrode (E1) mit guten Zugeigenschaften geleistet.
Auf Abb.Die Abbildungen 4a und 4b zeigen die Vickers-Mikrohärteeigenschaften von Versuchsproben von Schweißverbindungen der Elektroden E1, E2 und C. 4a zeigt die Härteergebnisse, die aus einer Richtung der Probe (von WZ nach BM) erhalten wurden, und in Abb.4b zeigt die auf beiden Seiten der Probe erhaltenen Härteergebnisse.Die beim Schweißen der Proben Nr. 2, 3, 4 und 5 erhaltenen Härtewerte, bei denen es sich um Schweißverbindungen mit den Elektroden E1 und E2 handelt, können auf die grobkörnige Struktur beim Erstarren in Schweißzyklen zurückzuführen sein.Sowohl in der grobkörnigen WEZ als auch in der feinkörnigen WEZ aller Proben Nr. 2–7 (siehe Probencodes in Tabelle 2) wurde ein starker Härteanstieg beobachtet, der durch eine mögliche Veränderung der Mikrostruktur von erklärt werden kann Die Schweißnähte aus Chrom-Schweißproben sind reich an Emissionen (Cr23C6).Im Vergleich zu anderen Schweißproben 2, 3, 4 und 5 sind die Härtewerte der Schweißverbindungen der Proben Nr. 6 und 7 in Abb.4a und 4b oben (Tabelle 2).Laut Mohammed et al.61 und Nowacki und Lukoje62 kann dies auf den hohen Ferrit-δ-Wert und die induzierten Eigenspannungen in der Schweißnaht sowie auf den Mangel an Legierungselementen wie Mo und Cr in der Schweißnaht zurückzuführen sein.Die Härtewerte aller betrachteten Versuchsproben im Bereich BM scheinen konsistent zu sein.Der Trend in den Ergebnissen der Härteanalyse von geschweißten Proben stimmt mit den Schlussfolgerungen anderer Forscher überein61,63,64.
Härtewerte von Schweißverbindungen von DSS-Proben (a) halber Abschnitt der geschweißten Proben und (b) vollständiger Abschnitt der Schweißverbindungen.
Die verschiedenen Phasen, die im geschweißten DSS 2205 mit E1-, E2- und C-Elektroden vorhanden sind, wurden erhalten und die XRD-Spektren für den Beugungswinkel 2\(\theta\) sind in Abb. 5 dargestellt. Peaks von Austenit (\(\gamma\) ) und Ferritphasen (\(\alpha\)) wurden bei Beugungswinkeln von 43° und 44° identifiziert, was schlüssig bestätigt, dass es sich bei der Schweißnahtzusammensetzung um zweiphasigen 65-Edelstahl handelt.dass DSS BM nur austenitische (\(\gamma\)) und ferritische (\(\alpha\)) Phasen aufweist, was die in den Abbildungen 1 und 2 dargestellten mikrostrukturellen Ergebnisse bestätigt. 6c, 7c und 9c.Die bei DSS BM beobachtete ferritische (\(\alpha\))-Phase und der hohe Peak in der Schweißnaht an Elektrode C weisen auf dessen Korrosionsbeständigkeit hin, da diese Phase wie Davison und Redmond66 darauf abzielt, die Korrosionsbeständigkeit des Stahls zu erhöhen Wie bereits erwähnt, stabilisiert das Vorhandensein ferritstabilisierender Elemente wie Cr und Mo effektiv den passiven Film des Materials in chloridhaltigen Umgebungen.Tabelle 5 zeigt die ferrit-austenitische Phase mittels quantitativer Metallographie.Das Verhältnis des Volumenanteils der ferritisch-austenitischen Phase in den Schweißverbindungen der Elektrode C wird etwa (≈1:1) erreicht.Die niedrige Ferritphasenzusammensetzung (\(\alpha\)) von Schweißkonstruktionen mit E1- und E2-Elektroden in den Volumenanteilergebnissen (Tabelle 5) weist auf eine mögliche Empfindlichkeit gegenüber einer korrosiven Umgebung hin, was durch elektrochemische Analyse bestätigt wurde.bestätigt (Abb. 10a,b)), da die Ferritphase eine hohe Festigkeit und Schutz gegen chloridinduzierte Spannungsrisskorrosion bietet.Dies wird weiter durch die niedrigen Härtewerte bestätigt, die in den Schweißnähten der Elektroden E1 und E2 in Abb. beobachtet wurden.4a,b, die durch den geringen Ferritanteil im