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May 31, 2023

Mechanische Eigenschaften und Korrosionsverhalten von Duplex-Edelstahlschweißkonstruktionen unter Verwendung neuartiger Elektroden

Wissenschaftliche Berichte Band 12, Artikelnummer: 22405 (2022) Diesen Artikel zitieren 1724 Zugriffe auf Metrikdetails Die mechanischen und Korrosionseigenschaften von geschweißten Duplex-Edelstahlstrukturen (DSS) sind von

Wissenschaftliche Berichte Band 12, Artikelnummer: 22405 (2022) Diesen Artikel zitieren

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Die mechanischen und Korrosionseigenschaften von geschweißten Duplex-Edelstahlkonstruktionen (DSS) sind in vielen technischen Anwendungen von größter Bedeutung. Die aktuelle Forschung untersucht die mechanischen Eigenschaften und die Korrosionsintegrität von Duplex-Edelstahlschweißverbindungen in einer simulierten 3,5 % NaCl-Umgebung unter Verwendung speziell entwickelter neuartiger Elektroden ohne Zusatz von Legierungselementen zu den Flussmittelproben. Zwei verschiedene Arten von Flussmitteln mit Basizitätsindizes von 2,40 und 0,40 wurden zum Beschichten der E1- bzw. E2-Elektroden für das DSS-Plattenschweißen verwendet. Die thermische Stabilität des formulierten Flussmittels wurde mittels thermogravimetrischer Analyse bewertet. Die chemische Zusammensetzung mittels optischer Emissionsspektroskopie sowie die mechanischen und Korrosionseigenschaften der Schweißverbindungen wurden gemäß verschiedenen ASTM-Standards bewertet. Röntgenbeugung wurde verwendet, um die in den DSS-Schweißverbindungen vorhandenen Phasen herauszufinden, während ein mit EDS ausgestattetes Rasterelektronenmikroskop zur mikrostrukturellen Untersuchung der Schweißverbindungen verwendet wurde. Die maximale Zugfestigkeit der mit der E1-Elektrode hergestellten Schweißverbindungen lag im Bereich von 715–732 MPa und die der E2-Elektrode bei 606–687 MPa. Die Härte wurde mit der Erhöhung des Schweißstroms von 90 auf 110 A erhöht. Die Schweißverbindung mit der mit basischem Flussmittel beschichteten E1-Elektrode weist bessere mechanische Eigenschaften auf. Die Stahlkonstruktion in einer Umgebung mit 3,5 % NaCl weist eine erhebliche Beständigkeit gegen Korrosionsangriffe auf. Dies bestätigt die Leistungsfähigkeit der Schweißverbindungen, die mit der neu entwickelten Elektrode hergestellt werden. Die Ergebnisse werden auf der Grundlage der in den Schweißverbindungen mit den beschichteten Elektroden E1 und E2 beobachteten Abreicherung von Legierungselementen wie Cr und Mo sowie der Ausfällung von Cr2N in den Schweißverbindungen der Elektroden E1 und E2 diskutiert.

Historisch gesehen erfolgte die erste formelle Erwähnung von Duplex-Edelstählen (DSS) im Jahr 1927, beschränkte sich auf einige Gussteile und wurde aufgrund des hohen Kohlenstoffgehalts in den meisten technischen Anwendungen nicht verwendet1. Der Kohlenstoffgehalt wurde jedoch später standardmäßig auf bis zu 0,03 % reduziert und diese Stähle finden zunehmend breite Anwendung für verschiedene Anwendungen2,3. DSSs sind eine Legierungsfamilie, die ungefähr gleiche Mengen an Ferrit und Austenit enthält. Im 20. Jahrhundert zeigte sich, dass die Ferritphase in DSS einen außergewöhnlichen Schutz gegen chloridinduzierte Spannungsrisskorrosion (SCC) bietet, die bei austenitischen Edelstählen (ASS) ein erhebliches Problem darstellt. Andererseits steigt die DSS-Nachfrage in mehreren Maschinenbau- und anderen Branchen mit einer Geschwindigkeit von bis zu 20 % pro Jahr4. Dieser innovative Stahl, der einen zweiphasigen Aufbau aus Austenit und Ferrit aufweist, kann durch die Auswahl geeigneter Zusammensetzungen sowie physikalisch-chemischer und thermomechanischer Veredelung hergestellt werden. Im Vergleich zur einphasigen Edelstahlsorte haben DSS eine höhere Streckgrenze und eine außergewöhnliche Fähigkeit, SCC5,6,7,8 standzuhalten. In rauen Umgebungen mit Säuren, Säurechloriden, Meerwasser und ätzenden Chemikalien verleiht die Zweiphasenstruktur diesen Stählen unübertroffene Festigkeit, Zähigkeit und verbesserte Korrosionsbeständigkeit9. DSS-Strukturen, insbesondere der Typ mit niedrigem Nickelgehalt (Lean DSS), haben im Vergleich zu kubisch-flächenzentriertem Eisen (FCC) aufgrund der jährlichen Schwankungen der Preise für Nickellegierungen (Ni) auf dem allgemeinen Markt zahlreiche außergewöhnliche Erfolge erzielt10,11. Das Hauptproblem bei ASS-Strukturen besteht darin, dass sie verschiedenen rauen Bedingungen ausgesetzt sind12. Aus diesem Grund versuchen verschiedene Sektoren und Unternehmen des Maschinenbaus, rostfreie Ersatzstähle mit reduziertem Nickelgehalt (Ni) zu fördern, die genauso gute oder sogar bessere Leistungen als herkömmliche ASSs erbringen und über geeignete Schweißbarkeitseigenschaften für den Einsatz in industriellen Bereichen wie der Herstellung von Meerwasserwärmetauschern verfügen und Chemikalienbehälter für den Einsatz in Chloridumgebungen mit hohen Konzentrationen13.

Im modernen technologischen Fortschritt spielt die Fertigung durch Schweißen eine entscheidende Rolle. Im Allgemeinen werden die DSS-Stahlbauteile durch Metallschutzgasschweißen oder Metallschutzgasschweißen verbunden. Die Schweißung wird maßgeblich von der Zusammensetzung der zum Schweißen verwendeten Schweißelektrode beeinflusst. Die Schweißelektrode besteht aus zwei Komponenten; Metall und Flussmittel. Am häufigsten ist die Elektrode mit Flussmittel beschichtet, einer Metallmischung, die Gase abgibt und bei ihrer Zersetzung schützende Schlacke erzeugt, um die Schweißnaht vor Verunreinigungen zu schützen, die Lichtbogenstabilität zu erhöhen und außerdem Legierungskomponenten zur Verbesserung der Schweißqualität bereitzustellen14. Gusseisen, Aluminium, Edelstahl, Weichstahl, hochfester Stahl, Kupfer, Messing und Bronze sind einige der Schweißelektrodenmetalle und Zellulose, Eisenpulver und Wasserstoff sind einige der Flussmittel, die verwendet werden. Manchmal werden den Flussmittelmischungen auch Natrium, Titan und Kalium zugesetzt.

