Химический состав спиральной трубы из нержавеющей стали 321 Механические свойства и коррозионное поведение сварного шва дуплексной нержавеющей стали с новым электродом

Благодарим вас за посещение Nature.com.Вы используете версию браузера с ограниченной поддержкой CSS.Для оптимальной работы мы рекомендуем вам использовать обновленный браузер (или отключить режим совместимости в Internet Explorer).Кроме того, для обеспечения постоянной поддержки мы показываем сайт без стилей и JavaScript.
Слайдеры, показывающие по три статьи на слайде.Используйте кнопки «Назад» и «Далее» для перемещения по слайдам или кнопки контроллера слайдов в конце для перемещения по каждому слайду.

Химический состав змеевика из нержавеющей стали 321

Химический состав гибких труб из нержавеющей стали 321 следующий:
- Углерод: максимум 0,08%
- Марганец: максимум 2,00%.
- Никель: 9,00% мин.

Механические свойства змеевика из нержавеющей стали 321

По данным производителя гибких труб из нержавеющей стали 321, механические свойства гибких труб из нержавеющей стали 321 приведены в таблице ниже: Предел прочности (фунт на квадратный дюйм) Предел текучести (фунт на квадратный дюйм) Удлинение (%)

Применение и использование змеевиков из нержавеющей стали 321

Во многих инженерных приложениях наиболее важными факторами являются механические и коррозионные свойства сварных конструкций из дуплексной нержавеющей стали (DSS).В настоящем исследовании изучались механические свойства и коррозионная стойкость сварных швов дуплексной нержавеющей стали в среде, имитирующей 3,5% NaCl, с использованием специально разработанного нового электрода без добавления легирующих элементов в образцы флюса.На электродах Е1 и Е2 для сварки плат ДСС использовались два разных типа флюсов с базовым индексом 2,40 и 0,40 соответственно.Термическую стабильность составов флюсов оценивали с помощью термогравиметрического анализа.Химический состав, а также механические и коррозионные свойства сварных соединений оценивали методом эмиссионной спектроскопии в соответствии с различными стандартами ASTM.Рентгеновская дифракция используется для определения фаз, присутствующих в сварных швах DSS, а электронное сканирование с помощью EDS используется для контроля микроструктуры сварных швов.Предел прочности сварных соединений, выполненных электродами Э1, находился в пределах 715–732 МПа, электродами Э2 – 606–687 МПа.Сварочный ток был увеличен с 90 А до 110 А, а также увеличена твердость.Сварные соединения электродами Э1, покрытыми основными флюсами, обладают лучшими механическими свойствами.Стальная конструкция обладает высокой коррозионной стойкостью в среде с содержанием NaCl 3,5%.Это подтверждает работоспособность сварных соединений, выполненных электродами новой разработки.Результаты обсуждаются с точки зрения обеднения легирующими элементами, такими как Cr и Mo, наблюдаемого в сварных швах покрытыми электродами E1 и E2, и выделения Cr2N в сварных швах, выполненных электродами E1 и E2.
Исторически первое официальное упоминание о дуплексной нержавеющей стали (DSS) относится к 1927 году, когда она использовалась только для определенных отливок и не применялась в большинстве технических применений из-за высокого содержания углерода1.Но впоследствии нормативное содержание углерода было снижено до максимального значения в 0,03%, и эти стали стали широко использоваться в различных областях2,3.DSS — это семейство сплавов с примерно равным количеством феррита и аустенита.Исследования показали, что ферритная фаза в DSS обеспечивает превосходную защиту от коррозионного растрескивания под напряжением (SCC), вызванного хлоридами, что было важной проблемой для аустенитных нержавеющих сталей (ASS) в 20 веке.С другой стороны, в некоторых машиностроительных и других отраслях4 спрос на хранилища растет со скоростью до 20% в год.Эту инновационную сталь с двухфазной аустенитно-ферритной структурой можно получить путем подбора подходящего состава, физико-химического и термомеханического рафинирования.По сравнению с однофазной нержавеющей сталью, DSS имеет более высокий предел текучести и превосходную способность противостоять SCC5, 6, 7, 8. Дуплексная структура придает этим сталям непревзойденную прочность, ударную вязкость и повышенную коррозионную стойкость в агрессивных средах, содержащих кислоты, хлорангидриды, морская вода и агрессивные химикаты9.Из-за ежегодных колебаний цен на никелевые (Ni) сплавы на общем рынке структура DSS, особенно тип с низким содержанием никеля (бедный DSS), достигла многих выдающихся достижений по сравнению с чугуном с гранецентрированной кубической (FCC) сталью10, 11. Проблема конструкций ASE заключается в том, что они подвергаются различным суровым условиям.Поэтому различные инженерные отделы и компании пытаются продвигать альтернативные нержавеющие стали с низким содержанием никеля (Ni), которые работают так же или лучше, чем традиционные ASS, с подходящей свариваемостью и используются в промышленных целях, таких как теплообменники морской воды и химическая промышленность.контейнер 13 для сред с повышенной концентрацией хлоридов.
В современном техническом прогрессе сварное производство играет важнейшую роль.Обычно элементы конструкции DSS соединяются дуговой сваркой в ​​защитном газе или дуговой сваркой в ​​защитном газе.На сварной шов главным образом влияет состав электрода, используемого для сварки.Сварочные электроды состоят из двух частей: металла и флюса.Чаще всего электроды покрывают флюсом — смесью металлов, которые при разложении выделяют газы и образуют защитный шлак, предохраняющий сварной шов от загрязнения, повышающий стабильность дуги, а также добавляющий легирующий компонент для улучшения качества сварки14. .Чугун, алюминий, нержавеющая сталь, мягкая сталь, высокопрочная сталь, медь, латунь и бронза — некоторые из металлов сварочных электродов, а целлюлоза, железный порошок и водород — некоторые из используемых флюсовых материалов.Иногда в смесь флюсов добавляют также натрий, титан и калий.