Stahlgefüge verursacht werden (Tabelle 5).Das Vorhandensein unausgeglichener austenitischer (\(\gamma\)) und ferritischer (\(\alpha\)) Phasen in Schweißverbindungen mit E2-Elektroden weist auf die tatsächliche Anfälligkeit von Stahl für einen gleichmäßigen Korrosionsangriff hin.Im Gegenteil, die XPA-Spektren von Zweiphasenstählen von Schweißverbindungen mit E1- und C-Elektroden weisen zusammen mit den Ergebnissen von BM normalerweise auf das Vorhandensein austenitischer und ferritischer Stabilisierungselemente hin, was das Material im Bauwesen und in der petrochemischen Industrie nützlich macht , weil Jimenez et al.65 argumentierten;Davidson & Redmond66;Schamant und andere67.
Optische Mikroaufnahmen von Schweißverbindungen von E1-Elektroden mit unterschiedlichen Schweißgeometrien: (a) HAZ zeigt die Schmelzlinie, (b) HAZ zeigt die Schmelzlinie bei höherer Vergrößerung, (c) BM für die ferritisch-austenitische Phase, (d) Schweißgeometrie , (e) Zeigt die Übergangszone in der Nähe, (f) HAZ zeigt die ferritisch-austenitische Phase bei höherer Vergrößerung, (g) Schweißzone zeigt die ferritisch-austenitische Phase Zugphase.
Optische Mikroaufnahmen von E2-Elektrodenschweißungen bei verschiedenen Schweißgeometrien: (a) HAZ zeigt die Schmelzlinie, (b) HAZ zeigt die Schmelzlinie bei höherer Vergrößerung, (c) BM für die ferritisch-austenitische Massenphase, (d) Schweißgeometrie, (e) zeigt die Übergangszone in der Nähe, (f) HAZ zeigt die ferritisch-austenitische Phase bei höherer Vergrößerung, (g) Schweißzone zeigt die ferritisch-austenitische Phase.
Die Abbildungen 6a–c zeigen beispielsweise die metallografische Struktur von DSS-Verbindungen, die mit einer E1-Elektrode bei verschiedenen Schweißgeometrien geschweißt wurden (Abbildung 6d), und geben an, wo die optischen Mikroaufnahmen bei unterschiedlichen Vergrößerungen aufgenommen wurden.Auf Abb.6a, b, f – Übergangszonen von Schweißverbindungen, die die Phasengleichgewichtsstruktur von Ferrit-Austenit demonstrieren.Die Abbildungen 7a-c zeigen beispielsweise auch das OM einer DSS-Verbindung, die mit einer E2-Elektrode bei verschiedenen Schweißgeometrien geschweißt wurde (Abbildung 7d), wobei die OM-Analysepunkte bei unterschiedlichen Vergrößerungen dargestellt werden.Auf Abb.7a,b,f zeigen die Übergangszone einer Schweißverbindung im ferritisch-austenitischen Gleichgewicht.OM in der Schweißzone (WZ) ist in Abb. dargestellt.1 und Abb.2. Schweißnähte für die Elektroden E1 und E2 6g bzw. 7g.OM auf BM ist in den Abbildungen 1 und 2 dargestellt.6c, e und 7c, e zeigen den Fall von Schweißverbindungen mit den Elektroden E1 bzw. E2.Der helle Bereich ist die Austenitphase und der dunkelschwarze Bereich ist die Ferritphase.Phasengleichgewichte in der Wärmeeinflusszone (HAZ) in der Nähe der Schmelzlinie deuteten auf die Bildung von Cr2N-Ausscheidungen hin, wie in den SEM-BSE-Aufnahmen in den Abbildungen gezeigt.8a,b und in Abb. bestätigt.9a,b.Das Vorhandensein von Cr2N, das in der Ferritphase der Proben in Abb.8a,b und bestätigt durch SEM-EMF-Punktanalyse und EMF-Liniendiagramme geschweißter Teile (Abb. 9a-b), ist auf die höhere Schweißwärmetemperatur zurückzuführen.Die Zirkulation beschleunigt den Eintrag von Chrom und Stickstoff, da eine hohe Temperatur in der Schweißnaht den Diffusionskoeffizienten von Stickstoff erhöht.Diese Ergebnisse stützen Studien von Ramirez et al.68 und Herenyu et al.69, die zeigen, dass Cr2N unabhängig vom Stickstoffgehalt normalerweise auf Ferritkörnern, Korngrenzen und α/\(\gamma\)-Grenzen abgelagert wird, wie auch von vorgeschlagen andere Forscher.70,71.
