Composició química del tub enrotllat d'acer inoxidable 321 Propietats mecàniques i comportament a la corrosió d'una soldadura dúplex d'acer inoxidable amb un nou elèctrode

Gràcies per visitar Nature.com.Esteu utilitzant una versió del navegador amb suport CSS limitat.Per obtenir la millor experiència, us recomanem que utilitzeu un navegador actualitzat (o desactiveu el mode de compatibilitat a Internet Explorer).A més, per garantir un suport permanent, mostrem el lloc sense estils ni JavaScript.
Controls lliscants que mostren tres articles per diapositiva.Utilitzeu els botons enrere i següent per moure's per les diapositives, o els botons del controlador de diapositives al final per moure's per cada diapositiva.

Composició química del tub de bobina d'acer inoxidable 321

La composició química del tub de bobina d'acer inoxidable 321 és la següent:
- Carboni: 0,08% màxim
- Manganès: 2,00% màxim
- Níquel: 9,00% min

Propietats mecàniques del tub de bobina d'acer inoxidable 321

Segons el fabricant de tubs de bobina d'acer inoxidable 321, les propietats mecàniques dels tubs de bobina d'acer inoxidable 321 es mostren a continuació: Resistència a la tracció (psi) Límit de fluència (psi) Elongació (%)

Aplicacions i usos del tub de bobina d'acer inoxidable 321

En moltes aplicacions d'enginyeria, les propietats mecàniques i de corrosió de les estructures soldades d'acer inoxidable dúplex (DSS) són els factors més importants.L'estudi actual va investigar les propietats mecàniques i la resistència a la corrosió de les soldadures d'acer inoxidable dúplex en un entorn que simulava un 3,5% de NaCl mitjançant un nou elèctrode especialment dissenyat sense afegir elements d'aliatge a les mostres de flux.Es van utilitzar dos tipus diferents de fluxos amb un índex bàsic de 2,40 i 0,40 als elèctrodes E1 i E2 per soldar plaques DSS, respectivament.L'estabilitat tèrmica de les composicions de flux es va avaluar mitjançant anàlisi termogravimètrica.La composició química així com les propietats mecàniques i de corrosió de les juntes soldades es van avaluar mitjançant espectroscòpia d'emissió d'acord amb diverses normes ASTM.La difracció de raigs X s'utilitza per determinar les fases presents a les soldadures DSS, i l'escaneig d'electrons amb EDS s'utilitza per inspeccionar la microestructura de les soldadures.La resistència a la tracció de les juntes soldades fetes per elèctrodes E1 estava entre 715-732 MPa, per elèctrodes E2 - 606-687 MPa.S'ha augmentat el corrent de soldadura de 90 A a 110 A i també s'ha augmentat la duresa.Les juntes soldades amb elèctrodes E1 recoberts amb fluxos bàsics tenen millors propietats mecàniques.L'estructura d'acer té una alta resistència a la corrosió en un entorn de 3,5% de NaCl.Això confirma l'operabilitat de les juntes soldades fetes amb elèctrodes de recent desenvolupament.Els resultats es discuteixen en termes de l'esgotament d'elements d'aliatge com Cr i Mo observat en soldadures amb elèctrodes recoberts E1 i E2, i l'alliberament de Cr2N en soldadures fetes amb els elèctrodes E1 i E2.
Històricament, la primera menció oficial de l'acer inoxidable dúplex (DSS) es remunta a l'any 1927, quan només s'utilitzava per a determinades peces de fosa i no s'utilitzava en la majoria d'aplicacions tècniques pel seu alt contingut en carboni1.Però posteriorment, el contingut estàndard de carboni es va reduir a un valor màxim del 0,03%, i aquests acers es van fer servir àmpliament en diversos camps2,3.DSS és una família d'aliatges amb quantitats aproximadament iguals de ferrita i austenita.La investigació ha demostrat que la fase ferrítica en DSS proporciona una excel·lent protecció contra el craqueig per corrosió per tensió induïda per clorur (SCC), que va ser un problema important per als acers inoxidables austenítics (ASS) al segle XX.D'altra banda, en algunes enginyeries i altres indústries4 la demanda d'emmagatzematge està creixent a un ritme de fins a un 20% anual.Aquest innovador acer amb una estructura austenítica-ferrítica bifàsica es pot obtenir mitjançant la selecció de composició adequada, el refinament físic-químic i termomecànic.En comparació amb l'acer inoxidable monofàsic, el DSS té una resistència a la fluència més alta i una capacitat superior per suportar SCC5, 6, 7, 8. L'estructura dúplex ofereix a aquests acers una resistència, duresa i una major resistència a la corrosió en entorns agressius que contenen àcids, clorurs àcids, aigua de mar i productes químics corrosius9.A causa de les fluctuacions anuals dels preus dels aliatges de níquel (Ni) al mercat general, l'estructura DSS, especialment el tipus de níquel baix (DSS magre), ha aconseguit molts assoliments destacats en comparació amb el ferro cúbic centrat en la cara (FCC)10, 11. El principal El problema dels dissenys ASE és que estan sotmesos a diverses condicions dures.Per tant, diversos departaments d'enginyeria i empreses estan intentant promoure acers inoxidables alternatius de baix níquel (Ni) que funcionin tan bé o millor que els ASS tradicionals amb una soldabilitat adequada i que s'utilitzen en aplicacions industrials com els intercanviadors de calor d'aigua de mar i la indústria química.contenidor 13 per a ambients amb alta concentració de clorurs.
En el progrés tecnològic modern, la producció de soldadura té un paper vital.Normalment, els membres estructurals DSS s'uneixen mitjançant soldadura d'arc protegit amb gas o soldadura d'arc blindat amb gas.La soldadura es veu afectada principalment per la composició de l'elèctrode utilitzat per a la soldadura.Els elèctrodes de soldadura consten de dues parts: metall i flux.Molt sovint, els elèctrodes estan recoberts de flux, una barreja de metalls que, quan es descomponen, alliberen gasos i formen una escòria protectora per protegir la soldadura de la contaminació, augmentar l'estabilitat de l'arc i afegir un component d'aliatge per millorar la qualitat de la soldadura14 .El ferro colat, l'alumini, l'acer inoxidable, l'acer suau, l'acer d'alta resistència, el coure, el llautó i el bronze són alguns dels metalls de l'elèctrode de soldadura, mentre que la cel·lulosa, la pols de ferro i l'hidrogen són alguns dels materials de flux utilitzats.De vegades també s'afegeix sodi, titani i potassi a la barreja de flux.