Некоторые исследователи пытались изучить влияние конфигурации электродов на механическую и коррозионную целостность сварных стальных конструкций.Сингх и др.15 исследовали влияние состава флюса на удлинение и прочность на разрыв сварных швов, сваренных дуговой сваркой под флюсом.Результаты показывают, что CaF2 и NiO являются основными определяющими факторами прочности на разрыв по сравнению с присутствием FeMn.Чираг и др.16 исследовали соединения SMAW, варьируя концентрацию рутила (TiO2) в смеси электродных флюсов.Установлено, что свойства микротвердости повышаются за счет увеличения процентного содержания и миграции углерода и кремния.Кумар [17] изучал проектирование и разработку агломерированных флюсов для дуговой сварки стальных листов под флюсом.Нвигбо и Атуанья18 исследовали использование связующих на основе силиката натрия с высоким содержанием калия для производства флюсов для дуговой сварки и обнаружили сварные швы с высокой прочностью на разрыв 430 МПа и приемлемой зернистой структурой.Лотонгкум и др.19 потенциокинетическим методом исследовали объемную долю аустенита в дуплексной нержавеющей стали 28Cr–7Ni–O–0,34N в насыщенном воздухом растворе NaCl в концентрации 3,5% мас.в условиях pH.и 27°С.Как дуплексные, так и микродуплексные нержавеющие стали демонстрируют одинаковое влияние азота на коррозионное поведение.Азот не влиял на потенциал или скорость коррозии при pH 7 и 10, однако коррозионный потенциал при pH 10 был ниже, чем при pH 7. С другой стороны, при всех изученных уровнях pH потенциал начинал увеличиваться с увеличением содержания азота. .Ласерда и др.20 изучали питтинг дуплексных нержавеющих сталей UNS S31803 и UNS S32304 в 3,5% растворе NaCl с использованием циклической потенциодинамической поляризации.В 3,5 мас.% растворе NaCl на двух исследованных стальных пластинах были обнаружены признаки питтинговой коррозии.Сталь UNS S31803 имеет более высокий потенциал коррозии (Ecorr), питтинговой коррозии (Epit) и устойчивость к поляризации (Rp), чем сталь UNS S32304.Сталь UNS S31803 имеет более высокую репассивность, чем сталь UNS S32304.Согласно исследованию Цзян и др.В [21] пик реактивации, соответствующий двойной фазе (аустенитной и ферритной фазе) дуплексной нержавеющей стали, включает до 65% ферритного состава, а плотность тока реактивации феррита увеличивается с увеличением времени термообработки.Хорошо известно, что аустенитная и ферритная фазы проявляют разные электрохимические реакции при разных электрохимических потенциалах21,22,23,24.Абдо и др.25 использовали потенциодинамические измерения поляризационной спектроскопии и электрохимической импедансной спектроскопии для изучения электрохимически индуцированной коррозии сваренного лазером сплава 2205 DSS в искусственной морской воде (3,5% NaCl) в условиях различной кислотности и щелочности.На открытых поверхностях испытанных образцов DSS наблюдалась питтинговая коррозия.На основании этих данных установлено, что существует пропорциональная связь между pH растворяющей среды и сопротивлением пленки, образующейся в процессе переноса заряда, что напрямую влияет на образование питтинговой коррозии и ее спецификацию.Целью данного исследования было понять, как недавно разработанный состав сварочных электродов влияет на механическую и износостойкую целостность сварного соединения DSS 2205 в среде с 3,5% NaCl.
Минеральными флюсами (ингредиентами), использованными в составах покрытия электродов, были карбонат кальция (CaCO3) из округа Обаджана, штат Коги, Нигерия, фторид кальция (CaF2) из ​​штата Тараба, Нигерия, диоксид кремния (SiO2), порошок талька (Mg3Si4O10(OH). ) )2) и рутил (TiO2) были получены из Джоса, Нигерия, а каолин (Al2(OH)4Si2O5) — из Канкары, штат Кацина, Нигерия.В качестве связующего используется силикат калия, его получают из Индии.
Как показано в Таблице 1, составляющие оксиды независимо взвешивались на цифровых весах.Затем его смешивали со связующим на основе силиката калия (23% по массе) в электрическом миксере (модель: 641-048) от Indian Steel and Wire Products Ltd. (ISWP) в течение 30 минут с получением однородной полутвердой пасты.Влажный смешанный флюс прессуется в цилиндрическую форму из брикетировочной машины и подается в камеру экструзии под давлением от 80 до 100 кг/см2, а из камеры подачи проволоки подается в экструдер из нержавеющей проволоки диаметром 3,15 мм.Флюс подается через систему сопло/матрица и впрыскивается в экструдер для экструзии электродов.Был получен коэффициент покрытия 1,70 мм, где коэффициент покрытия определяется как отношение диаметра электрода к диаметру пряди.Затем покрытые электроды сушили на воздухе в течение 24 часов, а затем прокаливали в муфельной печи (модель РН-248-0571/5448) при температуре 150–250 °С\(-\) в течение 2 часов.Используйте уравнение для расчета щелочности потока.(1) 26;
Термическую стабильность образцов флюсов составов Е1 и Е2 определяли методом термогравиметрического анализа (ТГА).Образец флюса весом примерно 25,33 мг загружали в ТГА для анализа.Эксперименты проводились в инертной среде, полученной непрерывным потоком N2 со скоростью 60 мл/мин.Образец нагревали от 30°С до 1000°С со скоростью нагрева 10°С/мин.Следуя методам, упомянутым Ваном и др.27, Сюй и др.28 и Дагвой и др.29, термическое разложение и потеря веса образцов при определенных температурах оценивались по графикам ТГА.
Обработайте две пластины DSS размером 300 x 60 x 6 мм для подготовки к пайке.V-образная канавка была спроектирована с корневым зазором 3 мм, корневым отверстием 2 мм и углом канавки 60°.Затем пластину промывали ацетоном для удаления возможных загрязнений.Сварите пластины с помощью сварочного аппарата для дуговой сварки защитным металлом (SMAW) с электродом постоянного тока положительной полярности (DCEP), используя покрытые электроды (E1 и E2) и электрод сравнения (C) диаметром 3,15 мм.Электроэрозионная обработка (ЭЭО) (модель: Excetek-V400) использовалась для обработки сварных стальных образцов для механических испытаний и определения коррозионных характеристик.В Таблице 2 показан пример кода и описание, а в Таблице 3 показаны различные рабочие параметры сварки, используемые для сварки платы DSS.Уравнение (2) используется для расчета соответствующего тепловложения.
С помощью оптико-эмиссионного спектрометра (ОЭС) Bruker Q8 MAGELLAN с длиной волны от 110 до 800 нм и программного обеспечения базы данных SQL определялся химический состав сварных соединений электродов Э1, Е2 и С, а также образцов основного металла.использует зазор между электродом и испытуемым образцом металла. Генерирует электрическую энергию в виде искры.Образец компонентов испаряется и распыляется с последующим возбуждением атомов, которое впоследствии излучает определенный линейчатый спектр31.Для качественного анализа образца фотоумножитель измеряет наличие выделенного спектра для каждого элемента, а также интенсивность спектра.Затем используйте уравнение для расчета эквивалентного числа сопротивления точечной коррозии (PREN).(3) Коэффициент 32 и диаграмма состояний WRC 1992 используются для расчета эквивалентов хрома и никеля (Creq и Nieq) по уравнениям.(4) и (5) равны 33 и 34 соответственно;
Обратите внимание, что PREN учитывает только положительное влияние трех основных элементов Cr, Mo и N, тогда как азотный фактор x находится в диапазоне 16-30.Обычно x выбирается из списка 16, 20 или 30. В исследованиях дуплексных нержавеющих сталей для расчета значений PREN35,36 чаще всего используется промежуточное значение 20.