(a) Spot-REM-EMF-Analyse (1, 2 und 3) einer Schweißverbindung mit E2;
Die Oberflächenmorphologie repräsentativer Proben und ihre entsprechenden EMFs sind in den Abbildungen dargestellt.10a–c.Auf Abb.Die Abbildungen 10a und 10b zeigen REM-Aufnahmen und deren EMF-Spektren von Schweißverbindungen unter Verwendung der Elektroden E1 bzw. E2 in der Schweißzone.10c zeigt REM-Aufnahmen und EMF-Spektren von OM, das Austenit- (\(\gamma\)) und Ferritphasen (\(\alpha\)) ohne jegliche Ausscheidungen enthält.Wie im EDS-Spektrum in Abb. 10a dargestellt, vermittelt der Anteil von Cr (21,69 Gew.-%) und Mo (2,65 Gew.-%) im Vergleich zu 6,25 Gew.-% Ni einen Eindruck vom entsprechenden Gleichgewicht der ferritisch-austenitischen Phase.Mikrostruktur mit einer starken Reduzierung des Gehalts an Chrom (15,97 Gew.-%) und Molybdän (1,06 Gew.-%) im Vergleich zu einem hohen Gehalt an Nickel (10,08 Gew.-%) in der Mikrostruktur der Schweißverbindung der Elektrode E2, dargestellt in Feige.1. Vergleichen.EMF-Spektrum 10b.Die nadelförmige Form mit feinkörnigerem austenitischem Gefüge ist im WZ in Abb. zu sehen.10b bestätigt die mögliche Erschöpfung der ferritisierenden Elemente (Cr und Mo) in der Schweißnaht und die Ausscheidung von Chromnitrid (Cr2N) – der austenitischen Phase.Die Verteilung der Niederschlagspartikel entlang der Grenzen der austenitischen (\(\gamma\)) und ferritischen (\(\alpha\)) Phase von DSS-Schweißverbindungen bestätigt diese Aussage72,73,74.Dies führt auch zu einer schlechten Korrosionsleistung, da Cr als Hauptelement für die Bildung eines Passivfilms gilt, der die lokale Korrosionsbeständigkeit von Stahl59,75 verbessert, wie in Abb. 10b dargestellt.Es ist ersichtlich, dass das BM in der REM-Aufnahme in Abb. 10c eine starke Kornverfeinerung zeigt, da die Ergebnisse des EDS-Spektrums Cr (23,32 Gew.-%), Mo (3,33 Gew.-%) und Ni (6,32 Gew.-%) zeigen.%) gute chemische Eigenschaften.%) als wichtiges Legierungselement zur Überprüfung der Gleichgewichtsmikrostruktur der ferritisch-austenitischen Phase der DSS76-Struktur.Die Ergebnisse der zusammensetzungsspektroskopischen EMF-Analyse der Schweißverbindungen der E1-Elektrode rechtfertigen ihren Einsatz im Baugewerbe und in leicht aggressiven Umgebungen, da die Austenitbildner und Ferritstabilisatoren in der Mikrostruktur der Norm DSS AISI 220541.72 für Schweißverbindungen, 77, entsprechen.