Einige Forscher haben versucht, die Auswirkung der Elektrodenkonstitution auf die mechanische und Korrosionsintegrität geschweißter Stahlkonstruktionen zu untersuchen. Der Einfluss der Flussmittelzusammensetzung auf die prozentuale Dehnung und Zugfestigkeit von Schweißnähten beim Unterpulverschweißen wurde von Singh et al.15 untersucht. Die Ergebnisse zeigen, dass CaF2 und NiO im Gegensatz zum Vorhandensein von FeMn die Zugfestigkeit maßgeblich bestimmen. Chirag et al.16 untersuchten SMAW-Verbindungen durch Variation der Konzentrationen von Rutil (TiO2) in einer Elektrodenflussmittelmischung. Es wurde festgestellt, dass die Mikrohärteeigenschaften aufgrund der Erhöhung des Anteils und der Migration von Kohlenstoff und Silizium zunahmen. Kumar17 untersuchte die Entwicklung und Gestaltung agglomerierter Flussmittel beim Unterpulverschweißen für das Schweißen von Stahlplatten. Die Herstellung eines Lichtbogenschweißflussmittels mit einem mit Kali angereicherten Bindemittel auf Natriumsilikatbasis wurde von Nwigbo und Atuanya18 untersucht und dabei festgestellt, dass die Schweißnaht eine Zugfestigkeit von bis zu 430 MPa und eine akzeptable Kornstruktur aufweist. Das Korrosionsverhalten von 28Cr–7Ni–O–0,34N-Duplex-Edelstählen mit Austenitvolumenanteilen im Bereich von 0,35 bis 0,64 in luftgesättigter 3,5 Gew.-%iger NaCl-Lösung wurde von Lothongkum et al.19 unter Verwendung der potentiodynamischen Methode bei pH untersucht 2, 7, 10 und 27 °C. Sowohl Duplex- als auch Mikroduplex-Edelstahl zeigten einen ähnlichen Einfluss von Stickstoff auf das Korrosionsverhalten. Stickstoff hatte keinen Einfluss auf das Korrosionspotential oder die Geschwindigkeit bei pH 7 und 10, allerdings hatte pH 10 ein geringeres Korrosionspotential als pH 7. Andererseits stieg bei allen untersuchten pH-Werten das Lochfraßpotential der Stähle mit zunehmendem Stickstoff an Der Inhalt in ihnen nahm zu. Lacerda et al.20 verwendeten eine zyklische potentiodynamische Polarisationstechnik, um das Lochfraßverhalten der Duplex-Edelstähle UNS S31803 und UNS S32304 in einer 3,5 Gew.-%igen NaCl-Lösung zu untersuchen. In einer 3,5 Gew.-%igen NaCl-Lösung zeigten die beiden untersuchten Stahlplatten Anzeichen von Lochfraß. Im Vergleich zu UNS S32304-Stahl wies UNS S31803-Stahl ein höheres Korrosionspotential (Ecorr), Lochfraßpotential (Epit) und Polarisationsbeständigkeit (Rp) auf. Der Stahl UNS S31803 hatte eine höhere Fähigkeit zur Repassivierung als der Stahl UNS S32304. Laut Jiang et al.21 umfassen Reaktivierungsspitzen, die den Doppelphasen (Austenit- und Ferritphase) von Duplex-Edelstahl entsprechen, bis zu 65 % Ferritzusammensetzung, wobei die Ferrit-Reaktivierungsstromdichte mit der Zeit der Wärmebehandlung zunimmt. Bei unterschiedlichen elektrochemischen Potentialen zeigen die austenitische und die ferritische Phase bekanntermaßen unterschiedliche elektrochemische Reaktionen21,22,23,24. Abdo et al.25 verwendeten Polarisation durch potentiodynamische Messung und elektrochemische Impedanzspektroskopie, um die durch Elektrochemie von lasergeschweißtem 2205 DSS in einer künstlichen Meerwasserumgebung (3,5 % NaCl) unter verschiedenen Säure- und Alkalitätsbedingungen verursachte Korrosion zu untersuchen. Auf den freiliegenden Oberflächen der getesteten DSS-Proben wurde Lochfraßkorrosion beobachtet. Basierend auf den Erkenntnissen wurde ein proportionaler Zusammenhang zwischen dem pH-Wert des Lösungsmediums und dem durch Ladungsübertragungsprozesse gebildeten Filmwiderstand entdeckt, der einen direkten Einfluss auf die Lochfraßbildung und ihre Spezifikationen hat. Ziel dieser Studie war es herauszufinden, wie sich neu entwickelte Schweißelektrodenzusammensetzungen auf die mechanische Integrität und die Abriebfestigkeit von geschweißtem DSS 2205 in einer 3,5 %igen NaCl-Umgebung auswirken.

Die Flussmineralien (Zutaten), die für die Formulierung der Elektrodenbeschichtungen verwendet werden, sind Calciumcarbonat (CaCO3) aus der Region Obajana im Bundesstaat Kogi in Nigeria, Calciumfluorid (CaF2) aus dem Bundesstaat Taraba in Nigeria, Siliciumdioxid (SiO2) und Talk (Mg3Si4O10(OH)2) und Rutil (TiO2) wurden von Jos-Nigeria bezogen, während Kaolin (Al2(OH)4Si2O5) von Kankara im nigerianischen Bundesstaat Katsina bezogen wurde. Als Bindemittel wurde Kaliumsilikat verwendet, das aus Indien bezogen wurde.

Die darin enthaltenen Oxide wurden unabhängig voneinander auf einer digitalen Waage gewogen, wie in Tabelle 1 gezeigt. Anschließend wurde es gewissenhaft in einer elektrisch betriebenen Mischmaschine (Modell-Nr.: 641-048) bei India Steel and Wire Product Limited (ISWP) mit Kaliumsilikatbindemittel gemischt ( 23 Gew.-%) 30 Minuten lang verrühren, um eine gleichmäßige, halbfeste Paste zu erhalten. Das nass gemischte Flussmittel wurde von der Brikettiermaschine in eine zylindrische Form gepresst und unter einem Druckbereich zwischen 80 und 100 kg/cm2 in eine Extrusionskammer gefördert, während ein Draht aus rostfreiem Stahl mit 3,15 mm Durchmesser aus der Drahtvorschubkammer zugeführt wurde aus der Strangpresse entnommen und über ein in die Strangpresse integriertes Düsen-/Matrizenkastensystem zur Elektrodenextrusion mit dem Flussmittel beschichtet. Es wurde ein Beschichtungsfaktor von 1,70 mm erhalten; Dabei ist der Beschichtungsfaktor als Verhältnis des Elektrodendurchmessers zum Kerndrahtdurchmesser definiert. Die beschichteten Elektroden wurden anschließend 24 Stunden lang an der Luft getrocknet, bevor sie 2 Stunden lang bei 150–250 °C \(-\) in einem Muffelofen (Modell PH-248-0571/5448) im Ofen gebrannt wurden. Die Basizität des Flussmittels wurde mit Gl. berechnet. (1)26;

Die thermische Stabilität der formulierten Flussmittelproben für E1 und E2 wurde mittels thermogravimetrischer Analyse (TGA) bestimmt. Ungefähr 25,33 mg Flussmittelprobe wurden zur Analyse in die TGA-Ausrüstung geladen. Das Experiment wurde in einer inerten Umgebung durchgeführt, die durch einen kontinuierlichen Fluss von 60 ml/min N2 erreicht wurde. Die Proben wurden mit Heizraten von 10 °C/min von 30 auf 1000 °C erhitzt. Die thermische Zersetzung sowie der Gewichtsverlust der Proben bei bestimmten Temperaturen wurden anhand der TGA-Diagramme nach den von Wang et al.27, Xu et al.28 und Dagwa et al.29 erwähnten Ansätzen ausgewertet.

Zur Vorbereitung des Schweißens wurden zwei DSS-Platten mit den Abmessungen 300 × 60 × 6 mm bearbeitet. Es wurde ein V-Nut-Schweißdesign mit einem Wurzelspalt von 3 mm, einer Wurzelöffnung von 2 mm und einem Nutwinkel von 60° erstellt. Anschließend wurde die Platte mit Aceton gereinigt, um eventuellen Schmutz zu entfernen. Zum Schweißen der Platten wurde ein abgeschirmtes Metalllichtbogenschweißgerät (SMAW) mit positiver Gleichstromelektrode (DCEP) verwendet, wobei die beschichteten Elektroden (E1 und E2) mit einem Durchmesser von 3,15 mm und die Steuerelektrode (C) zum Einsatz kamen. Die elektrische Entladungsbearbeitung (EDM) (Modell: Excetek-V400) wurde verwendet, um die Proben für mechanische Tests und Korrosionscharakterisierung aus dem geschweißten Stahl zu bearbeiten. Tabelle 2 enthält Beispielcodes und deren Beschreibung, während Tabelle 3 die verschiedenen Betriebsschweißparameter zeigt, die zum Schweißen von DSS-Platten verwendet werden. Gleichung (2) wurde verwendet, um den Wärmeeintrag entsprechend zu berechnen30.

Mithilfe der optischen Emissionsspektroskopie (OES) Bruker Q8 MAGELLAN mit einer Wellenlänge zwischen 110 und 800 nm und der SQL-Datenbanksoftware wurde die chemische Zusammensetzung der Schweißverbindungen mit E1-, E2- und C-Elektroden sowie der Grundmetallprobe bestimmt . OES nutzt elektrische Energie in Form eines Funkens, der zwischen einer Elektrode und der Forschungsmetallprobe erzeugt wird. Die Probe der Bestandteile wird verdampft und zerstäubt, gefolgt von der Anregung der Atome, die anschließend bestimmte Linienspektren emittiert31. Um die qualitative Analyse der Proben durchzuführen, messen die Photomultiplier-Röhren das Vorhandensein des extrahierten Spektrums für jedes Element sowie die Intensität des Spektrums. Anschließend wurde die Lochfraß-Widerstandsäquivalentzahl (PREN) unter Verwendung von Gl. berechnet. (3) Beziehung32, während das Verfassungsdiagramm der WRC 1992 zur Berechnung der Chrom- und Nickeläquivalente (Creq und Nieq) aus den Gleichungen verwendet wurde. (4) bzw. (5)33,34;

Beachten Sie, dass PREN nur die positiven Effekte der drei Hauptelemente Cr, Mo und N berücksichtigt, während der Stickstofffaktor x im Bereich von 16–30 liegt. Typischerweise wird x aus einer Liste von 16, 20 oder 30 ausgewählt. In der Studie für Duplex-Edelstähle wird am häufigsten ein Mittelwert von 20 zur Berechnung des PREN-Werts verwendet35,36.