Alguns investigadors han intentat estudiar l'efecte de la configuració dels elèctrodes sobre la integritat mecànica i corrosiva de les estructures d'acer soldades.Singh et al.15 va investigar l'efecte de la composició del flux sobre l'allargament i la resistència a la tracció de les soldadures soldades mitjançant soldadura d'arc submergit.Els resultats mostren que CaF2 i NiO són ​​els principals determinants de la resistència a la tracció en comparació amb la presència de FeMn.Chirag et al.16 van investigar compostos SMAW variant la concentració de rutil (TiO2) en una barreja de flux d'elèctrodes.Es va trobar que les propietats de la microduresa augmentaven a causa d'un augment del percentatge i la migració de carboni i silici.Kumar [17] va estudiar el disseny i desenvolupament de fluxos aglomerats per a la soldadura d'arc submergit de xapes d'acer.Nwigbo i Atuanya18 van investigar l'ús d'aglutinants de silicat de sodi rics en potassi per a la producció de fluxos de soldadura per arc i van trobar soldadures amb una alta resistència a la tracció de 430 MPa i una estructura de gra acceptable.Lothongkum et al.19 van utilitzar un mètode potentiocinètic per estudiar la fracció de volum d'austenita en acer inoxidable dúplex 28Cr–7Ni–O–0,34N en una solució de NaCl saturada d'aire a una concentració del 3,5% en pes.en condicions de pH.i 27 °C.Tant els acers inoxidables dúplex com els microdúplex mostren el mateix efecte del nitrogen sobre el comportament de la corrosió.El nitrogen no va afectar el potencial de corrosió o la velocitat a pH 7 i 10, però, el potencial de corrosió a pH 10 era menor que a pH 7. D'altra banda, a tots els nivells de pH estudiats, el potencial va començar a augmentar amb l'augment del contingut de nitrogen. .Lacerda et al.20 van estudiar la perforació d'acers inoxidables dúplex UNS S31803 i UNS S32304 en solució de NaCl al 3,5% mitjançant polarització potenciodinàmica cíclica.En una solució al 3,5% en pes de NaCl, es van trobar signes de picat a les dues plaques d'acer investigades.L'acer UNS S31803 té un potencial de corrosió (Ecorr), un potencial de picat (Epit) i una resistència a la polarització (Rp) més alt que l'acer UNS S32304.L'acer UNS S31803 té una repassivitat més alta que l'acer UNS S32304.Segons un estudi de Jiang et al.[21], el pic de reactivació corresponent a la fase doble (fase d'austenita i ferrita) de l'acer inoxidable dúplex inclou fins a un 65% de la composició de ferrita, i la densitat de corrent de reactivació de la ferrita augmenta amb l'augment del temps de tractament tèrmic.És ben sabut que les fases austenítica i ferrítica presenten diferents reaccions electroquímiques a diferents potencials electroquímics21,22,23,24.Abdo et al.25 van utilitzar mesures potenciodinàmiques d'espectroscòpia de polarització i espectroscòpia d'impedància electroquímica per estudiar la corrosió induïda electroquímicament de l'aliatge 2205 DSS soldat per làser en aigua de mar artificial (3,5% NaCl) en condicions d'acidesa i alcalinitat variables.Es va observar corrosió per picadura a les superfícies exposades de les mostres DSS provades.A partir d'aquestes troballes, es va establir que hi ha una relació proporcional entre el pH del medi de dissolució i la resistència de la pel·lícula formada en el procés de transferència de càrrega, la qual cosa afecta directament la formació de picades i la seva especificació.L'objectiu d'aquest estudi era entendre com una composició d'elèctrode de soldadura recentment desenvolupada afecta la integritat mecànica i resistent al desgast del DSS 2205 soldat en un entorn de NaCl al 3,5%.
Els minerals de flux (ingredients) utilitzats en les formulacions de recobriment d'elèctrodes eren carbonat de calci (CaCO3) del districte d'Obajana, estat de Kogi, Nigèria, fluorur de calci (CaF2) de l'estat de Taraba, Nigèria, diòxid de silici (SiO2), pols de talc (Mg3Si4O10 (OH). ) )2) i rutil (TiO2) es van obtenir de Jos, Nigèria, i el caolí (Al2(OH)4Si2O5) es va obtenir de Kankara, Katsina State, Nigèria.El silicat de potassi s'utilitza com a aglutinant, s'obté de l'Índia.
Tal com es mostra a la taula 1, els òxids constituents es van pesar de manera independent en una balança digital.Després es va barrejar amb un aglutinant de silicat de potassi (23% en pes) en una batedora elèctrica (model: 641-048) de Indian Steel and Wire Products Ltd. (ISWP) durant 30 minuts per obtenir una pasta semisòlid homogènia.El flux mixt humit es pressiona en una forma cilíndrica des de la màquina briquetadora i s'introdueix a la cambra d'extrusió a una pressió de 80 a 100 kg/cm2, i des de la cambra d'alimentació de filferro s'introdueix a l'extrusora de filferro inoxidable de 3,15 mm de diàmetre.El flux s'alimenta a través d'un sistema de broquet / matriu i s'injecta a l'extrusora per extruir els elèctrodes.Es va obtenir un factor de cobertura d'1,70 mm, on el factor de cobertura es defineix com la relació entre el diàmetre de l'elèctrode i el diàmetre del fil.A continuació, els elèctrodes recoberts es van assecar a l'aire durant 24 hores i després es van calcinar en un forn de mufla (model PH-248-0571/5448) a 150-250 ° C \(-\) durant 2 hores.Utilitzeu l'equació per calcular l'alcalinitat del flux.(1) 26;
L'estabilitat tèrmica de les mostres de flux de les composicions E1 i E2 es va determinar mitjançant anàlisi termogravimètrica (TGA).Es va carregar una mostra d'aproximadament 25,33 mg de flux al TGA per a l'anàlisi.Els experiments es van realitzar en un medi inert obtingut per un flux continu de N2 a una velocitat de 60 ml/min.La mostra es va escalfar de 30 °C a 1000 °C a una velocitat d'escalfament de 10 °C/min.Seguint els mètodes esmentats per Wang et al.27, Xu et al.28 i Dagwa et al.29, es va avaluar la descomposició tèrmica i la pèrdua de pes de les mostres a determinades temperatures a partir de parcel·les TGA.
Processa dues plaques DSS de 300 x 60 x 6 mm per preparar-les per a la soldadura.La ranura en V es va dissenyar amb una bretxa d'arrel de 3 mm, un forat d'arrel de 2 mm i un angle de ranura de 60 °.A continuació, es va esbandir la placa amb acetona per eliminar possibles contaminants.Soldeu les plaques amb un soldador d'arc metàl·lic blindat (SMAW) amb polaritat positiva d'elèctrode de corrent continu (DCEP) mitjançant elèctrodes recoberts (E1 i E2) i un elèctrode de referència (C) amb un diàmetre de 3,15 mm.El mecanitzat de descàrrega elèctrica (EDM) (model: Excetek-V400) es va utilitzar per mecanitzar mostres d'acer soldades per a proves mecàniques i caracterització de corrosió.La taula 2 mostra el codi d'exemple i la descripció, i la taula 3 mostra els diferents paràmetres de funcionament de soldadura utilitzats per soldar la placa DSS.L'equació (2) s'utilitza per calcular l'entrada de calor corresponent.