REM-Aufnahmen von Schweißverbindungen, wobei (a) die Elektrode E1 der Schweißzone ein EMF-Spektrum aufweist, (b) die Elektrode E2 der Schweißzone ein EMF-Spektrum aufweist und (c) OM ein EMF-Spektrum aufweist.
In der Praxis wurde beobachtet, dass DSS-Schweißnähte in einem vollständig ferritischen Modus (F-Modus) erstarren, wobei Austenitkeime unterhalb der ferritischen Lösungstemperatur entstehen, die hauptsächlich vom Chrom-Nickel-Äquivalentverhältnis (Creq/Nieq) abhängt (> 1,95 stellt Modus F dar) Einige Forscher haben diesen Effekt von Stahl aufgrund der starken Diffusionsfähigkeit von Cr und Mo als ferritbildenden Elementen in der Ferritphase bemerkt8078,79.Es ist klar, dass DSS 2205 BM einen hohen Anteil an Cr und Mo enthält (mit höherem Creq), aber einen niedrigeren Ni-Gehalt aufweist als die Schweißnaht mit E1-, E2- und C-Elektroden, was zu einem höheren Creq/Nieq-Verhältnis beiträgt.Dies wird auch in der aktuellen Studie deutlich, wie in Tabelle 4 dargestellt, wo das Creq/Nieq-Verhältnis für DSS 2205 BM über 1,95 ermittelt wurde.Es ist ersichtlich, dass Schweißnähte mit den Elektroden E1, E2 und C im austenitisch-ferritischen Modus (AF-Modus), im austenitischen Modus (A-Modus) bzw. im ferritisch-austenitischen Modus aushärten, was auf den höheren Anteil des Massenmodus (FA-Modus) zurückzuführen ist. .), wie in Tabelle 4 gezeigt, ist der Gehalt an Ni, Cr und Mo in der Schweißnaht geringer, was darauf hinweist, dass das Creq/Nieq-Verhältnis niedriger ist als das von BM.Der primäre Ferrit in den E2-Elektrodenschweißnähten hatte eine vermikuläre Ferritmorphologie und das ermittelte Creq/Nieq-Verhältnis betrug 1,20, wie in Tabelle 4 beschrieben.
Auf Abb.11a zeigt das Leerlaufpotential (OCP) als Funktion der Zeit für eine AISI DSS 2205-Stahlkonstruktion in 3,5 %iger NaCl-Lösung.Es ist zu erkennen, dass sich die ORP-Kurve in Richtung eines positiveren Potenzials verschiebt, was auf das Auftreten eines passiven Films auf der Oberfläche der Metallprobe hinweist, ein Abfall des Potenzials auf allgemeine Korrosion hinweist und ein nahezu konstantes Potenzial über die Zeit auf die Bildung von a hinweist passiver Film im Laufe der Zeit., Die Oberfläche der Probe ist stabil und weist einen Sticky 77 auf. Die Kurven zeigen die Versuchssubstrate unter stabilen Bedingungen für alle Proben in einem Elektrolyten mit 3,5 % NaCl-Lösung, mit Ausnahme von Probe 7 (Schweißverbindung mit C-Elektrode), was wenig Instabilität zeigt.Diese Instabilität kann mit dem Vorhandensein von Chloridionen (Cl-) in Lösung verglichen werden, die die Korrosionsreaktion stark beschleunigen und dadurch den Grad der Korrosion erhöhen können.Beobachtungen während des OCP-Scannens ohne angelegtes Potenzial zeigten, dass Cl in der Reaktion die Beständigkeit und thermodynamische Stabilität der Proben in aggressiven Umgebungen beeinflussen kann.Ma et al.81 und Lotho et al.5 bestätigte die Behauptung, dass Cl- eine Rolle bei der Beschleunigung des Abbaus passiver Filme auf Substraten spielt und dadurch zu weiterem Verschleiß beiträgt.
Elektrochemische Analyse der untersuchten Proben: (a) Entwicklung der RSD in Abhängigkeit von der Zeit und (b) potentiodynamische Polarisation der Proben in 3,5 %iger NaCl-Lösung.