Der Zugtest der mit den verschiedenen Elektroden hergestellten Schweißverbindungen wurde gemäß der Norm ASTM E8-21 mit einer Universalprüfmaschine (Instron 8800 UTM) bei einer Dehnungsgeschwindigkeit von 0,5 mm/min durchgeführt. Die Zugfestigkeit (UTS), die 0,2 %-Offset-Streckgrenze (YS) und die prozentuale Dehnung wurden gemäß der Norm ASTM E8-2137 berechnet.

Die geschweißte DSS 2205-Probe wurde vor der Härteanalyse zunächst mit unterschiedlich großen Körnungen (120, 220, 320, 400, 600, 800, 1000 und 1200) geschliffen und poliert. Zur Durchführung des Härtetests gemäß ASTM E92-17-Standard38 (˂ 1- ≤ 120 kg) an den mit E1 hergestellten geschweißten Proben wurde ein Vickers-Härteprüfgerät (Fabrikat Omnitech, Modell F.-AUTO) mit einer Prüflast von 1 kgf eingesetzt , E2 und C-Elektroden. Die Härte wurde an zehn (10) Stellen von der Mitte der Schweißnaht bis zum Grundmetall in Abständen von 1 mm gemessen.

Das 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 mit einer entsprechenden Wellenlänge von 1,5406 Å und einer Scangeschwindigkeit von 3 ° min-1 mit einem Scanbereich (2θ) zwischen 38 und 103° wurde verwendet, um die in den DSS-Schweißverbindungen mit E1-, E2- und C-Elektroden zusammen mit BM vorhandenen Phasen zu analysieren. Die Rietveld-Verfeinerungsmethode wurde verwendet, um die konstituierenden Phasen mithilfe der von Lutterotti39 beschriebenen MAUD-Software zu indizieren. Basierend auf ASTM E1245-03 wurde eine quantitative metallografische Analyse der Mikroskopiebilder von Schweißverbindungen mit E1-, E2- und C-Elektroden mit der Image J-Software40 durchgeführt. Die Volumenanteile der Ferrit-Austenit-Phasen mit ihren Durchschnittswerten und Abweichungen wurden wie in Tabelle 5 in den Ergebnissen gezeigt berechnet. Die Analyse mit dem optischen Mikroskop (OM) wurde am BM und an Schweißverbindungen mit E1- und E2-Elektroden durchgeführt, um morphologische Untersuchungen der Proben durchzuführen, wie in der Probenkonfiguration in Abb. 6d angegeben. Die Proben wurden mit Siliziumkarbidpapier (SiC) der Körnung 120, 220, 320, 400, 600, 800, 1000, 1200, 1500 und 2000 poliert. Anschließend wurden sie bei Raumtemperatur in 10 %iger wässriger Oxalsäure elektrolytisch geätzt Eine Spannung von 5 V für 10 s und montiert auf dem optischen Mikroskop LEICA DM 2500 M für morphologische Charakterisierungen. Für die SEM-BSE-Analyse wurde eine weitere Probepolitur mit Siliziumkarbid (SiC)-Papier der Körnung 2500 durchgeführt. Darüber hinaus wurde ein mit EDS ausgestattetes, ultrahochauflösendes Feldemissions-Rasterelektronenmikroskop (REM) (FEI NOVA NANOSEM 430, USA) zur mikrostrukturellen Untersuchung der Schweißverbindungen eingesetzt. Die Probenkonfiguration von 20 × 10 × 6 mm wurde mit verschiedenen SiC-Schleifpapierkörnungen der Größen 120 bis 2500 geschliffen. Die Probe wurde 15 s lang in 40 g NaOH mit 100 ml destilliertem Wasser elektrolytisch bei einer Spannung von 5 V geätzt und anschließend zur Probenanalyse auf dem Probenhalter in der REM-Kammer montiert, nachdem die Kammer mit N2 gespült wurde. Der von einem erhitzten Wolframfaden erzeugte Elektronenstrahl wurde über die Probe gerastert, um Bilder unterschiedlicher Vergrößerung zu erzeugen. Die EDS-Ergebnisse wurden nach den Ansätzen von Rocha et al.41 und Mokobi42 erhalten.

Die elektrochemische Technik gemäß den Standards ASTM G59–9743 und ASTM G5–1444 für potentiodynamische Polarisation wurde verwendet, um die Verschlechterungspotentiale der geschweißten DSS 2205-Platte mit E1-, E2- und C-Elektroden in einer 3,5 % NaCl-Umgebung zu bewerten. Die elektrochemischen Tests wurden mit einem computergesteuerten Potentiostat-Galvanostat/ZRA-Gerät (Modell: PC4/750, Gamry Instruments, USA) durchgeführt. Elektrochemische Tests wurden mit drei Elektrodentestaufbauten durchgeführt: dem DSS 2205 als Arbeitselektrode, einer gesättigten Kalomelelektrode (SCE) als Referenzelektrode und einem Graphitstab als Gegenelektrode. Für die Messungen wurde eine elektrochemische Zelle verwendet, bei der die Fläche des der Lösung ausgesetzten Bereichs 0,78 cm2 der Arbeitselektrode beträgt. Bei einer Scanrate von 1,0 mV/s wurden die Messungen zwischen den Potentialen von − 1,0 V und + 1,6 V an einem vorstabilisierten OCP (bzgl. OCP) durchgeführt.

Die elektrochemischen kritischen Lochfraßtemperaturtests wurden in 3,5 % NaCl durchgeführt, um die Lochfraßkorrosionsbeständigkeit der mit E1-, E2- und C-Elektroden hergestellten Schweißnähte zu bewerten. Es ist hier wichtig zu erwähnen, dass die Ergebnisse des potentiodynamischen Polarisationstests (wird in einem späteren Abschnitt in Abb. 11b besprochen) keinen eindeutigen Hinweis auf Lochfraßpotentiale (zwischen passiven und transpassiven Bereichen) im BM ergaben und geschweißte Proben mit E1, E2- und C-Elektroden. Daher wurden CPT-Messungen durchgeführt, um das Lochfraßpotential der Schweißmaterialien genau zu bestimmen. Die CPT-Experimente wurden in Übereinstimmung mit der berichteten Literatur zu Duplex-Edelstahlschweißnähten45 und der ASTM-Norm G150–1846 durchgeführt. Aus jedem geschweißten Stahl (C-110A, E1-110A und E2-90A) wurden Proben mit einer Oberfläche von 1 cm2, bestehend aus Basis-, Schweiß- und HAZ-Bereichen, geschnitten. Die Proben wurden nach den standardmäßigen metallografischen Probenpräparationsverfahren unter Verwendung von Schmirgelpapier und einer 1-µm-Aluminiumoxidpulversuspension poliert. Nach dem Polieren wurden die Proben 2 Minuten lang in Aceton mit Ultraschall gereinigt. Die 3,5 %ige NaCl-Testlösung wird 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 15 Minuten lang Ar-Gas gespült, dann wurde die Probe in die Zelle gegeben und der OCP 15 Minuten lang gemessen. Anschließend wurde die Probe bei der Anfangstemperatur von 25 °C durch Anlegen von 0,3 V polarisiert und der Strom 10 Minuten lang gemessen45. Das Erhitzen der Lösung wurde mit 1 °C/Minute auf 50 °C begonnen. Während des Erhitzens der Testlösung wurde die Lösungstemperatur kontinuierlich mit einem Temperatursensor überwacht und die Zeit-gegen-Temperatur-Daten gespeichert, gleichzeitig wurde der Strom mit einem Potentiostat/Galvanostat gemessen. Als Gegenelektrode wurde eine Graphitelektrode verwendet und alle Potentiale wurden relativ zu einer Ag/AgCl-Referenzelektrode gemessen. Während des gesamten Tests wurde eine Argongasspülung durchgeführt.