Mitjançant un espectròmetre d'emissió òptica (OES) Bruker Q8 MAGELLAN amb una longitud d'ona de 110 a 800 nm i un programari de base de dades SQL, es va determinar la composició química de les juntes de soldadura dels elèctrodes E1, E2 i C, així com mostres del metall base.utilitza l'espai entre l'elèctrode i la mostra metàl·lica a prova. Genera energia elèctrica en forma d'espurna.Una mostra dels components es vaporitza i es polvoritza, seguida d'excitació atòmica, que posteriorment emet un espectre de línia específic31.Per a l'anàlisi qualitativa de la mostra, el tub fotomultiplicador mesura la presència d'un espectre dedicat per a cada element, així com la intensitat de l'espectre.A continuació, utilitzeu l'equació per calcular el nombre de resistència a la fosa equivalent (PREN).(3) La relació 32 i el diagrama d'estats WRC 1992 s'utilitzen per calcular els equivalents de crom i níquel (Creq i Nieq) a partir de les equacions.(4) i (5) són 33 i 34 respectivament;
Tingueu en compte que PREN només té en compte l'impacte positiu dels tres elements principals Cr, Mo i N, mentre que el factor de nitrogen x està en el rang de 16-30.Normalment, x es selecciona de la llista de 16, 20 o 30. En la investigació sobre acers inoxidables dúplex, s'utilitza més habitualment un valor intermedi de 20 per calcular els valors PREN35,36.
Les juntes soldades fetes amb diferents elèctrodes es van provar a la tracció en una màquina de prova universal (Instron 8800 UTM) a una velocitat de tensió de 0,5 mm/min d'acord amb ASTM E8-21.La resistència a la tracció (UTS), el 0,2% de la resistència a la cisalla (YS) i l'allargament es van calcular segons ASTM E8-2137.
Les soldadures DSS 2205 es van rectificar i polir primer amb diferents mides de gra (120, 220, 320, 400, 600, 800, 1000 i 1200) abans de l'anàlisi de duresa.Les mostres soldades es van fer amb elèctrodes E1, E2 i C. La duresa es mesura en deu (10) punts des del centre de la soldadura fins al metall base amb un interval d'1 mm.
Difractòmetre de raigs X (D8 Discover, Bruker, Alemanya) configurat amb el programari Bruker XRD Commander per a la recollida de dades i la radiació Cu-K-α filtrada amb Fe amb una energia de 8,04 keV corresponent a una longitud d'ona de 1,5406 Å i una velocitat d'exploració de 3 ° El rang d'exploració (2θ) min-1 és de 38 a 103 ° per a l'anàlisi de fase amb elèctrodes E1, E2 i C i BM presents a les soldadures DSS.El mètode de perfeccionament de Rietveld es va utilitzar per indexar les fases constituents mitjançant el programari MAUD descrit per Lutterotti39.Basant-se en ASTM E1245-03, es va realitzar una anàlisi metal·logràfica quantitativa d'imatges microscòpiques de les unions de soldadura dels elèctrodes E1, E2 i C mitjançant el programari Image J40.Els resultats del càlcul de la fracció de volum de la fase ferrita-austenítica, el seu valor mitjà i la desviació es mostren a la taula.5. Tal com es mostra a la configuració de mostra de la fig.A la figura 6d, es va realitzar una anàlisi de microscòpia òptica (OM) en PM i juntes soldades amb elèctrodes E1 i E2 per estudiar la morfologia de les mostres.Les mostres es van polir amb paper de vidre de carbur de silici (SiC) de 120, 220, 320, 400, 600, 800, 1000, 1200, 1500 i 2000.Les mostres es van gravar electrolíticament en una solució aquosa d'àcid oxàlic al 10% a temperatura ambient a una tensió de 5 V durant 10 s i es van col·locar en un microscopi òptic LEICA DM 2500 M per a la caracterització morfològica.Es va realitzar un polit addicional de la mostra amb paper de carbur de silici (SiC) de gra 2500 per a l'anàlisi SEM-BSE.A més, es van examinar la microestructura de les juntes soldades mitjançant un microscopi electrònic d'exploració d'emissió de camp (SEM) d'ultra alta resolució (FEI NOVA NANOSEM 430, EUA) equipat amb un EMF.Es va triturar una mostra de 20 × 10 × 6 mm utilitzant diversos papers de vidre de SiC de mida que oscil·laven entre 120 i 2500. Les mostres es van gravar electrolíticament en 40 g de NaOH i 100 ml d'aigua destil·lada a una tensió de 5 V durant 15 s, i després muntat en un suport de mostres, situat a la cambra SEM, per analitzar mostres després de purgar la cambra amb nitrogen.Un feix d'electrons generat per un filament de tungstè escalfat crea una reixa a la mostra per produir imatges amb diversos augments, i els resultats de CEM s'han obtingut mitjançant els mètodes de Roche et al.41 i Mokobi 42 .
Es va utilitzar un mètode de polarització potenciodinàmica electroquímica segons ASTM G59-9743 i ASTM G5-1444 per avaluar el potencial de degradació de plaques DSS 2205 soldades amb elèctrodes E1, E2 i C en un entorn de NaCl al 3,5%.Les proves electroquímiques es van realitzar mitjançant un aparell Potentiostat-Galvanostat/ZRA controlat per ordinador (model: PC4/750, Gamry Instruments, EUA).Les proves electroquímiques es van dur a terme amb una configuració de prova de tres elèctrodes: DSS 2205 com a elèctrode de treball, elèctrode de calomel saturat (SCE) com a elèctrode de referència i vareta de grafit com a contraelèctrode.Les mesures es van realitzar mitjançant una cèl·lula electroquímica, en la qual l'àrea d'acció de la solució era l'àrea de l'elèctrode de treball 0,78 cm2.Les mesures es van fer entre potencials de -1, 0 V a + 1, 6 V en un OCP preestabilitzat (en relació amb l'OCP) a una velocitat d'exploració d'1, 0 mV/s.
Es van realitzar proves de temperatura crítica de picadura electroquímica en NaCl al 3,5% per avaluar la resistència a la picadura de les soldadures fetes amb elèctrodes E1, E2 i C.clarament sobre el potencial de picadura a la PB (entre les regions passiva i transpassiva), i mostres soldades amb E1, E2, elèctrodes C. Per tant, es realitzen mesures CPT per determinar amb precisió el potencial de picadura dels consumibles de soldadura.Les proves CPT es van dur a terme d'acord amb els informes de soldadura d'acer inoxidable dúplex45 i ASTM G150-1846.De cadascun dels acers a soldar (S-110A, E1-110A, E2-90A), es van tallar mostres amb una àrea d'1 cm2, incloent la base, la soldadura i les zones HAZ.Les mostres es van polir amb paper de vidre i una pols d'alúmina d'1 µm d'acord amb els procediments estàndard de preparació de mostres metal·logràfiques.Després del poliment, les mostres es van netejar per ultrasons en acetona durant 2 min.Es va afegir una solució de prova de NaCl al 3,5% a la cel·la de prova CPT i la temperatura inicial es va ajustar a 25 ° C mitjançant un termòstat (Neslab RTE-111).Després d'arribar a la temperatura de prova inicial de 25 ° C, es va bufar el gas Ar durant 15 min, després es van col·locar les mostres a la cel·la i es va mesurar l'OCF durant 15 min.A continuació, es va polaritzar la mostra aplicant una tensió de 0,3 V a una temperatura inicial de 25 °C i es va mesurar el corrent durant 10 min45.Comenceu a escalfar la solució a una velocitat d'1 °C/min a 50 °C.Durant l'escalfament de la solució de prova, el sensor de temperatura s'utilitza per controlar contínuament la temperatura de la solució i emmagatzemar dades de temps i temperatura, i el potentiòstat/galvanostat s'utilitza per mesurar el corrent.Es va utilitzar un elèctrode de grafit com a contraelèctrode i es van mesurar tots els potencials en relació amb l'elèctrode de referència Ag/AgCl.La purga d'argó es va realitzar durant tota la prova.