Сварные соединения, выполненные различными электродами, испытывались на растяжение на универсальной испытательной машине (Instron 8800 UTM) при скорости деформации 0,5 мм/мин в соответствии с ASTM E8-21.Предел прочности при растяжении (UTS), предел текучести при сдвиге (YS) 0,2% и удлинение рассчитывали в соответствии с ASTM E8-2137.
Перед анализом твердости сварные детали DSS 2205 были сначала отшлифованы и отполированы с использованием различных размеров зерна (120, 220, 320, 400, 600, 800, 1000 и 1200).Сварные образцы изготавливали электродами Е1, Е2 и С. Твердость измеряют в десяти (10) точках от центра сварного шва до основного металла с интервалом 1 мм.
Рентгеновский дифрактометр (D8 Discover, Bruker, Германия), оснащенный программным обеспечением Bruker XRD Commander для сбора данных и Fe-фильтрованным излучением Cu-K-α с энергией 8,04 кэВ, соответствующей длине волны 1,5406 Å, и скоростью сканирования 3 ° Диапазон сканирования (2θ) мин-1 составляет от 38 до 103° для фазового анализа с электродами E1, E2 и C и BM, присутствующими в сварных швах DSS.Метод уточнения Ритвельда использовался для индексации составляющих фаз с использованием программного обеспечения MAUD, описанного Луттеротти39.На основании ASTM E1245-03 был проведен количественный металлографический анализ микроскопических изображений сварных соединений электродов Е1, Е2 и С с использованием программного обеспечения Image J40.Результаты расчета объемной доли ферритно-аустенитной фазы, их среднее значение и отклонение приведены в табл.5. Как показано в примере конфигурации на рис.6г, для изучения морфологии образцов был проведен оптический микроскопический (ОМ) анализ ПМ и сварных соединений электродами Е1 и Е2.Образцы полировались наждачной бумагой из карбида кремния (SiC) с зернистостью 120, 220, 320, 400, 600, 800, 1000, 1200, 1500 и 2000.Затем образцы подвергали электролитическому травлению в 10% водном растворе щавелевой кислоты при комнатной температуре и напряжении 5 В в течение 10 с и помещали на оптический микроскоп LEICA DM 2500 M для морфологической характеристики.Дальнейшую полировку образца проводили с использованием бумаги из карбида кремния (SiC) с зернистостью 2500 для анализа SEM-BSE.Кроме того, сварные соединения исследовались на микроструктуру с помощью автоэмиссионного сканирующего электронного микроскопа (СЭМ) сверхвысокого разрешения (FEI NOVA NANOSEM 430, США), оснащенного ЭДС.Образец размером 20×10×6 мм шлифовался с использованием различных SiC-наждачных бумаг размером от 120 до 2500. Образцы подвергались электролитическому травлению в 40 г NaOH и 100 мл дистиллированной воды при напряжении 5 В в течение 15 с, а затем установлен на держателе образцов, расположенном в камере СЭМ, для анализа образцов после продувки камеры азотом.Электронный луч, генерируемый нагретой вольфрамовой нитью, создает на образце решетку для получения изображений при различных увеличениях, а результаты ЭДС были получены с использованием методов Роша и др.41 и Мокоби 42 .
Метод электрохимической потенциодинамической поляризации в соответствии с ASTM G59-9743 и ASTM G5-1444 использовали для оценки потенциала деградации пластин DSS 2205, сваренных электродами E1, E2 и C в среде с 3,5% NaCl.Электрохимические тесты проводили с использованием аппарата Potentiostat-Galvanostat/ZRA с компьютерным управлением (модель: PC4/750, Gamry Instruments, США).Электрохимические испытания проводили на трехэлектродной испытательной установке: DSS 2205 в качестве рабочего электрода, насыщенный каломельный электрод (НКЭ) в качестве электрода сравнения и графитовый стержень в качестве противоэлектрода.Измерения проводились с помощью электрохимической ячейки, в которой площадь действия раствора составляла площадь рабочего электрода 0,78 см2.Измерения проводились при потенциалах от -1,0 В до +1,6 В на предварительно стабилизированном ОСР (относительно ОСР) при скорости сканирования 1,0 мВ/с.
Электрохимические испытания на питтинговую критическую температуру проводились в 3,5% растворе NaCl для оценки питтинговой стойкости сварных швов, выполненных электродами E1, E2 и C.четко на питтинговый потенциал в ПБ (между пассивной и транспассивной областями) и сваренных образцах с электродами Е1, Е2, С. Поэтому измерения КПТ проводятся для точного определения питтингового потенциала сварочных материалов.Испытания CPT проводились в соответствии с отчетами о сварке дуплексной нержавеющей стали45 и ASTM G150-1846.Из каждой из свариваемых сталей (С-110А, Э1-110А, Э2-90А) вырезали образцы площадью 1 см2, включая основу, шов и зоны ЗТВ.Образцы полировали наждачной бумагой и суспензией порошка оксида алюминия толщиной 1 мкм в соответствии со стандартными процедурами подготовки металлографических образцов.После полировки образцы подвергались ультразвуковой очистке в ацетоне в течение 2 мин.В испытательную ячейку CPT добавляли 3,5%-ный раствор NaCl и доводили начальную температуру до 25°C с помощью термостата (Neslab RTE-111).После достижения начальной температуры испытаний 25°C продували газ Ar в течение 15 мин, затем образцы помещали в ячейку и измеряли ОКФ в течение 15 мин.Затем образец поляризовали, прикладывая напряжение 0,3 В при начальной температуре 25°C, и измеряли ток в течение 10 мин45.Начните нагревание раствора со скоростью 1 ° C/мин до 50 ° C.Во время нагрева исследуемого раствора датчик температуры используется для непрерывного контроля температуры раствора и сохранения данных о времени и температуре, а потенциостат/гальваностат используется для измерения тока.В качестве противоэлектрода использовался графитовый электрод, и все потенциалы измерялись относительно электрода сравнения Ag/AgCl.На протяжении всего испытания осуществлялась продувка аргоном.
