321 ステンレス鋼コイル管の化学組成 新しい電極を使用した二相ステンレス鋼溶接部の機械的特性と腐食挙動

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ステンレス鋼 321 コイルチューブの化学組成

321 ステンレス鋼コイル チューブの化学組成は次のとおりです。
- カーボン: 最大0.08%
- マンガン: 最大 2.00%
- ニッケル: 9.00%以上

ステンレス鋼 321 コイルチューブの機械的特性

ステンレス鋼 321 コイル チューブの製造業者によると、ステンレス鋼 321 コイル チューブの機械的特性は以下の表にまとめられています。 引張強度 (psi) 降伏強度 (psi) 伸び (%)

ステンレス鋼 321 コイルチューブの用途と用途

多くのエンジニアリング用途では、二相ステンレス鋼 (DSS) 溶接構造の機械的特性と腐食特性が最も重要な要素です。今回の研究では、フラックスサンプルに合金元素を添加せずに特別に設計された新しい電極を使用し、3.5% NaCl をシミュレートした環境で二相ステンレス鋼溶接部の機械的特性と耐食性を調査しました。基本指数が 2.40 と 0.40 の 2 つの異なるタイプのフラックスを、DSS ボードの溶接用の電極 E1 と E2 にそれぞれ使用しました。フラックス組成物の熱安定性は、熱重量分析を使用して評価されました。溶接継手の化学組成、機械的特性、腐食特性は、さまざまな ASTM 規格に従って発光分光法を使用して評価されました。X 線回折は DSS 溶接部に存在する相を決定するために使用され、EDS による走査電子は溶接部の微細構造を検査するために使用されます。E1 電極で作られた溶接継手の引張強度は 715 ～ 732 MPa で、E2 電極では 606 ～ 687 MPa でした。溶接電流を90Aから110Aに増加し、硬度も向上しました。基本的なフラックスでコーティングされた E1 電極を備えた溶接継手は、より優れた機械的特性を備えています。鋼構造は 3.5% NaCl 環境において高い耐食性を備えています。これにより、新開発電極を用いた溶接継手の操作性が確認されました。結果は、被覆電極 E1 および E2 を使用した溶接で観察された Cr および Mo などの合金元素の消耗と、電極 E1 および E2 を使用して行われた溶接における Cr2N の放出の観点から議論されます。
歴史的に見ると、二相ステンレス鋼 (DSS) が初めて公式に言及されたのは 1927 年に遡ります。当時は、二相ステンレス鋼 (DSS) は特定の鋳物にのみ使用され、炭素含有量が高いためほとんどの技術用途には使用されていませんでした。しかしその後、炭素含有量の基準が最大 0.03% まで低減され、さまざまな分野で広く使用されるようになりました 2,3。DSS は、ほぼ同量のフェライトとオーステナイトを含む合金の一種です。研究により、DSS のフェライト相は、20 世紀のオーステナイト系ステンレス鋼 (ASS) にとって重要な問題であった塩化物誘起応力腐食割れ (SCC) に対して優れた保護を提供することが示されています。一方で、一部のエンジニアリング業界やその他の業界4では、ストレージの需要が年間最大 20% の割合で増加しています。オーステナイト - フェライトの二相構造を持つこの革新的な鋼は、適切な組成の選択、物理化学的および熱機械的精製によって得ることができます。単相ステンレス鋼と比較して、DSS は降伏強度が高く、SCC5、6、7、8 に耐える優れた能力を持っています。二相構造により、これらの鋼は比類のない強度、靱性が得られ、酸、酸塩化物、酸塩化物を含む攻撃的な環境において耐食性が向上します。海水および腐食性化学物質9.一般市場におけるニッケル（Ni）合金の価格は毎年変動するため、DSS 構造、特に低ニッケルタイプ（リーン DSS）は、面心立方晶（FCC）アイアンと比較して多くの優れた成果を上げています10、11。 ASE 設計の問題は、さまざまな過酷な条件にさらされることです。したがって、さまざまなエンジニアリング部門や企業は、適切な溶接性を備え、従来の ASS と同等以上の性能を備え、海水熱交換器や化学産業などの産業用途に使用される代替低ニッケル (Ni) ステンレス鋼の普及に努めています。高濃度の塩化物を含む環境用の容器 13。
現代の技術進歩において、溶接生産は重要な役割を果たしています。通常、DSS 構造部材はガスシールドアーク溶接またはガスシールドアーク溶接によって接合されます。溶接は主に、溶接に使用される電極の組成によって影響を受けます。溶接電極は金属とフラックスの 2 つの部分で構成されます。ほとんどの場合、電極はフラックスでコーティングされています。フラックスは、分解するとガスを放出して保護スラグを形成する金属の混合物で、溶接部を汚染から保護し、アークの安定性を高め、合金成分を追加して溶接の品質を向上させます14。 。溶接電極金属としては、鋳鉄、アルミニウム、ステンレス鋼、軟鋼、高張力鋼、銅、黄銅、青銅などがあり、フラックス材料としてはセルロース、鉄粉、水素などが使用されます。場合によっては、ナトリウム、チタン、カリウムもフラックス混合物に添加されます。