A la fig.La figura 1 mostra la composició (en percentatge en pes) dels components de flux F1 i F2 utilitzats per a la producció d'elèctrodes alcalins (E1) i àcids (E2), respectivament.L'índex de basicitat de flux s'utilitza per predir les propietats mecàniques i metal·lúrgiques de les juntes soldades.F1 és el component del flux que s'utilitza per revestir els elèctrodes E1, que s'anomena flux alcalí perquè el seu índex bàsic és > 1,2 (és a dir, 2,40), i F2 és el flux utilitzat per revestir els elèctrodes E2, anomenat flux àcid per la seva basicitat. índex < 0,9 (és a dir, 2,40).0,40).És evident que els elèctrodes recoberts amb fluxos bàsics en la majoria dels casos tenen millors propietats mecàniques que els elèctrodes recoberts amb fluxos àcids.Aquesta característica és una funció del domini de l'òxid bàsic en el sistema de composició de flux per a l'elèctrode E1.Per contra, l'eliminació d'escòries (separabilitat) i la baixa esquitxada observada a les juntes soldades amb elèctrodes E2 són característiques dels elèctrodes amb un recobriment de flux àcid amb un alt contingut de rutil.Aquesta observació és coherent amb les troballes de Gill47 que l'efecte del contingut de rutil sobre la desmuntatge de l'escòria i la baixa esquitxada d'elèctrodes recoberts de flux àcid contribueix a una ràpida congelació de l'escòria.El caolí en el sistema de flux utilitzat per revestir els elèctrodes E1 i E2 es va utilitzar com a lubricant, i la pols de talc va millorar l'extrusió dels elèctrodes.Els aglutinants de silicat de potassi en els sistemes de flux contribueixen a una millor encesa de l'arc i a l'estabilitat del rendiment i, a més de les seves propietats adhesives, milloren la separació d'escòries en productes soldats.Atès que el CaCO3 és un trencador de xarxa (rompedor d'escòries) en el flux i tendeix a generar molt fum durant la soldadura a causa de la descomposició tèrmica en CaO i al voltant del 44% de CO2, TiO2 (com a generador de xarxa / formador d'escòries) ajuda a reduir la quantitat. de fum durant la soldadura.soldar i així millorar la desmuntatge de l'escòria tal com suggereixen Jing et al.48.Fluorine Flux (CaF2) és un flux químicament agressiu que millora la neteja de la soldadura.Jastrzębska et al.49 van informar de l'efecte de la composició de fluorur d'aquesta composició de flux sobre les propietats de neteja de la soldadura.Normalment, s'afegeix flux a la zona de soldadura per millorar l'estabilitat de l'arc, afegir elements d'aliatge, acumular escòries, augmentar la productivitat i millorar la qualitat de la piscina de soldadura 50.
Les corbes TGA-DTG que es mostren a les Figs.Les figures 2a i 2b mostren una pèrdua de pes en tres etapes en escalfar-se en el rang de temperatura de 30 a 1000 ° C en una atmosfera de nitrogen.Els resultats de les figures 2a i b mostren que per a mostres de flux bàsic i àcid, la corba TGA cau cap avall fins que finalment esdevé paral·lela a l'eix de la temperatura, al voltant de 866,49 °C i 849,10 °C respectivament.La pèrdua de pes de l'1,30% i el 0,81% al començament de les corbes TGA de les figures 2a i 2b es deu a la humitat absorbida pels components del flux, així com a l'evaporació i deshidratació de la humitat superficial.Les principals descomposicions de mostres del flux principal a la segona i tercera etapa de la fig.2a es va produir en els intervals de temperatura 619,45 °C–766,36 °C i 766,36 °C–866,49 °C, i el percentatge de la seva pèrdua de pes va ser de 2,84 i 9,48%., respectivament.Mentre que per a les mostres de flux àcid de la figura 7b, que estaven en els intervals de temperatura de 665,23 °C–745,37 °C i 745,37 °C–849,10 °C, el seu percentatge de pèrdua de pes va ser del 0,81 i del 6,73%, respectivament, que es va atribuir a descomposició tèrmica.Com que els components del flux són inorgànics, els volàtils es limiten a la barreja de flux.Per tant, la reducció i l'oxidació són terribles.Això és coherent amb els resultats de Balogun et al.51, Kamli et al.52 i Adeleke et al.53.La suma de la pèrdua de massa de la mostra de flux observada a la fig.2a i 2b són el 13,26% i el 8,43%, respectivament.Menor pèrdua de massa de mostres de flux a la fig.2b es deu als alts punts de fusió de TiO2 i SiO2 (1843 i 1710 °C respectivament) com a òxids principals que formen la mescla de flux54,55, mentre que TiO2 i SiO2 tenen punts de fusió més baixos.punt de fusió Òxid primari: CaCO3 (825 °C) a la mostra de flux de la fig.2a56.Aquests canvis en el punt de fusió dels òxids primaris en les mescles de flux són ben informats per Shi et al.54, Ringdalen et al.55 i Du et al.56.Observant la pèrdua de pes contínua a les figures 2a i 2b, es pot concloure que les mostres de flux utilitzades en els recobriments d'elèctrodes E1 i E2 pateixen una descomposició en un sol pas, tal com suggereix Brown57.El rang de temperatura del procés es pot veure a partir de les corbes derivades (% en pes) a la fig.2a i b.Com que la corba TGA no pot descriure amb precisió la temperatura específica a la qual el sistema de flux experimenta un canvi de fase i cristal·lització, la derivada TGA s'utilitza per determinar el valor exacte de la temperatura de cada fenomen (canvi de fase) com a pic endotèrmic per preparar el sistema de flux.
Corbes TGA-DTG que mostren la descomposició tèrmica de (a) flux alcalí per al recobriment de l'elèctrode E1 i (b) flux àcid per al recobriment de l'elèctrode E2.
La taula 4 mostra els resultats de l'anàlisi espectrofotomètrica i l'anàlisi SEM-EDS del metall base DSS 2205 i les soldadures realitzades amb elèctrodes E1, E2 i C.E1 i E2 van mostrar que el contingut de crom (Cr) va disminuir bruscament fins al 18,94 i el 17,04%, i el contingut de molibdè (Mo) va ser del 0,06 i el 0,08%, respectivament.els valors de les soldadures amb elèctrodes E1 i E2 són més baixos.Això està lleugerament en línia amb el valor PREN calculat per a la fase ferrítica-austenítica de l'anàlisi SEM-EDS.Per tant, es pot observar que la picada comença en l'etapa amb valors PREN baixos (soldadures d'E1 i E2), bàsicament tal com es descriu a la Taula 4. Això és indicatiu d'esgotament i possible precipitació de l'aliatge a la soldadura.Posteriorment, la reducció del contingut d'elements d'aliatge de Cr i Mo en les soldadures produïdes amb els elèctrodes E1 i E2 i els seus baixos valors equivalents de picat (PREN) es mostren a la taula 4, la qual cosa crea un problema per mantenir la resistència en ambients agressius, especialment en ambients de clorur.- Ambient que conté.El contingut relativament alt de níquel (Ni) de l'11,14% i el límit admissible de contingut de manganès a les juntes soldades dels elèctrodes E1 i E2 poden haver tingut un efecte positiu en les propietats mecàniques de les soldadures utilitzades en condicions que simulen l'aigua de mar (Fig. 3). ).es van fer utilitzant el treball de Yuan i Oy58 i Jing et al.48 sobre l'efecte de les composicions altes de níquel i manganès en la millora de les propietats mecàniques de les estructures soldades DSS en condicions de funcionament severes.