Abbildung 1 zeigt die Zusammensetzung der Flussmittelbestandteile F1 und F2 (Gew.-%), die bei der Herstellung von basischen (E1) bzw. sauren (E2) Elektroden verwendet werden. Der Flussmittelbasizitätsindex wird verwendet, um die mechanischen und metallurgischen Eigenschaften der Schweißverbindung vorherzusagen. F1 ist der Flussmittelbestandteil für die E1-Elektrodenbeschichtung und wird als basisches Flussmittel bezeichnet, weil es einen Basizitätsindex > 1,2 (d. h. 2,40) hat, während F2 ein Flussmittel für die E2-Elektrodenbeschichtung ist und saures Flussmittel genannt wird, weil es einen Basizitätsindex < hat 0,9 (dh 0,40). Es ist offensichtlich, dass mit basischem Flussmittel beschichtete Elektroden in den meisten Fällen bessere mechanische Eigenschaften aufweisen als mit saurem Flussmittel beschichtete Elektroden. Diese Eigenschaft ist eine Funktion der Dominanz der basischen Oxide im Flussmittelformulierungssystem der E1-Elektrode. Umgekehrt sind Schlackenentfernbarkeit (Ablösbarkeit) und geringe Schweißspritzer, die bei Schweißverbindungen mit E2-Elektroden beobachtet werden, ein Merkmal von mit saurem Flussmittel beschichteten Elektroden mit hohem Rutilgehalt. Diese Beobachtung deckt sich mit den Erkenntnissen von Gill47 über den Einfluss von Rutilgehalten auf die Schlackenablösbarkeit und geringe Schweißspritzer bei beschichteten Elektroden mit saurem Flussmittel, was das schnelle Erstarren der Schlacke erleichtert. Kaolin im Flussmittelsystem zur Beschichtung der Elektroden E1 und E2 dient als Gleitmittel und Talk verbessert die Extrudierbarkeit der Elektrode. Kaliumsilikat-Binder im Flussmittelsystem trägt dazu bei, bessere Lichtbogenzündungs- und Stabilitätseigenschaften zu erreichen und verbessert zusätzlich zu seiner Bindefähigkeit auch die Schlackenablösbarkeit in der Schweißverbindung. Da CaCO3 ein Netzwerkbrecher (Schlackenbrecher) in der Flussmittelformulierung ist und dazu neigt, beim Schweißen durch thermische Zersetzung in CaO und etwa 44 % CO2 viel Rauch zu erzeugen, hilft die Zugabe von TiO2 (als Netzwerkbildner/Schlackenbildner) zum Flussmittelbestandteil um die Rauchentwicklung beim Schweißen zu reduzieren und dadurch die Ablösbarkeit der Schlacke zu verbessern, wie von Jing et al.48 vertreten. Der Fluoridgehalt im Flussmittel (CaF2) ist ein chemisch aggressives Flussmittel, das die Sauberkeit der Schweißnaht verbessert. Über diese Zusammensetzung der Flussmittelbestandteile berichteten Jastrzębska et al.49 über den Einfluss der Fluoridzusammensetzung auf die Reinheitseigenschaften von Schweißnähten. Im Allgemeinen dient die Zugabe von Flussmitteln zum Schweißbereich dazu, die Lichtbogenstabilität zu verbessern, Legierungselemente hinzuzufügen, Schlacke bereitzustellen, die Produktivität zu steigern und das Schweißbad zu verfeinern50.

Flussmittelbestandteile für die SMAW-Elektrodenbeschichtung.

Die in Abb. 2a und b dargestellten TGA-DTG-Kurven zeigen einen dreistufigen Gewichtsverlust beim Erhitzen im Temperaturbereich von 30–1000 °C unter einer Stickstoffgasumgebung. Die Ergebnisse in Abb. 2a und b zeigen, dass die TGA-Kurve abfällt, bis sie schließlich bei etwa 866,49 °C bzw. 849,10 °C für basische und saure Flussproben parallel zur Temperaturachse verläuft. Der Gewichtsverlust von 1,30 % und 0,81 % zu Beginn der TGA-Kurve in Abb. 2a und b war auf die Verdunstung und Dehydrierung der absorbierten und Oberflächenfeuchtigkeit der Flussmittelbestandteile zurückzuführen. Die zweite und dritte Stufe der Hauptzersetzung der Grundflussprobe in Abb. 2a finden in den Temperaturbereichen 619,45 °C–766,36 °C und 766,36 °C–866,49 °C mit einem prozentualen Massenverlust von 2,84 bzw. 9,48 % statt. Während die saure Flussprobe in Abb. 7b in den Temperaturbereichen von 665,23 °C–745,37 °C und 745,37 °C–849,10 °C auftritt, beträgt der prozentuale Massenverlust 0,81 bzw. 6,73 %, was auf die thermische Zersetzung zurückzuführen ist Flüchtige Stoffe sind in den Flussmittelmischungen eingeschlossen, da es sich bei den Flussmittelbestandteilen um anorganische Stoffe handelt. Daher waren Reduktion und Oxidation entsetzlich. Dies steht im Einklang mit den Ergebnissen von Balogun et al.51, Kamli et al.52 und Adeleke et al.53. Die Summe der beobachteten Massenverluste in den Flussproben in Abb. 2a und b beträgt 13,26 bzw. 8,43 %. Der geringere Massenverlust, der bei der Flussmittelprobe in Abb. 2b festgestellt wurde, ist auf den hohen Schmelzpunkt von TiO2 und SiO2 (1843 bzw. 1710 °C) als Hauptbestandteile der Oxide in der Flussmittelmischung zurückzuführen54,55 im Vergleich zur niedrigen Schmelztemperatur von das dominierende Oxid: CaCO3 (825 °C) in der Flussmittelprobe in Abb. 2a56. Diese Schwankungen der Schmelztemperaturen der Hauptoxide in den Flussmittelmischungen wurden von Shi et al.54, Ringdalen et al.55 und Du et al.56 ausführlich beschrieben. Nach einem in Abb. 2a und b beobachteten sukzessiven Gewichtsverlust kann der Schluss gezogen werden, dass die in den Elektrodenbeschichtungen E1 und E2 verwendeten Flussmittelproben eine einstufige Zersetzung erfahren haben, wie von Brown57 postuliert. Die Temperaturbereiche des Prozesses sind aus der Ableitungskurve (Gew.-%) in Abb. 2a und b ersichtlich. Da die TGA-Kurve die spezifische Temperatur, bei der Phasenumwandlung und Kristallinität des Flusssystems auftreten, nicht genau angeben kann, wurde die Ableitung der TGA verwendet, um den genauen Temperaturwert in Form des endothermen Peaks für jedes Phänomen (Phasenumwandlung) in zu bestimmen formuliertes Flussmittelsystem.

TGA-DTG-Kurven, die die thermische Zersetzung von (a) basischem Flussmittel für die E1-Elektrodenbeschichtung und (b) saurem Flussmittel für die E2-Elektrodenbeschichtung zeigen.

Tabelle 4 zeigt die Spektrophotometrie sowie die SEM-EDS-Analysen des DSS 2205-Grundmetalls und der Schweißverbindungen, die mit E1-, E2- und C-Elektroden hergestellt wurden. Die Zusammensetzung der Grundplatte aus 2205 fällt unter den ASTM A240-Standard für Duplex-Edelstahl, wie in Tabelle 4 gezeigt. Die Zusammensetzungsanalyse von E1 und E2 zeigt einen starken Rückgang des Chromgehalts (Cr) auf 18,94 bzw. 17,04 %, und Molybdän (Mo )-Gehalt auf 0,06 bzw. 0,08 %, was wesentlich zu den niedrigen PREN-Werten der Schweißverbindungen mit E1- und E2-Elektroden im Vergleich zur Schweißverbindung mit C-Elektrode beigetragen hat. Dies stimmt geringfügig mit den berechneten PREN-Werten der Ferrit-/Austenitphasen aus der SEM-EDS-Analyse überein. Folglich ist es offensichtlich, dass die Bildung von Lochfraß in der Phase mit niedrigen PREN-Werten (Schweißverbindungen aus E1 und E2) beginnt, meist wie in Tabelle 4 aufgeführt. Dies deutet auf eine Erschöpfung und mögliche Ausscheidung der Legierungen in der Schweißnaht hin. Folglich stellt eine Verringerung der Cr- und Mo-Legierungsgehalte in der Schweißkonstruktion, die unter Verwendung der E1- und E2-Elektroden und ihrer niedrigen Lochfraß-Widerstandsäquivalentzahl (PREN) gemäß Tabelle 4 entwickelt wurde, eine Herausforderung für die Aufrechterhaltung der Beständigkeit in korrosiven Umgebungen, insbesondere in chloridhaltigen Umgebungen, dar. Der relativ hohe Nickelgehalt (Ni) von 11,14 % und die akzeptable Grenze des Mangangehalts in den Schweißverbindungen der E1- und E2-Elektroden könnten positiv zu den mechanischen Eigenschaften der Schweißkonstruktionen beigetragen haben, die in einer simulierten Meerwasserumgebung verwendet wurden (Abb. 3). . Dieses Ergebnis kann mit den Arbeiten von Yuan und Ou58 sowie Jing et al.48 über die Wirkung von hohen Ni- und Mn-Zusammensetzungen bei der Verbesserung des mechanischen Verhaltens von geschweißten DSS-Strukturen in einer rauen Betriebsumgebung verglichen werden.

Zugversuchsergebnisse (a) UTS und 0,2 % Offset YS und (b) Gleich- und Gesamtdehnung mit ihren Standardabweichungen.