Auf Abb.11b präsentiert eine vergleichende Analyse der potentiodynamischen Polarisationskurven (PPC) von Schweißverbindungen der Elektroden E1, E2 und C unter dem Einfluss einer 3,5 %igen NaCl-Lösung.Geschweißte BM-Proben in PPC und 3,5 %iger NaCl-Lösung zeigten passives Verhalten.Tabelle 5 zeigt die aus den PPC-Kurven gewonnenen elektrochemischen Analyseparameter der Proben, wie Ecorr (Korrosionspotential) und Epit (Lochfraßpotential) und die damit verbundenen Abweichungen.Im Vergleich zu den anderen Proben Nr. 2 und Nr. 5, geschweißt mit den Elektroden E1 und E2, zeigten die Proben Nr. 1 und Nr. 7 (BM und Schweißverbindungen mit Elektrode C) ein hohes Potenzial für Lochfraß in NaCl-Lösung (Abb. 11b). ).Die höheren Passivierungseigenschaften des ersteren im Vergleich zum letzteren sind auf das Gleichgewicht der mikrostrukturellen Zusammensetzung des Stahls (austenitische und ferritische Phasen) und die Konzentration der Legierungselemente zurückzuführen.Aufgrund des Vorhandenseins von Ferrit- und Austenitphasen in der Mikrostruktur haben Resendea et al.82 unterstützten das passive Verhalten von DSS in aggressiven Medien.Die geringe Leistung von mit E1- und E2-Elektroden geschweißten Proben kann mit einer Erschöpfung der Hauptlegierungselemente wie Cr und Mo in der Schweißzone (WZ) verbunden sein, da sie die Ferritphase (Cr und Mo) stabilisieren und als stabilisieren Passivatoren Legierungen in der austenitischen Phase oxidierter Stähle.Der Einfluss dieser Elemente auf die Lochfraßbeständigkeit ist in der austenitischen Phase größer als in der ferritischen Phase.Aus diesem Grund erfährt die ferritische Phase eine schnellere Passivierung als die austenitische Phase, die dem ersten Passivierungsbereich der Polarisationskurve zugeordnet ist.Diese Elemente haben aufgrund ihrer höheren Lochfraßbeständigkeit in der austenitischen Phase im Vergleich zur ferritischen Phase einen erheblichen Einfluss auf die Lochfraßbeständigkeit von DSS.Daher ist die schnelle Passivierung der Ferritphase um 81 % höher als die der Austenitphase.Obwohl Cl- in Lösung einen starken negativen Einfluss auf die Passivierungsfähigkeit des Stahlfilms hat83.Infolgedessen wird die Stabilität des Passivierungsfilms der Probe stark verringert84.Vom Tisch.6 zeigt auch, dass das Korrosionspotential (Ecorr) von Schweißverbindungen mit E1-Elektrode im Vergleich zu Schweißverbindungen mit E2-Elektrode in Lösung etwas weniger stabil ist.Dies wird auch durch die niedrigen Härtewerte der Schweißnähte mit den Elektroden E1 und E2 in Abb. bestätigt.4a,b, was auf den geringen Gehalt an Ferrit (Tabelle 5) und den geringen Gehalt an Chrom und Molybdän (Tabelle 4) in der Stahlkonstruktion zurückzuführen ist.Daraus lässt sich schließen, dass die Korrosionsbeständigkeit von Stählen in der simulierten Meeresumgebung mit abnehmendem Schweißstrom zunimmt und bei niedrigem Cr- und Mo-Gehalt sowie niedrigem Ferritgehalt abnimmt.Diese Aussage steht im Einklang mit einer Studie von Salim et al.85 über den Einfluss von Schweißparametern wie dem Schweißstrom auf die Korrosionsintegrität geschweißter Stähle.Wenn Chlorid auf verschiedene Weise wie Kapillarabsorption und -diffusion in den Stahl eindringt, bilden sich Löcher (Lochfraß) mit ungleichmäßiger Form und Tiefe.Der Mechanismus ist bei Lösungen mit höherem pH-Wert deutlich