Resultats de les proves de tracció per a (a) UTS i 0,2% de sag YS i (b) elongació uniforme i total i les seves desviacions estàndard.
Les propietats de resistència del material base (BM) i les juntes soldades fetes a partir dels elèctrodes desenvolupats (E1 i E2) i un elèctrode disponible comercialment (C) es van avaluar a dos corrents de soldadura diferents de 90 A i 110 A. 3(a) i (b) mostreu UTS, YS amb un desplaçament del 0,2%, juntament amb les seves dades d'allargament i desviació estàndard.L'UTS i el YS van compensar els resultats del 0,2% obtinguts a partir de les Figs.3a mostren els valors òptims per a la mostra núm.1 (BM), mostra núm.3 (soldadura E1), mostra núm.5 (soldadura E2) i mostra núm.6 (soldadures amb C) són 878 i 616 MPa, 732 i 497 MPa, 687 i 461 MPa i 769 i 549 MPa, respectivament, i les seves respectives desviacions estàndard.De la fig.110 A) són mostres numerades 1, 2, 3, 6 i 7, respectivament, amb propietats de tracció mínimes recomanades superiors a 450 MPa en assaig de tracció i 620 MPa en assaig de tracció proposat per Grocki32.L'allargament de les mostres de soldadura amb elèctrodes E1, E2 i C, representada per les mostres núm. 2, núm. 3, núm. 4, núm. 5, núm. 6 i núm. 7, a corrents de soldadura de 90 A i 110 A, respectivament, reflecteix plasticitat i honestedat.relació amb els metalls bàsics.El menor allargament es va explicar per possibles defectes de soldadura o per la composició del flux de l'elèctrode (Fig. 3b).Es pot concloure que l'acer inoxidable dúplex BM i les juntes soldades amb elèctrodes E1, E2 i C en general tenen propietats de tracció significativament més altes a causa del seu contingut relativament elevat de níquel (taula 4), però aquesta propietat es va observar en les juntes soldades.L'E2 menys efectiu s'obté de la composició àcida del flux.Gunn59 va demostrar l'efecte dels aliatges de níquel en la millora de les propietats mecàniques de les juntes soldades i el control de l'equilibri de fase i la distribució dels elements.Això confirma de nou el fet que els elèctrodes fets a partir de composicions bàsiques de flux tenen millors propietats mecàniques que els elèctrodes fets de mescles de flux àcids, tal com suggereixen Bang et al.60.Així, s'ha fet una contribució significativa al coneixement existent sobre les propietats de la unió soldada del nou elèctrode recobert (E1) amb bones propietats de tracció.
A la fig.Les figures 4a i 4b mostren les característiques de microduresa Vickers de mostres experimentals d'unions soldades dels elèctrodes E1, E2 i C. La 4a mostra els resultats de duresa obtinguts des d'una direcció de la mostra (de WZ a BM), i a la fig.La figura 4b mostra els resultats de duresa obtinguts a banda i banda de la mostra.Els valors de duresa obtinguts durant la soldadura de les mostres núms 2, 3, 4 i 5, que són juntes soldades amb elèctrodes E1 i E2, poden ser deguts a l'estructura de gra gruixut durant la solidificació en cicles de soldadura.Es va observar un fort augment de la duresa tant a la HAZ de gra gruixut com a la HAZ de gra fi de totes les mostres núms. 2-7 (vegeu els codis de mostra a la taula 2), que es pot explicar per un possible canvi en la microestructura de la soldadura com a resultat de les mostres de soldadura de crom són riques en emissions (Cr23C6).En comparació amb altres mostres de soldadura 2, 3, 4 i 5, els valors de duresa de les unions soldades de les mostres núm. 6 i 7 de les Figs.4a i 4b anteriors (taula 2).Segons Mohammed et al.61 i Nowacki i Lukoje62, això pot ser degut a l'alt valor de ferrita δ i a les tensions residuals induïdes a la soldadura, així com a l'esgotament d'elements d'aliatge com Mo i Cr a la soldadura.Els valors de duresa de totes les mostres experimentals considerades a l'àrea de BM semblen ser coherents.La tendència dels resultats de l'anàlisi de duresa de les mostres soldades és coherent amb les conclusions d'altres investigadors61,63,64.
Valors de duresa de les juntes soldades de les mostres DSS (a) mitja secció de les mostres soldades i (b) la secció completa de les juntes soldades.
Es van obtenir les diferents fases presents en el DSS 2205 soldat amb elèctrodes E1, E2 i C i els espectres XRD per a l'angle de difracció 2\(\theta\) es mostren a la figura 5. Pics d'austenita (\(\gamma\) Les fases ) i ferrita (\(\alpha\)) es van identificar amb angles de difracció de 43° i 44°, confirmant de manera concloent que la composició de la soldadura és d'acer inoxidable 65 bifàsic.que DSS BM només mostra fases austenítiques (\(\gamma\)) i ferrítiques (\(\alpha\)), confirmant els resultats microestructurals presentats a les figures 1 i 2. 6c, 7c i 9c.La fase ferrítica (\(\alpha\)) observada amb DSS BM i el pic elevat de la soldadura a l'elèctrode C són indicatius de la seva resistència a la corrosió, ja que aquesta fase pretén augmentar la resistència a la corrosió de l'acer, tal com han fet Davison i Redmond66. Va dir, la presència d'elements estabilitzadors de ferrita, com ara Cr i Mo, estabilitza eficaçment la pel·lícula passiva del material en entorns que contenen clorur.La taula 5 mostra la fase ferrita-austenítica mitjançant metalografia quantitativa.La relació de la fracció de volum de la fase ferrita-austenítica a les unions soldades de l'elèctrode C s'aconsegueix aproximadament (≈1:1).La composició de fase baixa en ferrita (\(\alpha\)) de les soldadures utilitzant elèctrodes E1 i E2 en els resultats de la fracció de volum (taula 5) indica una possible sensibilitat a un entorn corrosiu, que es va confirmar per anàlisi electroquímica.confirmat (Fig. 10a, b)), ja que la fase de ferrita proporciona una gran resistència i protecció contra l'esquerdament per corrosió per tensió induïda per clorur.Això es confirma encara més pels baixos valors de duresa observats a les soldadures dels elèctrodes E1 i E2 a la fig.4a,b, que són causats per la baixa proporció de ferrita a l'estructura d'acer (taula 5).La presència de fases austenítiques (\(\gamma\)) i ferrítiques (\(\alpha\)) desequilibrades a les juntes soldades mitjançant elèctrodes E2 indica la vulnerabilitat real de l'acer a un atac de corrosió uniforme.Per contra, els espectres XPA dels acers bifàsics d'unions soldades amb elèctrodes E1 i C, juntament amb els resultats de BM, solen indicar la presència d'elements estabilitzadors austenètics i ferrítics, que fan que el material sigui útil en la construcció i la indústria petroquímica. , perquè van argumentar Jiménez et al.65;Davidson i Redmond66;Shamant i altres67.