Die Zugeigenschaften des Grundmaterials (BM) und der Schweißverbindungen, die mit den entwickelten Elektroden (E1 und E2) und der kommerziell gekauften Elektrode (C) hergestellt wurden, wurden mit zwei unterschiedlichen Schweißströmen von 90 A und 110 A bewertet. Abbildungen 3 (a ) und (b) präsentieren die UTS, 0,2 % Offset YS und ihre Verlängerungen mit Standardabweichungsdaten. Die aus Abb. 3a erhaltenen UTS- und 0,2 % Offset-YS-Ergebnisse zeigen optimale Werte für Probe Nr. 1 (BM), Probe Nr. 3 (Schweißverbindung mit E1), Probe Nr. 5 (Schweißverbindung mit E2) und Probe Nr .6 (Schweißverbindung mit C) betragen jeweils 878 und 616 MPa, 732 und 497 MPa, 687 und 461 MPa und 769 und 549 MPa mit ihren jeweiligen Standardabweichungen. In Abb. 3a ist ersichtlich, dass die BM sowie die Schweißverbindungen mit E1-Elektrode in den beiden Schweißbedingungen (90 A und 110 A); Die E2-Elektrode bei 110 A und die C-Elektrode unter den beiden Schweißbedingungen (90 A und 110 A), die die Proben Nr. 1, 2, 3, 6 und 7 repräsentieren, besitzen über die empfohlenen Mindestzugfestigkeitseigenschaften von 450 MPa YS und 620 MPa hinaus UTS wie von Grocki32 postuliert. Die prozentualen Dehnungen der geschweißten Proben mit E1-, E2- und C-Elektroden, dargestellt durch die Proben Nr. 2, 3, 4, 5, 6 und 7 bei Schweißströmen von 90 A bzw. 110 A, zeigen die Duktilität und Festigkeit der Schweißung Verhältnis zum Grundmetall. Die geringere Dehnung wird auf mögliche Schweißfehler oder auf Flussmittelzusammensetzungen der Elektrode zurückgeführt (Abb. 3b). Daraus lässt sich schließen, dass Duplex-BM aus rostfreiem Stahl und Schweißverbindungen mit E1-, E2- und C-Elektroden aufgrund ihres relativ höheren Ni-Gehalts im Allgemeinen deutlich höhere Zugeigenschaften aufwiesen (Tabelle 4), diese Eigenschaft erwies sich jedoch bei den Schweißverbindungen als weniger wirksam mit E2 aus sauren Flussmittelbestandteilen. Die Behauptung wird von Gunn59 über den Einfluss der Ni-Legierung auf die Verbesserung der mechanischen Eigenschaften sowie die Steuerung des Phasengleichgewichts und der Elementaufteilung in Schweißverbindungen bestätigt. Dies bestätigt weiter die Tatsache, dass entwickelte Elektroden aus basischen Flussmittelbestandteilen bessere mechanische Eigenschaften aufweisen als entwickelte Elektroden aus sauren Flussmittelmischungen, wie von Bang et al.60 vertreten. Somit ein wesentlicher Beitrag zum bestehenden Wissen über die Leistung der Schweißverbindung mit der neu beschichteten Elektrode (E1) mit guten Zugeigenschaften.

Abbildung 4a und b zeigen die experimentellen Proben der Vickers-Mikrohärteeigenschaften von Schweißverbindungen mit E1-, E2- und C-Elektroden. Abbildung 4a zeigt die Härteergebnisse aus einer Richtung der Probe (von WZ nach BM), während Abbildung 4b die Härteergebnisse aus beiden Seiten der Probe quer zeigt. Die bei der Schweißung ermittelten Härtewerte für die Proben Nr. 2, 3, 4 und 5, die die Schweißverbindung mit den Elektroden E1 und E2 darstellen, könnten auf die grobe Kornkonstitution im Verlauf der Verfestigung des Schweißzyklus zurückzuführen sein. Bei allen Proben Nr. 2–7 (siehe Probencode in Tabelle 2) war ein starker Anstieg der Härte bei der Grobkorn-WAZ und der Feinkorn-WAZ zu beobachten, was auf die mögliche Änderung der Schweißmikrostruktur zurückzuführen ist, die zum Chrom führt -reicher Niederschlag (Cr23C6) der geschweißten Proben. Die Härtewerte der Schweißverbindungen der Proben Nr. 6 und 7 in Abb. 4a und b sind höher als bei den anderen Schweißproben Nr. 2, 3, 4 und 5 (Tabelle 2). Dies ist auf den hohen Deltaferritgehalt und die induzierten Eigenspannungen in der Schweißnaht sowie auf den Abbau von Legierungselementen wie Mo und Cr in den Schweißnähten zurückzuführen, wie von Mohammed et al.61 sowie Nowacki und Lukoje62 behauptet. Die Härtewerte aller betrachteten Versuchsproben in der BM-Zone scheinen konsistent zu sein. Der Trend der Ergebnisse der Härteanalyse der geschweißten Proben stimmt mit den Erkenntnissen anderer Forscher überein61,63,64.

Härtewerte von Schweißverbindungen von DSS-Proben (a) halbes Segment der geschweißten Probe und (b) vollständiges Segment der Schweißverbindung.

Die verschiedenen Phasen, die im geschweißten DSS 2205 mit E1-, E2- und C-Elektroden vorhanden sind, wurden erhalten und die XRD-Spektren bei einem Beugungswinkel von 2\(\theta\) sind in Abb. 5 dargestellt. Die Peaks von Austenit (\(\gamma\) )) und Ferritphasen (\(\alpha\)), die bei Beugungswinkeln von 43 und 44° identifiziert wurden, was letztendlich die Zusammensetzung der Schweißkonstruktion als zweiphasigen rostfreien Stahl bestätigt, wie von Jimenez et al.65 postuliert. Es ist ersichtlich, dass die DSS-BM nur die Phasen Austenit (\(\gamma\)) und Ferrit (\(\alpha\)) erkennen lassen, was die mikrostrukturellen Ergebnisse in den Abbildungen bestätigt. 6c, 7c und 9c. Die hohen Peaks der Ferritphase (\(\alpha\)), die beim DSS BM und in der Schweißverbindung mit der C-Elektrode beobachtet werden, sind ein Beweis für seine Korrosionsbeständigkeitsfähigkeit, da diese Phase die Korrosionsbeständigkeit des Stahls aufgrund der verbessern soll Vorhandensein ferritstabilisierender Elemente wie Cr und Mo, die den passiven Film des Materials in einer chloridhaltigen Umgebung wirksam stabilisieren, wie von Davison und Redmond66 behauptet. Tabelle 5 zeigt die Ferrit-Austenit-Phasen mittels quantitativer Metallographie. Das Verhältnis der Volumenanteile der Ferrit-Austenit-Phasen der Schweißverbindung mit C-Elektrode erreicht ungefähr (≈ 1:1). Die Phasenzusammensetzungen mit niedrigem Ferritgehalt (\(\alpha\)), die in Schweißkonstruktionen mit E1- und E2-Elektroden in den Volumenanteilergebnissen (Tabelle 5) zu sehen sind, zeigen die mögliche Anfälligkeit gegenüber einer korrosiven Umgebung, wie durch die elektrochemische Analyse bestätigt (Abb. 10a, b). ), da die Ferritphase eine hohe Festigkeit und Schutz gegen Spannungsrisskorrosion durch Chlorid bietet. Dies wurde zusätzlich durch die niedrigen Härtewerte bestätigt, die bei den Schweißkonstruktionen mit E1- und E2-Elektroden aus Abb. 4a, b beobachtet wurden, verursacht durch deren geringe Ferritanteile in der Stahlstruktur (Tabelle 5). Das Vorhandensein einer unausgeglichenen Austenitphase (\(\gamma\)) und Ferritphase (\(\alpha\)) in Schweißkonstruktionen mit einer E2-Elektrode ist ein Hinweis auf die mögliche Anfälligkeit des Stahls für einen gleichmäßigen Korrosionsangriff. Umgekehrt zeigen die XRD-Spektren des Dualphasenstahls der Schweißkonstruktionen mit E1- und C-Elektroden sowie die BM-Ergebnisse im Allgemeinen das Vorhandensein von stabilisierenden Austenit- und Ferritelementen, die dem Material, wie behauptet, Anwendungen sowohl in der Bautechnik als auch in der petrochemischen Industrie ermöglicht haben von Jimenez et al.65; Davison und Redmond66; Shamanth et al.67.

XRD-Spektren von Schweißverbindungen von DSS 2205 mit E1-, E2-, C-Elektroden und BM.