На рис.1 показан состав (в массовых процентах) компонентов флюса F1 и F2, используемых для производства щелочных (Е1) и кислых (Е2) электродов соответственно.Показатель основности флюса используется для прогнозирования механических и металлургических свойств сварных соединений.F1 — это компонент флюса, используемого для покрытия электродов E1, который называется щелочным флюсом, поскольку его основной индекс > 1,2 (т. е. 2,40), а F2 — это флюс, используемый для покрытия электродов E2, называемый кислотным флюсом из-за его основности. индекс <0,9 (т.е. 2,40).0,40).Понятно, что электроды, покрытые основными флюсами, в большинстве случаев имеют лучшие механические свойства, чем электроды, покрытые кислыми флюсами.Эта характеристика является функцией доминирования основного оксида в системе состава флюса для электрода Е1.Напротив, шлакоотделение (сепарируемость) и малая разбрызгиваемость, наблюдаемые в соединениях, сваренных электродами Э2, характерны для электродов с кислым флюсовым покрытием с высоким содержанием рутила.Это наблюдение согласуется с выводами Гилла47 о том, что влияние содержания рутила на отделение шлака и низкое разбрызгивание электродов, покрытых кислотным флюсом, способствуют быстрому замерзанию шлака.Каолин во флюсовой системе, используемой для покрытия электродов Е1 и Е2, использовался в качестве смазки, а тальк улучшал экструдируемость электродов.Калийсиликатные связующие во флюсовых системах способствуют лучшему зажиганию дуги и стабильности работы, а также, помимо своих адгезионных свойств, улучшают отделение шлака в сварных изделиях.Поскольку CaCO3 является разрушителем сетки (шлакоразрушителем) во флюсе и имеет тенденцию к образованию большого количества дыма во время сварки из-за термического разложения на CaO и около 44% CO2, TiO2 (как сетчатый строитель/шлакообразователь) помогает снизить количество дыма во время сварки.сварки и, таким образом, улучшают отделение шлака, как предложено Цзин и др.48.Фторовый флюс (CaF2) — химически агрессивный флюс, улучшающий чистоту припоя.Ястржембска и др.49 сообщили о влиянии фторидного состава этого флюса на свойства чистоты сварного шва.Обычно флюс добавляют в зону сварки для улучшения стабильности дуги, добавления легирующих элементов, накопления шлака, повышения производительности и улучшения качества сварочной ванны 50.
Кривые ТГА-ДТГ, представленные на рис.2а и 2б показана трехступенчатая потеря массы при нагреве в интервале температур 30–1000°С в атмосфере азота.Результаты на рисунках 2a и b показывают, что для основных и кислых образцов флюса кривая ТГА падает прямо вниз, пока, наконец, не становится параллельной температурной оси, около 866,49°C и 849,10°C соответственно.Потеря массы 1,30 % и 0,81 % в начале кривых ТГА на рис. 2а и 2б обусловлена ​​поглощением влаги компонентами флюса, а также испарением и обезвоживанием поверхностной влаги.Основные разложения образцов основного флюса на втором и третьем этапах на рис.2а происходила в интервалах температур 619,45–766,36°С и 766,36–866,49°С, процент потери их массы составил 2,84 и 9,48%., соответственно.В то время как для образцов кислого флюса на рис. 7б, находившихся в интервалах температур 665,23°С–745,37°С и 745,37°С–849,10°С, их процентная потеря массы составила 0,81 и 6,73% соответственно, что связано с термическое разложение.Поскольку компоненты флюса являются неорганическими, летучие вещества ограничиваются смесью флюсов.Поэтому восстановление и окисление ужасны.Это согласуется с результатами Балогун и др.51, Камли и др.52 и Аделеке и др.53.Сумма потерь массы образца флюса, наблюдаемая на рис.2а и 2б составляет 13,26% и 8,43% соответственно.Меньшая потеря массы у образцов флюса на рис.2б, обусловлено высокими температурами плавления TiO2 и SiO2 (1843 и 1710°C соответственно) как основных оксидов, входящих в состав флюсовой смеси54,55, тогда как TiO2 и SiO2 имеют более низкие температуры плавления.температура плавления. Первичный оксид: CaCO3 (825 °C) в образце флюса на рис.2а56.Об этих изменениях температуры плавления первичных оксидов в смесях флюсов хорошо сообщили Ши и др.54, Рингдален и др.55 и Ду и др.56.Наблюдая непрерывную потерю веса на рис. 2а и 2б, можно сделать вывод, что образцы флюса, используемые в покрытиях электродов Е1 и Е2, подвергаются одностадийному разложению, как предположил Браун57.Температурный диапазон процесса можно увидеть из производных кривых (мас. %) на рис.2а и б.Поскольку кривая ТГА не может точно описать конкретную температуру, при которой флюсовая система претерпевает фазовый переход и кристаллизацию, производная ТГА используется для определения точного значения температуры каждого явления (фазового изменения) в качестве эндотермического пика для подготовки флюсовой системы.
Кривые ТГА-ДТГ, показывающие термическое разложение (а) щелочного флюса для покрытия электродов Е1 и (б) кислотного флюса для покрытия электродов Е2.
В таблице 4 представлены результаты спектрофотометрического анализа и анализа SEM-EDS основного металла DSS 2205 и сварных швов, выполненных с использованием электродов E1, E2 и C.Э1 и Е2 показали, что содержание хрома (Cr) резко снизилось до 18,94 и 17,04 %, а содержание молибдена (Мо) составило 0,06 и 0,08 % соответственно.значения сварных швов электродами Э1 и Е2 ниже.Это немного соответствует расчетному значению PREN для феррито-аустенитной фазы по результатам анализа SEM-EDS.Таким образом, видно, что питтинг начинается на стадии с низкими значениями PREN (швы Е1 и Е2), в основном так, как описано в таблице 4. Это свидетельствует об обеднении и возможном выделении сплава в шве.В дальнейшем снижение содержания легирующих элементов Cr и Mo в сварных швах, выполненных электродами Э1 и Э2, и их низкие питтинговые эквиваленты (ПРЭН) представлены в таблице 4, что создает проблему сохранения стойкости в агрессивных средах, особенно в агрессивных средах. в хлоридных средах.-содержащая среда.Относительно высокое содержание никеля (Ni) 11,14 % и допустимое содержание марганца в сварных соединениях электродов Э1 и Э2, возможно, оказали положительное влияние на механические свойства сварных изделий, применяемых в условиях, имитирующих морскую воду (рис. 3). ).были сделаны с использованием работы Yuan и Oy58 и Jing et al.48 о влиянии композиций с высоким содержанием никеля и марганца на улучшение механических свойств сварных конструкций DSS в тяжелых условиях эксплуатации.
Результаты испытаний на растяжение для (а) UTS и провисания 0,2% YS и (b) равномерного и полного удлинения и их стандартных отклонений.