Micrografies òptiques d'unions soldades d'elèctrodes E1 amb diferents geometries de soldadura: (a) HAZ que mostra la línia de fusió, (b) HAZ que mostra la línia de fusió a major augment, (c) BM per a la fase ferrítico-austenítica, (d) geometria de soldadura , (e) Mostra la zona de transició propera, (f) HAZ mostra la fase ferrítica-austenítica a major augment, (g) La zona de soldadura mostra la fase ferrítico-austenítica Fase de tracció.
Micrografies òptiques de soldadures d'elèctrodes E2 a diverses geometries de soldadura: (a) HAZ que mostra la línia de fusió, (b) HAZ que mostra la línia de fusió a un augment més elevat, (c) BM per a la fase massiva ferrítica-austenítica, (d) geometria de la soldadura, (e) ) que mostra la zona de transició als voltants, (f) HAZ que mostra la fase ferrítica-austenítica amb un augment més elevat, (g) zona de soldadura que mostra la fase ferrítica-austenítica.
Les figures 6a-c i, per exemple, mostren l'estructura metal·logràfica de les juntes DSS soldades mitjançant un elèctrode E1 a diverses geometries de soldadura (figura 6d), que indica on es van fer les micrografies òptiques amb diferents augments.A la fig.6a, b, f - zones de transició de juntes soldades, demostrant l'estructura d'equilibri de fase de ferrita-austenita.Les figures 7a-c i, per exemple, també mostren l'OM d'una junta DSS soldada mitjançant un elèctrode E2 a diverses geometries de soldadura (figura 7d), que representen els punts d'anàlisi OM a diferents augments.A la fig.Les figures 7a,b,f mostren la zona de transició d'una unió soldada en equilibri ferrítico-austenític.OM a la zona de soldadura (WZ) es mostra a la fig.1 i fig.2. Soldadures per als elèctrodes E1 i E2 6g i 7g, respectivament.OM a BM es mostra a les figures 1 i 2. A la fig.Les figures 6c, e i 7c, e mostren el cas d'unions soldades amb elèctrodes E1 i E2, respectivament.La zona clara és la fase d'austenita i la zona negra fosca és la fase de ferrita.Els equilibris de fase a la zona afectada per la calor (HAZ) prop de la línia de fusió van indicar la formació de precipitats de Cr2N, tal com es mostra a les micrografies SEM-BSE a les Figs.8a,b i es confirma a la fig.9a,b.La presència de Cr2N observada a la fase de ferrita de les mostres de les Figs.8a,b i confirmat per l'anàlisi del punt SEM-EMF i els diagrames de línies EMF de les peces soldades (Fig. 9a-b), es deu a la temperatura de calor de soldadura més alta.La circulació accelera la introducció de crom i nitrogen, ja que la temperatura elevada a la soldadura augmenta el coeficient de difusió del nitrogen.Aquests resultats donen suport als estudis de Ramírez et al.68 i Herenyu et al.69 que demostren que, independentment del contingut de nitrogen, el Cr2N es diposita normalment en grans de ferrita, límits de gra i límits α/\(\gamma\), com també suggereix per altres investigadors.70,71.
(a) anàlisi SEM-EMF puntual (1, 2 i 3) d'una unió soldada amb E2;
La morfologia superficial de mostres representatives i els seus corresponents EMF es mostren a les Figs.10a–c.A la fig.Les figures 10a i 10b mostren micrografies SEM i els seus espectres EMF de juntes soldades mitjançant elèctrodes E1 i E2 a la zona de soldadura, respectivament, i a la fig.La figura 10c mostra micrografies SEM i espectres EMF de OM que contenen fases d'austenita (\(\gamma\)) i ferrita (\(\alpha\)) sense cap precipitat.Tal com es mostra a l'espectre EDS de la figura 10a, el percentatge de Cr (21,69% en pes) i Mo (2,65% en pes) en comparació amb el 6,25% en pes de Ni dóna una idea de l'equilibri corresponent de la fase ferrita-austenítica.Microestructura amb una alta reducció del contingut de crom (15,97% en pes) i molibdè (1,06% en pes) en comparació amb un alt contingut de níquel (10,08%) en la microestructura de la junta soldada de l'elèctrode E2, mostrada a fig.1. Compara.Espectre EMF 10b.La forma acicular amb estructura austenítica de gra més fi que es veu a la WZ mostrada a la fig.La figura 10b confirma el possible esgotament dels elements ferrititzants (Cr i Mo) a la soldadura i la precipitació de nitrur de crom (Cr2N), la fase austenítica.La distribució de les partícules de precipitació al llarg dels límits de les fases austenítica (\(\gamma\)) i ferrítica (\(\alpha\)) de les juntes soldades DSS confirma aquesta afirmació72,73,74.Això també es tradueix en el seu baix rendiment a la corrosió, ja que es considera que el Cr és l'element principal per formar una pel·lícula passiva que millora la resistència a la corrosió local de l'acer59,75 tal com es mostra a la figura 10b.Es pot veure que el BM a la micrografia SEM de la figura 10c mostra un fort refinament del gra, ja que els resultats de l'espectre EDS mostren Cr (23,32% en pes), Mo (3,33% en pes) i Ni (6,32% en pes).%) bones propietats químiques.%) com a element d'aliatge important per comprovar la microestructura d'equilibri de la fase ferrita-austenítica de l'estructura DSS76.Els resultats de l'anàlisi espectroscòpica EMF compositiva de les juntes soldades de l'elèctrode E1 justifiquen el seu ús en la construcció i entorns lleugerament agressius, ja que els formadors d'austenita i estabilitzadors de ferrita de la microestructura compleixen la norma DSS AISI 220541.72 per a juntes soldades, 77.
Micrografies SEM d'unions soldades, on (a) l'elèctrode E1 de la zona de soldadura té un espectre EMF, (b) l'elèctrode E2 de la zona de soldadura té un espectre EMF, (c) OM té un espectre EMF.
A la pràctica, s'ha observat que les soldadures DSS es solidifiquen en un mode totalment ferrític (mode F), amb nuclis d'austenita nucleant per sota de la temperatura del sol ferrític, que depèn principalment de la proporció d'equivalent crom a níquel (Creq/Nieq) (> 1,95 constitueix el mode F) Alguns investigadors han notat aquest efecte de l'acer a causa de la forta capacitat de difusió de Cr i Mo com a elements formadors de ferrita en la fase de ferrita8078,79.Està clar que el DSS 2205 BM conté una gran quantitat de Cr i Mo (que mostra un Creq més alt), però té un contingut de Ni més baix que la soldadura amb elèctrodes E1, E2 i C, la qual cosa contribueix a una proporció Creq/Nieq més alta.Això també és evident en l'estudi actual, tal com es mostra a la taula 4, on es va determinar la relació Creq/Nieq per a DSS 2205 BM per sobre d'1,95.Es pot observar que les soldadures amb elèctrodes E1, E2 i C s'endureixen en mode austenític-ferrític (mode AF), mode austenític (mode A) i mode ferrític-austenític, respectivament, a causa del contingut més elevat de mode a granel (mode FA) .), tal com es mostra a la taula 4, el contingut de Ni, Cr i Mo a la soldadura és menor, cosa que indica que la relació Creq/Nieq és inferior a la de BM.La ferrita primària de les soldadures de l'elèctrode E2 tenia una morfologia de ferrita vermicular i la relació Creq/Nieq determinada va ser d'1, 20 tal com es descriu a la taula 4.