Optische Mikroaufnahme einer Schweißverbindung mit E1-Elektrode bei verschiedenen Schweißgeometrien: (a) HAZ zeigt die Schmelzlinie, (b) HAZ zeigt die Schmelzlinie in stärkerer Vergrößerung, (c) BM zeigt Ferrit-Austenit-Phasen an (d) Geometrie der Schweißnaht, (z ) zeigt die nahe Übergangszone, (f) WEZ zeigt Ferrit-Austenit-Phasen in stärkerer Vergrößerung und (g) Schweißzone zeigt Ferrit-Austenit-Phasen.

Optische Mikroaufnahme einer Schweißverbindung mit E2-Elektrode bei verschiedenen Schweißgeometrien: (a) HAZ zeigt die Schmelzlinie, (b) HAZ zeigt die Schmelzlinie in stärkerer Vergrößerung, (c) BM zeigt Ferrit-Austenit-Phasen an (d) Geometrie der Schweißnaht, (z ) zeigt die nahe Übergangszone, (f) WEZ zeigt Ferrit-Austenit-Phasen in stärkerer Vergrößerung und (g) Schweißzone zeigt Ferrit-Austenit-Phasen.

Abbildung 6a–c und e–g zeigen die metallografische Struktur geschweißter DSS-Verbindungen mit E1-Elektroden bei verschiedenen Schweißnahtgeometrien (Abb. 6d) und zeigen an, wo die optischen Mikroaufnahmen bei unterschiedlichen Vergrößerungen aufgenommen wurden. Abbildung 6a, b, f sind die Übergangszonen der Schweißverbindungen, die die Ferrit-Austenit-Phasengleichgewichtsstruktur darstellen. Abbildung 7a–c und e–g zeigen auch das OM von geschweißten DSS-Verbindungen mit E2-Elektroden bei verschiedenen Schweißgeometrien (Abb. 7d), was den Punkt der OM-Analyse bei verschiedenen Vergrößerungen anzeigt. Abbildung 7a, b, f sind die Übergangszonen der Schweißverbindungen, die das Ferrit-Austenit-Phasengleichgewicht darstellen. Das OM an der Schweißzone (WZ) ist in den Abbildungen dargestellt. 6g bzw. 7g für Schweißverbindungen mit E1- und E2-Elektroden. Das OM am BM ist in den Abbildungen dargestellt. 6c, e und 7c, e jeweils für den Fall von Schweißverbindungen mit E1- und E2-Elektroden. Die hellere Zone bezieht sich auf die Austenitphase und die dunkelschwarze Zone kennzeichnet die Ferritphase. Das Phasengleichgewicht der Wärmeeinflusszone (HAZ) in der Nähe der Schmelzlinie, was auf die Bildung von Cr2N-Ausscheidungen hinweist, wie in den SEM-BSE-Aufnahmen in Abb. 8a, b zu sehen ist, bestätigt durch Abb. 9a, b. Das Auftreten von Cr2N, wie es in der Ferritphase der Proben in Abb. 8a, b beobachtet und durch SEM-EDS-Punktanalyse sowie EDS-Linienkartierung der Schweißkonstruktionen bestätigt wurde (Abb. 9a–b), wurde durch höhere Temperaturen während verursacht Der thermische Schweißzyklus beschleunigt die Bindung von Chrom und Stickstoff, da der Diffusionskoeffizient von Stickstoff durch die hohe Temperatur in der Schweißnaht erhöht wird. Diese Ergebnisse bestätigten sich mit den Studien von Ramirez et al.68 und Hereñú et al.69, die zeigten, dass Cr2N unabhängig vom Stickstoffgehalt normalerweise in Ferritkörnern, Korngrenzen und der α/\(\gamma\)-Grenzfläche ausfällt, wie ebenfalls angenommen wurde von anderen Forschern70,71.

SEM-BSE-Mikroaufnahmen von (a) Schweißverbindung mit E1-Elektrode und (b) Schweißverbindung mit E2-Elektrode.

(a) SEM-EDS-Punktanalyse (1, 2 und 3) der Schweißverbindung mit E2 (b) EDS-Linienkartierung der Schweißverbindung mit E1 über die Schweißverbindungen hinweg, um das Vorhandensein von Ausscheidungen zu erkennen.

Die Oberflächenmorphologien repräsentativer Proben sind in Abb. 10a – c mit ihrem jeweiligen EDS dargestellt. Abbildung 10a und b zeigen die REM-Aufnahmen einer Schweißverbindung mit E1- bzw. E2-Elektroden an den Schweißzonen mit ihren EDS-Spektren, während Abb. 10c eine REM-Aufnahme des BM mit EDS-Spektren zeigt, bestehend aus Austenit (\(\gamma\)). und Ferritphasen (\(\alpha\)) ohne jegliche Ausfällung. Wie in den EDS-Spektren von Abb. 10a deutlich wird, ist die prozentuale Zusammensetzung von Chrom (21,69 Gew.-%) und Molybdän (2,65 Gew.-%) mit 6,25 Gew.-% Nickel, die im entsprechenden Verhältnis einen Eindruck von Ferrit-Austenit-Phasengleichgewicht vermittelt Mikrostruktur im Vergleich zur hohen Reduzierung des Chrom- (15,97 Gew.-%) und Molybdängehalts (1,06 Gew.-%) im Vergleich zum hohen Nickelgehalt (10,08 Gew.-%) in der Mikrostruktur von Schweißverbindungen mit E2-Elektroden, dargestellt in Abb. 10b mit den EDS-Spektren. Die nadelförmigen Formen der Austenitstruktur mit feineren Körnern, die in der WZ in Abb. 10b zu sehen sind, bestätigten die eventuelle Erschöpfung der ferritisierenden Elemente (Cr und Mo) an der Schweißnaht und die Ausscheidung von Chromnitrid (Cr2N) entlang der Grenzfläche zwischen Ferrit und Eisen. Austenitphasen. Diese Behauptung wird durch die Verteilung der Niederschlagspartikel entlang der Grenzen der Austenit- (\(\gamma\)) und Ferritphasen (\(\alpha\)) geschweißter DSS-Verbindungen untermauert72,73,74. Dies trug auch zu seiner schlechten Korrosionsleistung bei, da Cr als Hauptelement zur Bildung des Passivfilms verwendet wird, der die lokale Korrosionsbeständigkeit des Stahls verbessert59,75, wie auch in Abb. 10b bestätigt. Es ist zu erkennen, dass die BM der REM-Aufnahme von Abb. 10c starke Kornverfeinerungseigenschaften aufweist, da die Ergebnisse der EDS-Spektren eine gute Chemie von Cr (23,32 Gew.-%), Mo (3,33 Gew.-%) und Ni (6,32 Gew.-%) zeigen. %) als wichtige Legierungselemente, die die Mikrostrukturen des Ferrit-Austenit-Phasengleichgewichts der DSS-Struktur bestätigen76. Die Ergebnisse der Analyse der Zusammensetzungs-EDS-Spektren von Schweißverbindungen mit E1-Elektrode rechtfertigen ihre Anwendung im Bauingenieurwesen sowie in leicht korrosiven Umgebungen, da sowohl die Austenitbildner als auch der Ferritstabilisator in den Mikrostrukturen den Standardschweißverbindungen von DSS AISI 220541,72 entsprechen. 77.

REM-Aufnahmen einer Schweißverbindung mit (a) E1-Elektrode an der Schweißzone mit EDS-Spektren und (b) E2-Elektrode an der Schweißzone mit EDS-Spektren und (c) BM mit EDS-Spektren.

Tatsächlich wurde festgestellt, dass DSS-Schweißnähte im vollständig ferritischen Modus (F-Modus) erstarren und Austenit unterhalb der ferritischen Lösungstemperatur Keime bildet, die hauptsächlich vom Chrom- und Nickeläquivalentverhältnis (Creq/Nieq) abhängt (> 1,95 ist der F-Modus). des Stahls und wurde von einigen Forschern festgestellt78,79 aufgrund der starken Diffusionsfähigkeit von Cr und Mo als ferritbildenden Elementen in der Ferritphase80. Es war offensichtlich, dass DSS 2205 BM erhebliche Gehalte an Cr und Mo aufweist (höhere Creq-Werte aufweisen), jedoch einen geringeren Ni-Gehalt aufweist als Schweißverbindungen mit E1-, E2- und C-Elektroden, was ein höheres Creq/Nieq-Verhältnis begünstigt. Dies zeigte sich auch in der aktuellen Untersuchung, bei der das ermittelte Creq/Nieq-Verhältnis für DSS 2205 BM gemäß Tabelle 4 größer als 1,95 ist. Es kann beobachtet werden, dass Schweißverbindungen mit E1-, E2- und C-Elektroden aufgrund des höheren Gehalts an jeweils im Austenit-Ferrit-Modus (AF-Modus), Austenit-Modus (A-Modus) und Ferrit-Austenit-Modus (F-A-Modus) erstarren Ni und geringere Gehalte an Cr und Mo in der Schweißverbindung, was ein geringeres Creq/Nieq-Verhältnis als das BM bedeutet, wie in Tabelle 4 angegeben. Der primäre Ferrit zeigte eine Vermicular-Ferrit-Morphologie in der Schweißverbindung mit E2-Elektrode und dem ermittelten Creq/Nieq-Verhältnis betrug 1,20, wie in Tabelle 4 erwähnt.