Прочностные свойства основного материала (БМ) и сварных соединений, выполненных разработанными электродами (Э1 и Э2) и серийно выпускаемым электродом (С), оценивали при двух различных сварочных токах 90 А и 110 А. 3(а) и (b) покажите UTS, YS со смещением 0,2%, а также данные об их удлинении и стандартном отклонении.Результаты смещения UTS и YS в размере 0,2%, полученные на рис.3а показаны оптимальные значения для образца №.1 (БМ), обр.3 (шов Е1), образец №5 (шов Е2) и образец №.6 (швы с С) составляют 878 и 616 МПа, 732 и 497 МПа, 687 и 461 МПа и 769 и 549 МПа соответственно, а также их соответствующие стандартные отклонения.Из рис.110 А) представляют собой образцы под номерами 1, 2, 3, 6 и 7 соответственно с минимальными рекомендуемыми свойствами прочности на растяжение, превышающими 450 МПа при испытании на растяжение и 620 МПа при испытании на растяжение, предложенные Grocki32.Удлинение сварочных образцов электродами Е1, Е2 и С, представленных образцами № 2, № 3, № 4, № 5, № 6 и № 7, при сварочных токах 90 А и 110 А, соответственно, отражает пластичность и честность.отношении к недрагоценным металлам.Меньшее удлинение объясняли возможными дефектами сварки или составом электродного флюса (рис. 3б).Можно сделать вывод, что дуплексная нержавеющая сталь БМ и сварные соединения электродами Э1, Э2 и С в целом обладают значительно более высокими прочностными характеристиками из-за относительно высокого содержания в них никеля (табл. 4), но это свойство наблюдалось и в сварных соединениях.Менее эффективный Е2 получается из кислого состава флюса.Gunn59 продемонстрировал влияние никелевых сплавов на улучшение механических свойств сварных соединений и контроль фазового равновесия и распределения элементов.Это еще раз подтверждает тот факт, что электроды, изготовленные из основных флюсовых составов, имеют лучшие механические свойства, чем электроды, изготовленные из кислых флюсовых смесей, как предположили Банг и др.60.Таким образом, в существующие знания о свойствах сварного соединения нового покрытого электрода (Э1) с хорошими свойствами растяжения внесен значительный вклад.
На рис.На рисунках 4а и 4б приведены характеристики микротвердости по Виккерсу экспериментальных образцов сварных соединений электродов Э1, Е2 и С. На рис. 4а приведены результаты твердости, полученные от одного направления образца (от WZ до ВМ), а на рис.4б показаны результаты твердости, полученные с обеих сторон образца.Значения твердости, полученные при сварке образцов №№ 2, 3, 4 и 5, представляющих собой сварные соединения электродами Э1 и Е2, могут быть обусловлены крупнозернистой структурой при затвердевании в сварочных циклах.Резкое увеличение твердости наблюдалось как в крупнозернистой, так и в мелкозернистой ЗТВ всех образцов № 2-7 (см. коды образцов в табл. 2), что можно объяснить возможным изменением микроструктуры ЗТВ. сварной шов в результате хромирования образцов, богатых выбросами (Cr23C6).По сравнению с другими сварочными образцами 2, 3, 4 и 5 значения твердости сварных соединений образцов № 6 и 7 на рис.4а и 4б выше (табл. 2).По мнению Мохаммеда и др.61, Новацкого и Лукойе62, это может быть связано с высоким значением феррита δ и индуцированными остаточными напряжениями в сварном шве, а также с обеднением легирующих элементов, таких как Мо и Cr, в сварном шве.Значения твердости всех рассмотренных экспериментальных образцов в районе БМ кажутся согласованными.Тенденция результатов анализа твердости сварных образцов согласуется с выводами других исследователей61,63,64.
Значения твердости сварных соединений образцов ДСС (а) полусечения сварных образцов и (б) полного сечения сварных соединений.
Были получены различные фазы, присутствующие в сваренном DSS 2205 электродами E1, E2 и C, а рентгеновские спектры для угла дифракции 2\(\theta\) показаны на рис. 5. Пики аустенита (\(\gamma\) ) и ферритная (\(\alpha\)) фазы были идентифицированы при углах дифракции 43° и 44°, что убедительно подтвердило, что состав сварного шва представляет собой двухфазную нержавеющую сталь 65.что DSS BM показывает только аустенитную (\(\gamma\)) и ферритную (\(\alpha\)) фазы, что подтверждает микроструктурные результаты, представленные на рисунках 1 и 2. 6c, 7c и 9c.Ферритная (\(\альфа\)) фаза, наблюдаемая при использовании DSS BM, и высокий пик при сварке к электроду C указывают на ее коррозионную стойкость, поскольку эта фаза направлена ​​на повышение коррозионной стойкости стали, как показали Дэвисон и Редмонд66. Установлено, что наличие элементов, стабилизирующих феррит, таких как Cr и Mo, эффективно стабилизирует пассивную пленку материала в хлоридсодержащих средах.В таблице 5 представлена ​​ферритно-аустенитная фаза методом количественной металлографии.Соотношение объемной доли ферритно-аустенитной фазы в сварных соединениях электрода С достигается примерно (≈1:1).Низкоферритный (\(\альфа\)) фазовый состав сварных соединений с использованием электродов Э1 и Э2 в результатах объемной доли (табл. 5) указывает на возможную чувствительность к агрессивной среде, что подтверждено электрохимическим анализом.подтверждено (рис. 10а,б)), поскольку ферритная фаза обеспечивает высокую прочность и защиту от коррозионного растрескивания под действием хлоридов.Это подтверждается также низкими значениями твердости, наблюдаемыми в сварных швах электродов Е1 и Е2 на рис.4а,б, которые обусловлены низкой долей феррита в структуре стали (табл. 5).Наличие несбалансированных аустенитной (\(\гамма\)) и ферритной (\(\альфа\)) фаз в сварных соединениях электродами Э2 указывает на реальную уязвимость стали к равномерному коррозионному воздействию.Напротив, РФА-спектры двухфазных сталей сварных соединений электродами Э1 и С наряду с результатами БМ обычно указывают на наличие аустенитных и ферритных стабилизирующих элементов, что делает материал полезным в строительстве и нефтехимической промышленности. , поскольку утверждали Хименес и др.65;Дэвидсон и Редмонд66;Шамант и др.67.
Оптические микрофотографии сварных соединений электродов Э1 с различной геометрией шва: а — ЗТВ, показывающая линию сплавления, (б) — ЗТВ, показывающая линию сплавления при большем увеличении, (в) — БМ для ферритно-аустенитной фазы, (г) — геометрия шва , (e) Показывает близлежащую переходную зону, (f) ЗТВ показывает ферритно-аустенитную фазу при большем увеличении, (g) Зона сварного шва показывает ферритно-аустенитную фазу. Фаза растяжения.