A la fig.La figura 11a mostra el potencial de circuit obert (OCP) en funció del temps per a una estructura d'acer AISI DSS 2205 en una solució de NaCl al 3,5%.Es pot veure que la corba ORP es desplaça cap a un potencial més positiu, indicant l'aparició d'una pel·lícula passiva a la superfície de la mostra metàl·lica, una caiguda de potencial indica corrosió generalitzada i un potencial gairebé constant al llarg del temps indica la formació d'un pel·lícula passiva al llarg del temps., La superfície de la mostra és estable i té un Sticky 77. Les corbes representen els substrats experimentals en condicions estables per a totes les mostres en un electròlit que conté una solució de NaCl al 3,5%, amb l'excepció de la mostra 7 (junta de soldadura amb elèctrode C), que mostra poca inestabilitat.Aquesta inestabilitat es pot comparar amb la presència d'ions clorur (Cl-) en solució, que poden accelerar molt la reacció de corrosió, augmentant així el grau de corrosió.Les observacions durant l'exploració OCP sense potencial aplicat van demostrar que el Cl a la reacció pot afectar la resistència i l'estabilitat termodinàmica de les mostres en entorns agressius.Ma et al.81 i Lotho et al.5 va confirmar l'afirmació que el Cl- juga un paper en l'acceleració de la degradació de les pel·lícules passives sobre els substrats, contribuint així a un desgast addicional.
Anàlisi electroquímica de les mostres estudiades: (a) evolució de la RSD en funció del temps i (b) polarització potenciodinàmica de les mostres en solució de NaCl al 3,5%.
A la fig.La figura 11b presenta una anàlisi comparativa de les corbes de polarització potenciodinàmiques (PPC) de les juntes soldades dels elèctrodes E1, E2 i C sota la influència d'una solució de NaCl al 3,5%.Les mostres de BM soldades en PPC i solució de NaCl al 3,5% van mostrar un comportament passiu.La taula 5 mostra els paràmetres d'anàlisi electroquímica de les mostres obtingudes a partir de les corbes PPC, com ara Ecorr (potencial de corrosió) i Epit (potencial de corrosió de pitting) i les seves desviacions associades.En comparació amb altres mostres núm. 2 i núm. 5, soldades amb els elèctrodes E1 i E2, les mostres núm. 1 i núm. 7 (BM i juntes soldades amb elèctrode C) van mostrar un alt potencial de corrosió per picat en solució de NaCl (Fig. 11b). ).Les propietats de passivació més elevades del primer respecte al segon es deuen a l'equilibri de la composició microestructural de l'acer (fases austenítiques i ferrítiques) i a la concentració d'elements d'aliatge.A causa de la presència de fases de ferrita i austenítiques a la microestructura, Resendea et al.82 van donar suport al comportament passiu del DSS en mitjans agressius.El baix rendiment de les mostres soldades amb elèctrodes E1 i E2 es pot associar amb l'esgotament dels principals elements d'aliatge, com Cr i Mo, a la zona de soldadura (WZ), ja que estabilitzen la fase de ferrita (Cr i Mo), actuen com a passivadors Aliatges en fase austenítica dels acers oxidats.L'efecte d'aquests elements sobre la resistència a la picada és més gran en la fase austenítica que en la fase ferrítica.Per aquest motiu, la fase ferrítica experimenta una passivació més ràpida que la fase austenítica associada a la primera regió de passivació de la corba de polarització.Aquests elements tenen un impacte significatiu en la resistència a la picada DSS a causa de la seva major resistència a la picada en la fase austenítica en comparació amb la fase ferrítica.Per tant, la passivació ràpida de la fase de ferrita és un 81% superior a la de la fase d'austenita.Tot i que la solució de Cl- té un fort efecte negatiu sobre la capacitat de passivació de la pel·lícula d'acer83.En conseqüència, l'estabilitat de la pel·lícula passivadora de la mostra es reduirà molt84.De la Taula.La figura 6 també mostra que el potencial de corrosió (Ecorr) de les juntes soldades amb elèctrode E1 és una mica menys estable en solució en comparació amb les juntes soldades amb elèctrode E2.Això també es confirma amb els baixos valors de la duresa de les soldadures utilitzant els elèctrodes E1 i E2 a la fig.4a,b, que es deu al baix contingut de ferrita (taula 5) i al baix contingut de crom i molibdè (taula 4) a l'estructura d'acer feta.Es pot concloure que la resistència a la corrosió dels acers en l'entorn marí simulat augmenta amb la disminució del corrent de soldadura i disminueix amb un baix contingut de Cr i Mo i un baix contingut de ferrita.Aquesta afirmació és coherent amb un estudi de Salim et al.85 sobre l'efecte de paràmetres de soldadura com el corrent de soldadura sobre la integritat a la corrosió dels acers soldats.A mesura que el clorur penetra l'acer a través de diversos mitjans, com ara l'absorció i la difusió capil·lar, es formen fosses (corrosió per picadura) de forma i profunditat desiguals.El mecanisme és significativament diferent en solucions de pH més alt, on els grups circumdants (OH-) són simplement atrets per la superfície d'acer, estabilitzant la pel·lícula passiva i proporcionant protecció addicional a la superfície d'acer25,86.La millor resistència a la corrosió de les mostres núm. 1 i núm. 7 es deu principalment a la presència a l'estructura d'acer d'una gran quantitat de δ-ferrita (taula 5) i una gran quantitat de Cr i Mo (taula 4), ja que El nivell de corrosió per picadura està present principalment a l'acer, soldat pel mètode DSS, a l'estructura en fase austenítica de les peces.Així, la composició química de l'aliatge té un paper decisiu en el rendiment de corrosió de la junta soldada87,88.A més, es va observar que les mostres soldades amb els elèctrodes E1 i C en aquest estudi mostraven valors d'Ecorr més baixos de les corbes PPC que els soldats amb l'elèctrode E2 de les corbes OCP (taula 5).Per tant, la regió de l'ànode comença amb un potencial més baix.Aquest canvi es deu principalment a l'estabilització parcial de la capa de passivació formada a la superfície de la mostra i a la polarització catòdica que es produeix abans d'aconseguir l'estabilització total d'OCP89.A la fig.Les figures 12a i b mostren imatges de perfilador òptic 3D d'exemplars corroïts experimentalment en diverses condicions de soldadura.Es pot veure que la mida de la corrosió per picadura de les mostres augmenta amb el menor potencial de corrosió per picadura creat per l'elevat corrent de soldadura de 110 A (Fig. 12b), comparable a la mida de corrosió per picadura obtinguda per a soldadures amb una relació de corrent de soldadura més baixa de 90 A. (Fig. 12a).Això confirma l'afirmació de Mohammed90 que es formen bandes de lliscament a la superfície de la mostra per destruir la pel·lícula de passivació superficial exposant el substrat a una solució de NaCl al 3,5% de manera que el clorur comenci a atacar, fent que el material es dissolgui.