anders, wo die umgebenden (OH-)Gruppen einfach von der Stahloberfläche angezogen werden, wodurch der Passivfilm stabilisiert und der Stahloberfläche zusätzlicher Schutz geboten wird25,86.Die beste Korrosionsbeständigkeit der Proben Nr. 1 und Nr. 7 ist hauptsächlich auf das Vorhandensein einer großen Menge an δ-Ferrit (Tabelle 5) und einer großen Menge an Cr und Mo (Tabelle 4) in der Stahlstruktur zurückzuführen Der Grad der Lochfraßkorrosion ist hauptsächlich bei im DSS-Verfahren geschweißten Stählen in der austenitischen Phasenstruktur der Teile vorhanden.Somit spielt die chemische Zusammensetzung der Legierung eine entscheidende Rolle für das Korrosionsverhalten der Schweißverbindung87,88.Darüber hinaus wurde beobachtet, dass die in dieser Studie mit den E1- und C-Elektroden geschweißten Proben niedrigere Ecorr-Werte aus den PPC-Kurven aufwiesen als die mit der E2-Elektrode aus den OCP-Kurven geschweißten Proben (Tabelle 5).Daher beginnt der Anodenbereich bei einem niedrigeren Potential.Diese Änderung ist hauptsächlich auf die teilweise Stabilisierung der auf der Oberfläche der Probe gebildeten Passivierungsschicht und die kathodische Polarisation zurückzuführen, die auftritt, bevor die vollständige Stabilisierung von OCP89 erreicht wird.Auf Abb.12a und b zeigen optische 3D-Profilerbilder von experimentell korrodierten Proben unter verschiedenen Schweißbedingungen.Es ist zu erkennen, dass die Lochfraßgröße der Proben mit dem geringeren Lochfraßpotenzial, das durch den hohen Schweißstrom von 110 A erzeugt wird, zunimmt (Abb. 12b), vergleichbar mit der Lochfraßgröße, die für Schweißnähte mit einem niedrigeren Schweißstromverhältnis von erhalten wird 90 A. (Abb. 12a ).Dies bestätigt die Behauptung von Mohammed90, dass sich auf der Oberfläche der Probe Gleitbänder bilden, die den Oberflächenpassivierungsfilm zerstören, indem das Substrat einer 3,5 %igen NaCl-Lösung ausgesetzt wird, sodass das Chlorid anzugreifen beginnt und das Material auflöst.
Die SEM-EDS-Analyse in Tabelle 4 zeigt, dass die PREN-Werte jeder austenitischen Phase in allen Schweißnähten und BM höher sind als die von Ferrit.Die Entstehung von Lochfraß an der Ferrit/Austenit-Grenzfläche beschleunigt die Zerstörung der passiven Materialschicht aufgrund der in diesen Bereichen auftretenden Inhomogenität und Segregation der Elemente91.Im Gegensatz zur austenitischen Phase, wo der Lochfraß-Widerstandsäquivalentwert (PRE) höher ist, ist die Bildung von Lochfraß in der ferritischen Phase auf den niedrigeren PRE-Wert zurückzuführen (Tabelle 4).Die Austenitphase scheint eine erhebliche Menge an Austenitstabilisator (Stickstofflöslichkeit) zu enthalten, der für eine höhere Konzentration dieses Elements und damit für eine höhere Beständigkeit gegen Lochfraß sorgt92.
Auf Abb.Abbildung 13 zeigt kritische Lochfraß-Temperaturkurven für E1-, E2- und C-Schweißnähte.Wenn man davon ausgeht, dass die Stromdichte aufgrund von Lochfraß während des ASTM-Tests auf 100 µA/cm2 angestiegen ist, ist es klar, dass die Schweißnaht bei 110 A mit E1 eine minimale Lochfraß-kritische Temperatur von 27,5 °C aufwies, gefolgt von Löten mit E2 bei 90 A, die einen CPT von 40 zeigten °C, und im Fall von C@110A beträgt der höchste CPT 41 °C.Die beobachteten Ergebnisse stimmen gut mit den beobachteten Ergebnissen von Polarisationstests überein.