Abbildung 11a zeigt die zeitliche Entwicklung des Open-Circuit-Potential-Scans (OCP) für eine AISI DSS 2205-Stahlkonstruktion in einer 3,5 %igen NaCl-Lösung. Es ist offensichtlich, dass sich die OCP-Kurve in Richtung positiverer Potentiale verschiebt, was auf die Entstehung eines passiven Films auf der Oberfläche der Metallprobe hinweist, und die Abnahme des Potentials auf allgemeine Korrosion hinweist, wohingegen Potentiale, die über die Zeit nahezu konstant bleiben, darauf hinweisen, dass sich der passive Film darüber gebildet hat Die Oberfläche der Probe ist stabil und klebrig77. Die Kurve zeigt, dass sich alle Substrate der Proben für Experimente in einem stabilen Zustand im Elektrolyten mit 3,5 %iger NaCl-Lösung befinden, mit Ausnahme von Probe Nr. 7 (Schweißverbindung mit C-Elektroden), die eine leichte Instabilität aufweist. Diese Instabilität könnte mit dem Vorhandensein von Chloridionen (Cl-) in der Lösung verglichen werden, die die Korrosionsreaktion möglicherweise erheblich beschleunigt und dadurch das Ausmaß der Korrosion erhöht haben könnten. Die Beobachtung im OCP-Scan ohne Anlegen eines Potenzials zeigt, dass Cl- in der Reaktion die Widerstandsfähigkeit und thermodynamische Stabilität der Proben in der korrosiven Umgebung beeinflussen kann. Diese Behauptung wird von Ma et al.81 und Loto et al.5 hinsichtlich der Wirkung von Cl- auf die Beschleunigung des passiven Filmabbaus des Substrats bestätigt, wodurch eine weitere Verschlechterung erleichtert wird.

Elektrochemische Analyse von Forschungsproben: (a) Entwicklung von OCP im Vergleich zur verstrichenen Zeit und (b) Potentiodynamische Polarisation von Proben in einer Lösung von 3,5 % NaCl.

Abbildung 11b zeigt die vergleichende Analyse der potentiodynamischen Polarisationskurven (PPC) von Schweißverbindungen mit E1-, E2- und C-Elektroden, die einer 3,5 %igen NaCl-Lösung ausgesetzt wurden. Die PPC für BM und geschweißte Proben in 3,5 %iger NaCl-Lösung zeigen ein passives Verhalten. Tabelle 5 zeigt die Parameter der elektrochemischen Analyse der aus PPC-Kurven gewonnenen Proben wie Ecorr (Korrosionspotential) und Epit (Lochfraßpotential) mit den zugehörigen Abweichungen. Die Proben Nr. 1 und 7 (BM und Schweißverbindung mit C-Elektrode) zeigten im Vergleich zu anderen Proben Nr. 2 und 5, die mit E1- und E2-Elektroden geschweißt wurden, ein hohes Lochfraßpotential in der Lösung von Natriumchloridumgebungen (Abb. 11b). Die höheren Passivierungseigenschaften des ersteren als des letzteren sind auf das mikrostrukturelle Zusammensetzungsgleichgewicht des Stahls (Austenit- und Ferritphasen) und die Konzentrationen der Legierungselemente zurückzuführen. Diese Behauptung wird von Rezendea et al.82 zum passiven Verhalten von DSS in der korrosiven Umgebung aufgrund des Gehalts der Ferrit- und Austenitphasen in der Mikrostruktur gestützt. Die geringe Leistung geschweißter Proben mit E1- und E2-Elektroden kann auf den Abbau kritischer Legierungselemente wie Cr und Mo in der Schweißzone (WZ) zurückzuführen sein, da die Ferritphase durch sie (Cr und Mo) stabilisiert wird, während sie passivierend wirken Legierungen in der Austenitphase des Stahls. Der Einfluss dieser Elemente auf die Lochkorrosionsbeständigkeit ist in der Austenitphase größer als in der Ferritphase. Aus diesem Grund erfährt die Ferritphase eine schnellere Passivierung als die Austenitphase, die dem ersten passiven Bereich der Polarisationskurve zugeordnet ist. Diese Elemente haben aufgrund ihrer höheren Lochkorrosionsbeständigkeit in der Austenitphase im Vergleich zur Ferritphase einen erheblichen Einfluss auf die Lochfraßbeständigkeit von DSS. Folglich ist das schnelle Passivierungsverhalten in der Ferritphase stärker ausgeprägt als im Austenit-Gegenstück81. Allerdings hat das Cl- in der Lösung einen stark nachteiligen Einfluss auf die Passivierungsfähigkeit des Stahlfilms83. Daher würde die Stabilität des Passivfilms der Probe erheblich verringert84. Aus Tabelle 6 geht außerdem hervor, dass die Korrosionspotentiale (Ecorr) von Schweißverbindungen mit E1-Elektroden im Vergleich zu Schweißverbindungen mit E2-Elektroden offenbar eine geringe Korrosionsbeständigkeit in der Lösung aufweisen. Dies wird zusätzlich durch die niedrigen Härtewerte bestätigt, die bei den Schweißverbindungen mit E1- und E2-Elektroden aus Abb. 4a, b festgestellt wurden, verursacht durch deren geringe Ferritanteile in der Stahlstruktur (Tabelle 5) und niedrige Cr- und Mo-Zusammensetzung (Tabelle 4). Daraus lässt sich schließen, dass die Korrosionsbeständigkeit des Stahls in simulierten Meeresumgebungen mit abnehmendem Schweißstrom zunimmt und bei niedrigen Cr- und Mo-Zusammensetzungen sowie niedrigen Ferritanteilen abnimmt. Diese Behauptung deckt sich mit den Arbeiten von Salim et al.85 über die Auswirkungen von Schweißparametern wie dem Schweißstrom auf die Korrosionsintegrität von geschweißtem Stahl. Da Chlorid auf unterschiedliche Weise in Stahl eindringt, einschließlich Kapillarabsorption und -diffusion, bilden sich Löcher (Lochfraß) mit ungleichmäßiger Form und unterschiedlicher Tiefe. Der Mechanismus unterschied sich deutlich bei Lösungen mit höherem pH-Wert, bei denen die (OH-)-Gruppe in der Umgebung einfach von der Stahloberfläche angezogen wird, wodurch der Passivfilm stabil wird und die Stahloberfläche zusätzlich geschützt wird25,86. Die optimale Korrosionsbeständigkeit der Proben Nr. 1 und 7 ist größtenteils auf das Vorhandensein großer Mengen an Deltaferrit (Tabelle 5) und einer erheblichen Menge an Cr und Mo in der Stahlstruktur (Tabelle 4) zurückzuführen, ebenso wie der Grad der Lochfraßbildung findet sich hauptsächlich in der Austenitphasenstruktur von DSS-Schweißkonstruktionen. Daher spielt die Chemie der Legierung eine entscheidende Rolle für die Korrosionseigenschaften der Schweißkonstruktion87,88. Darüber hinaus wurde beobachtet, dass geschweißte Proben mit E1- und C-Elektroden für diese Studie niedrigere Ecorr-Werte aus der PPC-Kurve aufwiesen als Schweißverbindungen mit E2-Elektroden aus der OCP-Kurve (Tabelle 5). Folglich beginnt der Bereich der Anode bei niedrigeren Potentialen. Diese Variation kann hauptsächlich auf die teilweise Stabilisierung der auf der Oberfläche der Proben gebildeten Passivschicht sowie auf die kathodische Polarisation zurückgeführt werden, die vor dem Erreichen der vollständigen OCP-Stabilisierung auftritt89. In Abb. 12a und b sind die optischen 3D-Profilometerbilder der experimentellen Korrosionsproben unter verschiedenen Schweißbedingungen dargestellt. Es ist offensichtlich, dass die Lochfraßbildung der Proben mit einem geringeren Lochfraßpotential zunimmt, das sich aus einem hohen Schweißstrom von 110 A ergibt (Abb. 12b), im Vergleich zu den Lochfraßbildungen, die sich aus Schweißverbindungen mit einem niedrigeren Schweißstrom von 90 A ergeben (Abb. 12a). Dies bestätigte die Behauptung von Mohammed90 über die Bildung eines Gleitbandes auf der Probenoberfläche, das den passiven Film auf der Oberfläche zerstört und das Substrat der Arbeitsumgebung einer 3,5 %igen NaCl-Lösung aussetzt, wodurch das Chlorid angreift und zur Auflösung der Materialien führt .