Оптические микрофотографии сварных швов электродом E2 при различной геометрии сварного шва: (a) HAZ, показывающая линию сплавления, (b) HAZ, показывающая линию плавления при большем увеличении, (c) BM для ферритно-аустенитной объемной фазы, (d) геометрия сварного шва, (e) ) показывает переходную зону поблизости, (f) ЗТВ, показывающую ферритно-аустенитную фазу при большем увеличении, (g) зону сварки, показывающую ферритно-аустенитную фазу.
На рисунках 6а–в и, например, показана металлографическая структура соединений ДСС, сваренных электродом Э1 при различной геометрии сварки (рис. 6г), с указанием мест, где были сделаны оптические микрофотографии при разных увеличениях.На рис.6а, б, е – переходные зоны сварных соединений, демонстрирующие фазово-равновесную структуру феррит-аустенит.На рисунках 7a-c и, например, также показан OM соединения DSS, сваренного с использованием электрода E2 при различной геометрии сварки (рис. 7d), представляющий точки анализа OM при различных увеличениях.На рис.7а,б,е показана переходная зона сварного соединения, находящегося в ферритно-аустенитном равновесии.ОМ в зоне сварки (ЗС) представлен на рис.1 и рис.2. Сварные швы электродами Е1 и Е2 6г и 7г соответственно.ОМ на БМ показано на рисунках 1 и 2. На рис.6в, д и 7в, д показаны случаи сварных соединений электродами Э1 и Э2 соответственно.Светлая область — это аустенитная фаза, а темно-черная область — ферритная фаза.Фазовые равновесия в зоне термического влияния (ЗТВ) вблизи линии плавления указывали на образование преципитатов Cr2N, как показано на микрофотографиях SEM-BSE на рис.8а,б и подтверждено на рис.9а,б.Наличие Cr2N, наблюдаемое в ферритной фазе образцов на рис.8а,б и подтверждается точечным анализом РЭМ-ЭДС и линейными диаграммами ЭДС свариваемых деталей (рис. 9а-б), обусловлено более высокой температурой нагрева сварки.Циркуляция ускоряет введение хрома и азота, поскольку высокая температура в сварном шве увеличивает коэффициент диффузии азота.Эти результаты подтверждают исследования Рамиреса и др.68 и Херенью и др.69, показывающие, что, независимо от содержания азота, Cr2N обычно откладывается на ферритных зернах, границах зерен и границах α/\(\gamma\), как также предполагают другие исследователи.70.71.
(а) точечный СЭМ-ЭДС анализ (1, 2 и 3) сварного соединения с Е2;
Морфология поверхности представительных образцов и соответствующие им ЭМП показаны на рис.10а–в.На рис.На рисунках 10а и 10б представлены микрофотографии РЭМ и их ЭДС-спектры сварных соединений электродами Е1 и Е2 в зоне сварки соответственно, а на рис.10в представлены микрофотографии РЭМ и спектры ЭДС ОВ, содержащих фазы аустенита (\(\gamma\)) и феррита (\(\alpha\)) без каких-либо выделений.Как показано в спектре ЭДС на рис. 10а, процентное содержание Cr (21,69 мас.%) и Мо (2,65 мас.%) по сравнению с 6,25 мас.% Ni дает ощущение соответствующего баланса ферритно-аустенитной фазы.Микроструктура с высоким снижением содержания хрома (15,97 мас. %) и молибдена (1,06 мас. %) по сравнению с высоким содержанием никеля (10,08 мас. %) в микроструктуре сварного соединения электрода Э2, показанная на рис. инжир.1. Сравните.Спектр ЭДС 10б.Игольчатая форма с более мелкозернистой аустенитной структурой видна в ЗЗ, показанном на рис.10б подтверждает возможное обеднение ферритизирующими элементами (Cr и Mo) в сварном шве и выделение нитрида хрома (Cr2N) – аустенитной фазы.Распределение частиц выделений по границам аустенитной (\(\гамма\)) и ферритной (\(\альфа\)) фаз сварных соединений ДСС подтверждает это утверждение72,73,74.Это также приводит к плохим коррозионным характеристикам стали, поскольку Cr считается основным элементом для формирования пассивной пленки, которая улучшает местную коррозионную стойкость стали59,75, как показано на рис. 10b.Видно, что BM на микрофотографии СЭМ на рис. 10c показывает сильное измельчение зерна, поскольку результаты его спектра EDS показывают Cr (23,32 мас.%), Mo (3,33 мас.%) и Ni (6,32 мас.%).%) хорошие химические свойства.%) как важный легирующий элемент для проверки равновесной микроструктуры ферритно-аустенитной фазы структуры DSS76.Результаты композиционного ЭДС-спектроскопического анализа сварных соединений электрода Э1 обосновывают его применение в строительстве и слабоагрессивных средах, поскольку аустенитообразователи и ферритовые стабилизаторы в микроструктуре соответствуют стандарту DSS AISI 220541.72 для сварных соединений, 77.
РЭМ-микрофотографии сварных соединений, где (а) электрод Е1 зоны сварки имеет спектр ЭДС, (б) электрод Е2 зоны сварки имеет спектр ЭДС, (в) ОМ имеет спектр ЭДС.
На практике было замечено, что сварные швы DSS затвердевают в полностью ферритном режиме (F-режим), при этом зародыши аустенита зарождаются ниже температуры ферритного растворения, которая в основном зависит от соотношения эквивалентов хрома и никеля (Creq/Nieq) (> 1,95 представляет собой режим F). Некоторые исследователи заметили этот эффект стали из-за сильной диффузионной способности Cr и Mo как ферритообразующих элементов в ферритной фазе8078,79.Очевидно, что DSS 2205 BM содержит большое количество Cr и Mo (показывая более высокий Creq), но имеет более низкое содержание Ni, чем сварной шов с электродами E1, E2 и C, что способствует более высокому соотношению Creq/Nieq.Это также очевидно в текущем исследовании, как показано в таблице 4, где соотношение Creq/Nieq было определено для DSS 2205 BM выше 1,95.Видно, что сварные швы электродами Е1, Е2 и С упрочняются в аустенитно-ферритном режиме (режим AF), аустенитном режиме (режим А) и ферритно-аустенитном режиме соответственно за счет большего содержания объемного режима (режим FA). .), как показано в Таблице 4, содержание Ni, Cr и Mo в сварном шве меньше, что указывает на то, что соотношение Creq/Nieq ниже, чем у BM.Первичный феррит в сварных швах электрода E2 имел вермикулярную ферритную морфологию, а определенное соотношение Creq/Nieq составляло 1,20, как описано в таблице 4.