Die mechanischen Eigenschaften und das Korrosionsverhalten von Duplex-Edelstahlschweißnähten wurden mit den neuen E1- und E2-Elektroden untersucht.Die im SMAW-Prozess verwendete alkalische Elektrode (E1) und die saure Elektrode (E2) wurden erfolgreich mit einer Flussmittelzusammensetzung mit einem Gesamtabdeckungsverhältnis von 1,7 mm und einem Alkaliindex von 2,40 bzw. 0,40 beschichtet.Die thermische Stabilität von Flussmitteln, die mit TGA in einem inerten Medium hergestellt wurden, wurde bewertet.Das Vorhandensein eines hohen Gehalts an TiO2 (%) in der Flussmittelmatrix verbesserte die Schlackenentfernung von Schweißkonstruktionen bei Elektroden, die mit saurem Flussmittel (E2) beschichtet waren, im Vergleich zu Elektroden, die mit basischem Flussmittel (E1) beschichtet waren.Obwohl die beiden beschichteten Elektroden (E1 und E2) eine gute Lichtbogenzündfähigkeit haben.Die Schweißbedingungen, insbesondere die Wärmezufuhr, der Schweißstrom und die Schweißgeschwindigkeit, spielen eine entscheidende Rolle beim Erreichen des Austenit-/Ferrit-Phasengleichgewichts von DSS 2205-Schweißnähten und der hervorragenden mechanischen Eigenschaften der Schweißnaht.Die mit der E1-Elektrode geschweißten Verbindungen zeigten hervorragende Zugeigenschaften (Scherung 0,2 % YS = 497 MPa und UTS = 732 MPa), was bestätigt, dass die mit basischem Flussmittel beschichteten Elektroden im Vergleich zu den mit saurem Flussmittel beschichteten Elektroden einen hohen Basizitätsindex aufweisen.Elektroden weisen bessere mechanische Eigenschaften bei geringer Alkalität auf.Es ist offensichtlich, dass in den Schweißverbindungen von Elektroden mit neuer Beschichtung (E1 und E2) kein Gleichgewicht der ferritisch-austenitischen Phase besteht, was mithilfe der OES- und SEM-EDS-Analyse der Schweißnaht festgestellt und durch den Volumenanteil in quantifiziert wurde die Schweißnaht.Die Metallographie bestätigte ihre REM-Studie.Mikrostrukturen.Dies ist hauptsächlich auf den Abbau von Legierungselementen wie Cr und Mo und die mögliche Freisetzung von Cr2N beim Schweißen zurückzuführen, was durch EDS-Linienscanning bestätigt wird.Dies wird zusätzlich durch die niedrigen Härtewerte unterstützt, die bei Schweißnähten mit E1- und E2-Elektroden aufgrund ihres geringen Anteils an Ferrit und Legierungselementen im Stahlgefüge beobachtet werden.Das nachgewiesene Korrosionspotenzial (Ecorr) der Schweißnähte mit der E1-Elektrode erwies sich im Vergleich zu den Schweißnähten mit der E2-Elektrode als etwas weniger beständig gegen Lösungskorrosion.Dies bestätigt die Wirksamkeit der neu entwickelten Elektroden bei Schweißnähten, die in einer Umgebung mit 3,5 % NaCl ohne Legierungszusammensetzung der Flussmittelmischung getestet wurden.Daraus lässt sich schließen, dass die Korrosionsbeständigkeit in der simulierten Meeresumgebung mit abnehmendem Schweißstrom zunimmt.So wurde die Ausfällung von Karbiden und Nitriden und die anschließende Abnahme der Korrosionsbeständigkeit von Schweißverbindungen mit E1- und E2-Elektroden durch einen erhöhten Schweißstrom erklärt, der zu einem Ungleichgewicht im Phasengleichgewicht von Schweißverbindungen aus Mehrzweckstählen führte.
Daten zu dieser Studie werden auf Anfrage vom jeweiligen Autor zur Verfügung gestellt.
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