Optische 3D-Mikroaufnahme von AISI 2205, geschweißt bei einem Schweißstrom von (a) 90 A und (b) 110 A.

Die SEM-EDS-Analyse aus Tabelle 4 zeigt, dass jede Austenitphase in allen Schweißkonstruktionen und im BM einen höheren PREN-Wert aufweist als der Ferrit. Der Abbau der Passivschicht des Materials wird durch Lochfraßkeimbildung an den Grenzflächen zwischen Ferrit und Austenit aufgrund der in diesen Bereichen auftretenden Heterogenität und Elementsegregation beschleunigt91. Im Gegensatz zur Austenitphase, wo die Werte des Lochfraßwiderstandsäquivalents (PRE) höher sind, wird die Lochfraßkeimbildung in der Ferritphase durch niedrigere PRE-Werte verursacht (Tabelle 4). Die austenitische Phase scheint über einen bedeutenden Austenitstabilisator (N-Löslichkeit) zu verfügen, was erhebliche Konzentrationen dieses Elements und folglich eine höhere Lochkorrosionsbeständigkeit ermöglicht92.

Abbildung 13 zeigt die kritischen Lochfraß-Temperaturkurven für die Schweißnähte E1, E2 und C. Betrachtet man den Anstieg der Stromdichte aufgrund der Lochbildung auf 100 µA/cm2 während des Tests gemäß der ASTM-Norm, ist es offensichtlich, dass die Schweißnaht mit E1 @110A zeigte die niedrigste kritische Lochfraßtemperatur von 27,5 °C, gefolgt von der Schweißung mit E2@90A zeigte einen CPT von 40 °C und den höchsten CPT von 41 °C im Fall von C@110A. Die beobachteten Ergebnisse stimmen gut mit den beobachteten Polarisationstestergebnissen überein.

Kritische Lochfraßtemperatur der Schweißnähte mit E1-, E2- und C-Elektroden.

Die mechanischen Eigenschaften und das Korrosionsverhalten von Duplex-Edelstahlschweißkonstruktionen mit den neuartigen Elektroden E1 und E2 wurden untersucht. Basische Elektroden (E1) und saure Elektroden (E2) für den SMAW-Prozess wurden erfolgreich aus den formulierten Flussmitteln mit einem allgemeinen Beschichtungsfaktor von 1,7 mm und Basizitätsindizes von 2,40 bzw. 0,40 beschichtet. Die thermische Stabilität des formulierten Flussmittels unter Verwendung von TGA in einer inerten Umgebung wurde bewertet. Das Vorhandensein eines hohen TiO2-Gehalts (%) in der Flussmittelmatrix verbessert die Schlackenablösung in der Schweißverbindung, wenn die Elektrode mit saurem Flussmittel (E2) beschichtet ist, als wenn die Elektrode mit basischem Flussmittel (E1) beschichtet ist. Allerdings verfügen die beiden beschichteten Elektroden (E1 und E2) über eine gute Lichtbogenzündfähigkeit. Die Schweißbedingungen, insbesondere die Wärmezufuhr, der Schweißstrom und die Schweißgeschwindigkeit, spielen eine entscheidende Rolle bei der Erzielung eines Gleichgewichts der Austenit-Ferrit-Phase der Schweißverbindungen von DSS 2205 sowie bei hervorragenden mechanischen Eigenschaften der Schweißverbindung. Die hervorragenden Zugeigenschaften der mit Elektrode E1 geschweißten Verbindungen (0,2 % Versatz YS = 497 MPa und UTS = 732 MPa) bestätigten, dass mit basischem Flussmittel mit hohem Basizitätsindex beschichtete Elektroden im Vergleich zu mit saurem Flussmittel beschichteten Elektroden bessere mechanische Eigenschaften aufweisen einen niedrigen Basizitätsindex. Es war offensichtlich, dass das Ferrit-Austenit-Phasengleichgewicht in den Schweißverbindungen der neu beschichteten Elektroden (E1 und E2) fehlte, wie die OES- und SEM-EDS-Analyse der Schweißverbindungen ergab und auch durch die quantitative Metallographie der Volumenanteile in der Schweißverbindung bestätigt wurde wie ihre REM-Untersuchungen der Mikrostrukturen. Dies ist größtenteils auf den Abbau von Legierungselementen wie Cr und Mo und die mögliche wahrscheinliche Ausfällung von Cr2N während des Schweißens zurückzuführen, wie durch den EDS-Linienscan bestätigt. Die bei den Schweißkonstruktionen mit E1- und E2-Elektroden beobachteten niedrigen Härtewerte, die auf deren geringe Ferritanteile und die Legierungselemente im Stahlgefüge zurückzuführen sind, sind weitere Belege. Die offensichtlichen Korrosionspotentiale (Ecorr) von Schweißverbindungen mit E1-Elektroden scheinen im Vergleich zu Schweißverbindungen mit E2-Elektroden eine geringe Korrosionsbeständigkeit in der Lösung aufzuweisen. Dies bestätigt die Leistung der Schweißverbindungen, die mit der neu entwickelten Elektrode ohne Legierungsbestandteile aus der Flussmittelmischung hergestellt wurden, die in einer Umgebung mit 3,5 % NaCl getestet wurde. Daraus lässt sich schließen, dass die Korrosionsbeständigkeit in simulierten Meeresumgebungen mit abnehmendem Schweißstrom zunimmt. Daher werden die Karbid- und Nitridentwicklung und die daraus resultierende Verringerung der Korrosionsbeständigkeit der Schweißkonstruktionen mit E1- und E2-Elektroden auf einen erhöhten Schweißstrom zurückgeführt, der zu einem unausgeglichenen Phasengleichgewicht der Mehrzweck-Stahlschweißkonstruktionen führt.

Auf Anfrage werden die implementierten Daten für diese Forschung vom entsprechenden Autor zur Verfügung gestellt.

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Die Autoren danken der CSIR-TWAS-Stipendiatin für die Bereitstellung eines Laborraums für das Experiment. Dr. RK Gupta vom CSIR-NML, Jamshedpur, und Prof. S. Pandey von der School of Engineering der Jawaharlal Nehru University, Delhi, Indien, danken die Autoren ebenfalls für ihre unschätzbaren Beiträge.

Abteilung für Maschinenbau, Air Force Institute of Technology, Kaduna, Nigeria

Ibrahim Momoh-Bello Omiogbemi

Shell-Professur, Abteilung Maschinenbau, Ahmadu Bello University, Zaria, Nigeria

Danjuma Saleh Yawas

Abteilung Werkstofftechnik, CSIR-National Metallurgical Laboratory, Jamshedpur, Indien

Ibrahim Momoh-Bello Omiogbemi, Atanu Das, Sudhakar Rao Gorja und Sandip Ghosh Chowdhury

Abteilung für Maschinenbau, Ahmadu Bello University, Zaria, Nigeria

Ibrahim Momoh-Bello Omiogbemi und Matthew Olatunde Afolayan

Abteilung für Metallurgie und Werkstofftechnik, Ahmadu Bello University, Zaria, Nigeria

Emmanuel Toi Dauda

Engineering Division, CSIR-National Metallurgical Laboratory, Jamshedpur, Indien

Roshan Kumar

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IMBO konzipierte die Studienidee, führte die Experimente durch, analysierte die Ergebnisse wissenschaftlich und verfasste das Manuskript. DSY überwachte die Forschung, stellte Materialien zur Verfügung und beteiligte sich an der wissenschaftlichen Diskussion der Arbeit. AD war an der experimentellen Arbeit und Datenverarbeitung des Manuskripts beteiligt. Bei der Diskussion des Textes brachten MOA und ETD einige gute Ideen ein und überwachten die Recherche. RK war Teil der experimentellen Arbeit des Manuskripts. Die SRG war an der experimentellen Arbeit, der Datenverarbeitung und der Manuskripterstellung beteiligt. SGC betreute das Forschungsprojekt und stellte Materialien zur Verfügung. Das Manuskript wurde von allen Autoren gründlich überprüft.

Korrespondenz mit Ibrahim Momoh-Bello Omiogbemi.

Die Autoren geben an, dass keine Interessenkonflikte bestehen.

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Nachdrucke und Genehmigungen

Omiogbemi, I.MB., Yawas, DS, Das, A. et al. Mechanische Eigenschaften und Korrosionsverhalten von Duplex-Edelstahlschweißkonstruktionen unter Verwendung neuartiger Elektroden. Sci Rep 12, 22405 (2022). https://doi.org/10.1038/s41598-022-26974-6

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Eingegangen: 12. Juli 2022

Angenommen: 22. Dezember 2022

Veröffentlicht: 27. Dezember 2022

DOI: https://doi.org/10.1038/s41598-022-26974-6

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