На рис.11а показана зависимость потенциала разомкнутой цепи (OCP) от времени для стальной конструкции AISI DSS 2205 в 3,5% растворе NaCl.Видно, что кривая ОВП смещается в сторону более положительного потенциала, что указывает на появление пассивной пленки на поверхности образца металла, падение потенциала указывает на генерализованную коррозию, а практически постоянный потенциал с течением времени указывает на образование пассивная пленка с течением времени., Поверхность образца стабильна и имеет липкость 77. Кривые изображают экспериментальные подложки в стабильных условиях для всех образцов в электролите, содержащем 3,5% раствор NaCl, за исключением образца 7 (сварное соединение с С-электродом), что показывает небольшую нестабильность.Эту нестабильность можно сравнить с присутствием в растворе ионов хлорида (Cl-), которые могут значительно ускорить коррозионную реакцию, тем самым увеличивая степень коррозии.Наблюдения при сканировании ОКП без приложенного потенциала показали, что Cl в реакции может влиять на стойкость и термодинамическую стабильность образцов в агрессивных средах.Ма и др.81 и Лото и др.5 подтвердили утверждение, что Cl- играет роль в ускорении деградации пассивных пленок на подложках, тем самым способствуя дальнейшему износу.
Электрохимический анализ исследованных образцов: (а) эволюция RSD в зависимости от времени и (б) потенциодинамическая поляризация образцов в 3,5% растворе NaCl.
На рис.11б представлен сравнительный анализ потенциодинамических поляризационных кривых (ППК) сварных соединений электродов Е1, Е2 и С под воздействием 3,5% раствора NaCl.Сваренные образцы БМ в ППК и 3,5% растворе NaCl показали пассивное поведение.В таблице 5 приведены параметры электрохимического анализа образцов, полученные по кривым PPC, такие как Ecorr (потенциал коррозии) и Epit (потенциал питтинговой коррозии), а также связанные с ними отклонения.По сравнению с другими образцами № 2 и № 5, сваренными электродами Э1 и Е2, образцы № 1 и № 7 (БМ и сварные соединения электродом С) показали высокий потенциал питтинговой коррозии в растворе NaCl (рис. 11б). ).Более высокие пассивирующие свойства первых по сравнению со вторыми обусловлены сбалансированностью микроструктурного состава стали (аустенитной и ферритной фаз) и концентрации легирующих элементов.Из-за присутствия в микроструктуре ферритной и аустенитной фаз Resendea et al.82 поддержали пассивное поведение DSS в агрессивных СМИ.Низкая работоспособность образцов, сваренных электродами Э1 и Э2, может быть связана с обеднением основных легирующих элементов, таких как Cr и Mo, в зоне сварки (WZ), поскольку они стабилизируют ферритную фазу (Cr и Mo), действуют как Пассиваторы Сплавы в аустенитной фазе окисленных сталей.Влияние этих элементов на сопротивление питтинговой коррозии больше в аустенитной фазе, чем в ферритной фазе.По этой причине ферритная фаза подвергается пассивации быстрее, чем аустенитная фаза, связанная с первой областью пассивации поляризационной кривой.Эти элементы оказывают существенное влияние на стойкость DSS к питтинговой коррозии из-за их более высокой стойкости к питтинговой коррозии в аустенитной фазе по сравнению с ферритной фазой.Таким образом, быстрая пассивация ферритной фазы на 81% выше, чем у аустенитной фазы.Хотя раствор Cl-in оказывает сильное негативное влияние на пассивирующую способность стальной пленки83.Следовательно, стабильность пассивирующей пленки образца будет значительно снижена84.Из табл.6 также видно, что коррозионный потенциал (Екорр) сварных соединений электродом Э1 несколько менее стабилен в растворе по сравнению со сварными соединениями электродом Э2.Это подтверждают и низкие значения твердости сварных швов электродами Е1 и Е2 на рис.4а,б, что обусловлено низким содержанием феррита (табл. 5) и низким содержанием хрома и молибдена (табл. 4) в конструкции стали, из которой изготовлена.Можно сделать вывод, что коррозионная стойкость сталей в моделируемой морской среде увеличивается с уменьшением сварочного тока и снижается с низким содержанием Cr и Mo и низким содержанием феррита.Это утверждение согласуется с исследованием Салима и др.85 о влиянии параметров сварки, таких как сварочный ток, на коррозионную целостность свариваемых сталей.Поскольку хлорид проникает в сталь различными способами, такими как капиллярная абсорбция и диффузия, образуются ямки (питтинговая коррозия) неравномерной формы и глубины.Механизм существенно отличается в растворах с более высоким pH, где окружающие группы (OH-) просто притягиваются к поверхности стали, стабилизируя пассивную пленку и обеспечивая дополнительную защиту поверхности стали25,86.Наилучшая коррозионная стойкость образцов № 1 и № 7 обусловлена ​​главным образом наличием в структуре стали большого количества δ-феррита (табл. 5) и большого количества Cr и Mo (табл. 4), поскольку Уровень питтинговой коррозии преимущественно присутствует в стали, сваренной методом ДСС, в аустенитно-фазовой структуре деталей.Таким образом, химический состав сплава играет решающую роль в коррозионных характеристиках сварного соединения87,88.Кроме того, было замечено, что образцы, сваренные с использованием электродов Е1 и С в этом исследовании, показали более низкие значения Ecorr по кривым PPC, чем образцы, сваренные с использованием электрода E2 по кривым OCP (таблица 5).Следовательно, анодная область начинается с более низкого потенциала.Это изменение обусловлено главным образом частичной стабилизацией пассивационного слоя, образующегося на поверхности образца, и катодной поляризацией, возникающей до достижения полной стабилизации OCP89.На рис.12а и б показаны трехмерные изображения оптического профилометра экспериментально корродированных образцов при различных условиях сварки.Видно, что размер питтинговой коррозии образцов увеличивается с меньшим потенциалом питтинговой коррозии, создаваемым высоким сварочным током 110 А (рис. 12б), что сравнимо с размером питтинговой коррозии, полученным для сварных швов с меньшим коэффициентом сварочного тока 90 А. (рис. 12а).Это подтверждает утверждение Мохаммеда90 о том, что полосы скольжения образуются на поверхности образца для разрушения поверхностной пассивационной пленки при воздействии на подложку 3,5% раствора NaCl, так что хлорид начинает атаковать, вызывая растворение материала.