L'anàlisi SEM-EDS de la Taula 4 mostra que els valors PREN de cada fase austenítica són superiors als de ferrita en totes les soldadures i BM.L'inici de la perforació a la interfície ferrita/austenita accelera la destrucció de la capa de material passiu a causa de la deshomogeneïtat i la segregació dels elements que es produeixen en aquestes zones91.A diferència de la fase austenítica, on el valor equivalent de resistència a la picada (PRE) és més alt, l'inici de la picada a la fase ferrítica es deu al valor PRE més baix (taula 4).La fase d'austenita sembla contenir una quantitat important d'estabilitzador d'austenita (solubilitat en nitrogen), que proporciona una major concentració d'aquest element i, per tant, una major resistència a la picada92.
A la fig.La figura 13 mostra les corbes crítiques de temperatura de picat per a les soldadures E1, E2 i C.Tenint en compte que la densitat de corrent va augmentar fins a 100 µA/cm2 a causa de la perforació durant la prova ASTM, és evident que la soldadura @110A amb E1 va mostrar una temperatura crítica de picat mínima de 27,5 °C seguida de la soldadura E2 @ 90A mostra un CPT de 40 °C, i en el cas de C@110A el CPT més alt és de 41 °C.Els resultats observats estan d'acord amb els resultats observats de les proves de polarització.
Les propietats mecàniques i el comportament a la corrosió de les soldadures d'acer inoxidable dúplex es van investigar mitjançant els nous elèctrodes E1 i E2.L'elèctrode alcalí (E1) i l'elèctrode àcid (E2) utilitzats en el procés SMAW es van recobrir amb èxit amb una composició de flux amb una relació de cobertura global d'1,7 mm i un índex alcalí de 2,40 i 0,40, respectivament.S'ha avaluat l'estabilitat tèrmica de fluxos preparats amb TGA en un medi inert.La presència d'un alt contingut de TiO2 (%) a la matriu de flux va millorar l'eliminació d'escòria de les soldadures dels elèctrodes recoberts amb flux àcid (E2) en comparació amb els elèctrodes recoberts amb flux bàsic (E1).Tot i que els dos elèctrodes recoberts (E1 i E2) tenen una bona capacitat d'arrencada d'arc.Les condicions de soldadura, especialment l'entrada de calor, el corrent i la velocitat de soldadura, tenen un paper crític per aconseguir l'equilibri de fase austenita/ferrita de les soldadures DSS 2205 i les excel·lents propietats mecàniques de la soldadura.Les juntes soldades amb l'elèctrode E1 van mostrar excel·lents propietats de tracció (tallament 0,2% YS = 497 MPa i UTS = 732 MPa), confirmant que els elèctrodes recoberts de flux bàsic tenen un índex de basicitat elevat en comparació amb els elèctrodes recoberts de flux àcid.Els elèctrodes presenten millors propietats mecàniques amb baixa alcalinitat.És obvi que a les juntes soldades d'elèctrodes amb un nou recobriment (E1 i E2) no hi ha equilibri de la fase ferrita-austenítica, que es va revelar mitjançant l'anàlisi OES i SEM-EDS de la soldadura i quantificat per la fracció de volum en la soldadura.La metalografia va confirmar el seu estudi SEM.microestructures.Això es deu principalment a l'esgotament d'elements d'aliatge com Cr i Mo i al possible alliberament de Cr2N durant la soldadura, que es confirma mitjançant l'exploració de línies EDS.Això es recolza, a més, pels baixos valors de duresa observats a les soldadures amb elèctrodes E1 i E2 a causa de la seva baixa proporció d'elements de ferrita i aliatge a l'estructura d'acer.El potencial de corrosió de l'evidència (Ecorr) de les soldadures amb l'elèctrode E1 va demostrar ser lleugerament menys resistent a la corrosió de la solució en comparació amb les soldadures amb l'elèctrode E2.Això confirma l'eficàcia dels elèctrodes recentment desenvolupats en soldadures provades en un entorn de NaCl al 3,5% sense composició d'aliatge de mescla de flux.Es pot concloure que la resistència a la corrosió en l'entorn marí simulat augmenta amb la disminució del corrent de soldadura.Així, la precipitació de carburs i nitrurs i la consegüent disminució de la resistència a la corrosió de les juntes soldades mitjançant elèctrodes E1 i E2 es va explicar per un augment del corrent de soldadura, que va provocar un desequilibri en l'equilibri de fase de les juntes soldades d'acers de doble propòsit.
A petició, les dades d'aquest estudi seran proporcionades per l'autor respectiu.
Smook O., Nenonen P., Hanninen H. i Liimatainen J. Microestructura d'acer inoxidable súper dúplex formada per polsmetal·lúrgia en premsa isostàtica en calent en tractament tèrmic industrial.Metall.Alma mater.tràngol.A 35, 2103. https://doi.org/10.1007/s11661-004-0158-9 (2004).
Kuroda T., Ikeuchi K. i Kitagawa Y. Control de microestructura en unió d'acers inoxidables moderns.A Processing New Materials for Advanced Electromagnetic Energy, 419–422 (2005).
Smook O. Microestructura i propietats dels acers inoxidables súper dúplex de la pulvimetal·lúrgia moderna.Reial Institut de Tecnologia (2004)
Lotto, TR i Babalola, P. Comportament de la corrosió de polarització i anàlisi microestructural de compostos de matriu d'alumini i carbur de silici AA1070 a concentracions de clorur àcid.Enginyer persuasiu.4, 1. https://doi.org/10.1080/23311916.2017.1422229 (2017).
Bonollo F., Tiziani A. i Ferro P. Procés de soldadura, canvi microestructural i propietats finals dels acers inoxidables dúplex i superdúplex.Acer inoxidable dúplex 141–159 (John Wiley & Sons Inc., Hoboken, 2013).
Kisasoz A., Gurel S. i Karaaslan A. Influència del temps de recuit i la velocitat de refredament en el procés de deposició en acers resistents a la corrosió de dues fases.Metall.la ciència.tractament tèrmic.57, 544. https://doi.org/10.1007/s11041-016-9919-5 (2016).
Shrikant S, Saravanan P, Govindarajan P, Sisodia S i Ravi K. Desenvolupament d'acers inoxidables dúplex magres (LDSS) amb excel·lents propietats mecàniques i de corrosió al laboratori.alma mater avançada.dipòsit d'emmagatzematge.794, 714 (2013).
Murkute P., Pasebani S. i Isgor OB Propietats metal·lúrgiques i electroquímiques de capes de revestiment d'acer inoxidable súper dúplex sobre substrats d'acer suau obtinguts per aliatge làser en una capa de pols.la ciència.Rep 10, 10162. https://doi.org/10.1038/s41598-020-67249-2 (2020).
Oshima, T., Khabara, Y. i Kuroda, K. Esforços per estalviar níquel en acers inoxidables austenítics.ISIJ International 47, 359. https://doi.org/10.2355/isijinternational.47.359 (2007).
Oikawa W., Tsuge S. i Gonome F. Desenvolupament d'una nova sèrie d'acers inoxidables Lean Duplex.NSSC 2120™, NSSC™ 2351. NIPPON Steel Technical Report núm. 126 (2021).