Анализ SEM-EDS в таблице 4 показывает, что значения PREN каждой аустенитной фазы выше, чем у феррита во всех сварных швах и БМ.Возникновение питтинговой коррозии на границе феррит/аустенит ускоряет разрушение пассивного слоя материала из-за неоднородности и сегрегации элементов, происходящих на этих участках91.В отличие от аустенитной фазы, где значение эквивалента питтинговой стойкости (PRE) выше, инициирование питтинговой коррозии в ферритной фазе обусловлено более низким значением PRE (таблица 4).Аустенитная фаза, по-видимому, содержит значительное количество стабилизатора аустенита (растворимость азота), который обеспечивает более высокую концентрацию этого элемента и, следовательно, более высокую устойчивость к питтингу92.
На рис.На рис. 13 показаны кривые температуры критической питтинговой коррозии для сварных швов E1, E2 и C.Учитывая, что плотность тока увеличилась до 100 мкА/см2 из-за питтинга во время испытания ASTM, ясно, что сварка при 110 А с E1 показала минимальную критическую температуру питтинга 27,5°C, а затем пайка E2 при 90 А показала CPT 40. °C, а в случае C@110A самая высокая температура CPT составляет 41°C.Наблюдаемые результаты хорошо согласуются с наблюдаемыми результатами поляризационных тестов.
Механические свойства и коррозионное поведение дуплексных сварных швов из нержавеющей стали были исследованы с использованием новых электродов E1 и E2.Щелочной электрод (Е1) и кислотный электрод (Е2), используемые в процессе SMAW, были успешно покрыты флюсовым составом с общей степенью покрытия 1,7 мм и щелочным индексом 2,40 и 0,40 соответственно.Оценена термическая стабильность флюсов, приготовленных методом ТГА в инертной среде.Наличие высокого содержания TiO2 (%) в матрице флюса улучшало шлакоотводимость сварных изделий для электродов, покрытых кислым флюсом (Э2), по сравнению с электродами, покрытыми основным флюсом (Э1).Хотя два покрытых электрода (Е1 и Е2) обладают хорошей способностью зажигать дугу.Условия сварки, особенно тепловложение, сварочный ток и скорость, играют решающую роль в достижении фазового баланса аустенита и феррита в сварных швах DSS 2205 и превосходных механических свойствах сварного шва.Соединения, сваренные электродом Э1, показали отличные свойства на растяжение (сдвиг 0,2% YS = 497 МПа и UTS = 732 МПа), что подтверждает, что электроды с основным флюсом имеют высокий показатель основности по сравнению с электродами с кислым флюсом.Электроды обладают лучшими механическими свойствами при низкой щелочности.Очевидно, что в сварных соединениях электродов с новым покрытием (Э1 и Э2) отсутствует равновесие ферритно-аустенитной фазы, что было выявлено методами ОЭС и СЭМ-ЭДС анализа сварного шва и количественно оценено по объемной доле в сварной шов.Металлография подтвердила результаты исследования СЭМ.микроструктуры.В основном это связано с обеднением легирующими элементами, такими как Cr и Mo, и возможным выделением Cr2N при сварке, что подтверждается сканированием линии ЭДС.В пользу этого говорят также низкие значения твердости, наблюдаемые в сварных швах электродами Э1 и Э2 из-за низкой доли феррита и легирующих элементов в структуре стали.Доказательный коррозионный потенциал (Ecorr) сварных швов с использованием электрода E1 оказался немного менее устойчивым к коррозии на растворе по сравнению со сварными швами с использованием электрода E2.Это подтверждает эффективность вновь разработанных электродов в сварных швах, испытанных в среде 3,5% NaCl без флюсового состава сплава.Можно сделать вывод, что коррозионная стойкость в моделируемой морской среде увеличивается с уменьшением сварочного тока.Таким образом, выделение карбидов и нитридов и последующее снижение коррозионной стойкости сварных соединений электродами Э1 и Э2 объяснялось повышенным сварочным током, что приводило к дисбалансу фазового баланса сварных соединений из сталей двойного назначения.
По запросу данные для этого исследования будут предоставлены соответствующим автором.
Смук О., Ненонен П., Ханнинен Х. и Лииматайнен Дж. Микроструктура супердуплексной нержавеющей стали, полученной методом порошковой металлургии, горячего изостатического прессования при промышленной термообработке.Металл.альма-матер.транс.А 35, 2103. https://doi.org/10.1007/s11661-004-0158-9 (2004).
Курода Т., Икеучи К. и Китагава Ю. Контроль микроструктуры при соединении современных нержавеющих сталей.В обработке новых материалов для передовой электромагнитной энергии, 419–422 (2005).
Смук О. Микроструктура и свойства супердуплексных нержавеющих сталей современной порошковой металлургии.Королевский технологический институт (2004 г.)
Лотто Т.Р. и Бабалола П. Поляризационное коррозионное поведение и микроструктурный анализ композитов с матрицей алюминия и карбида кремния AA1070 при концентрациях хлоридов кислот.Убедительный инженер.4, 1. https://doi.org/10.1080/23311916.2017.1422229 (2017).
Бонолло Ф., Тициани А. и Ферро П. Процесс сварки, микроструктурные изменения и конечные свойства дуплексных и супердуплексных нержавеющих сталей.Дуплексная нержавеющая сталь 141–159 (John Wiley & Sons Inc., Хобокен, 2013 г.).
Кисасоз А., Гурель С. и Карааслан А. Влияние времени отжига и скорости охлаждения на процесс осаждения двухфазных коррозионностойких сталей.Металл.наука.термическая обработка.57, 544. https://doi.org/10.1007/s11041-016-9919-5 (2016).
Шрикант С., Сараванан П., Говиндараджан П., Сисодиа С. и Рави К. Разработка обедненных дуплексных нержавеющих сталей (LDSS) с превосходными механическими и коррозионными свойствами в лаборатории.Продвинутая альма-матер.резервуар.794, 714 (2013).
Муркуте П., Пасебани С. и Исгор О.Б. Металлургические и электрохимические свойства плакирующих слоев супердуплексной нержавеющей стали на подложках из мягкой стали, полученных лазерным легированием в порошковом слое.наука.Отчет 10, 10162. https://doi.org/10.1038/s41598-020-67249-2 (2020).
Осима Т., Хабара Ю. и Курода К. Попытки сохранить никель в аустенитных нержавеющих сталях.ISIJ International 47, 359. https://doi.org/10.2355/isijinternational.47.359 (2007).
Оикава В., Цуге С. и Гоном Ф. Разработка новой серии обедненных дуплексных нержавеющих сталей.NSSC 2120™, NSSC™ 2351. Технический отчет NIPPON Steel № 126 (2021 г.).