一部の研究者は、溶接鋼構造の機械的および腐食の完全性に対する電極構成の影響を研究しようとしました。シンら。図１５は、サブマージアーク溶接によって溶接された溶接部の伸びおよび引張強度に対するフラックス組成の影響を調査した。結果は、FeMn の存在と比較して、CaF2 と NiO が引張強度の主な決定要因であることを示しています。Chirag et al.16 は、電極フラックス混合物中のルチル (TiO2) の濃度を変えることによって SMAW 化合物を研究しました。炭素とシリコンのパーセンテージと移動の増加により、微小硬度の特性が増加することがわかりました。Kumar [17] は、鋼板のサブマージ アーク溶接用の凝集フラックスの設計と開発を研究しました。Nwigbo と Atuanya18 は、アーク溶接用フラックスの製造にカリウムが豊富なケイ酸ナトリウム結合剤の使用を研究し、430 MPa の高い引張強度と許容可能な結晶粒構造を備えた溶接部を発見しました。Lothongkum ら 19 は、電位運動学的な方法を使用して、濃度 3.5% wt. の空気飽和 NaCl 溶液中の二相ステンレス鋼 28Cr-7Ni-O-0.34N のオーステナイトの体積分率を研究しました。pH条件下で。そして27℃。二相ステンレス鋼とミクロ二相ステンレス鋼はどちらも、腐食挙動に対する窒素の同じ影響を示します。窒素は、pH 7 および 10 では腐食電位や腐食速度に影響を与えませんでしたが、pH 10 での腐食電位は pH 7 よりも低くなりました。一方、調査したすべての pH レベルで、窒素含有量の増加とともに電位は増加し始めました。 。ラセルダら。20 は、周期動電分極を使用して、3.5% NaCl 溶液中での二相ステンレス鋼 UNS S31803 および UNS S32304 の孔食を研究しました。3.5 wt.% の NaCl 溶液では、調査した 2 枚の鋼板に孔食の兆候が見つかりました。UNS S31803 鋼は、UNS S32304 鋼よりも高い腐食電位 (Ecorr)、孔食電位 (Epit)、および分極抵抗 (Rp) が優れています。UNS S31803 鋼は UNS S32304 鋼よりも高い再不動態性を持っています。Jiangらの研究によると、[21] によれば、二相ステンレス鋼の二相 (オーステナイト相とフェライト相) に対応する再活性化ピークにはフェライト組成の最大 65% が含まれており、フェライト再活性化電流密度は熱処理時間が増加するにつれて増加します。オーステナイト相とフェライト相が異なる電気化学ポテンシャルで異なる電気化学反応を示すことはよく知られています 21、22、23、24。Abdo et al.25 は、偏光分光法と電気化学インピーダンス分光法の電位差測定を使用して、さまざまな酸性およびアルカリ性の条件下で人工海水 (3.5% NaCl) 中でレーザー溶接された 2205 DSS 合金の電気化学的に誘発された腐食を研究しました。試験した DSS 試験片の露出表面に孔食が観察されました。これらの発見に基づいて、溶解媒体の pH と電荷移動の過程で形成される膜の抵抗の間には比例関係があり、それが孔食の形成とその仕様に直接影響を与えることが確立されました。この研究の目的は、新しく開発された溶接電極組成が、3.5% NaCl 環境で溶接された DSS 2205 の機械的および耐摩耗性の完全性にどのような影響を与えるかを理解することでした。
電極コーティング配合物に使用されたフラックス鉱物（成分）は、ナイジェリア、コギ州オバジャナ地区産の炭酸カルシウム（CaCO3）、ナイジェリア、タラバ州産のフッ化カルシウム（CaF2）、二酸化ケイ素（SiO2）、タルク粉末（Mg3Si4O10(OH)でした。 )2) およびルチル (TiO2) はナイジェリアのジョスから入手し、カオリン (Al2(OH)4Si2O5) はナイジェリアのカツィナ州カンカラから入手しました。結合剤としてケイ酸カリウムが使用されており、インドから入手されます。
表 1 に示すように、構成酸化物をデジタル天秤で個別に秤量しました。次いで、これを、Indian Steel and Wire Products Ltd. (ISWP) の電動ミキサー (モデル: 641-048) でケイ酸カリウム結合剤 (23 重量%) と 30 分間混合して、均質な半固体ペーストを得た。湿った混合フラックスはブリケット機から円筒形に加圧され、80 ～ 100 kg/cm2 の圧力で押出チャンバーに供給され、ワイヤー供給チャンバーから直径 3.15 mm のステンレスワイヤー押出機に供給されます。フラックスはノズル/ダイ システムを介して供給され、押出機に射出されて電極が押し出されます。１．７０ｍｍの被覆率が得られた。ここで、被覆率は、電極の直径とストランドの直径との比として定義される。次に、コーティングされた電極を空気中で 24 時間乾燥させ、マッフル炉 (モデル PH-248-0571/5448) で 150 ～ 250 °C\(-\) で 2 時間焼成しました。方程式を使用して、流れのアルカリ度を計算します。(1) 26;
組成物Ｅ１およびＥ２のフラックスサンプルの熱安定性は、熱重量分析（ＴＧＡ）を使用して測定した。約 25.33 mg のフラックスのサンプルを分析のために TGA にロードしました。実験は、６０ｍｌ／分の速度でＮ ２ を連続的に流すことによって得られた不活性媒体中で実施した。サンプルを 10℃/分の加熱速度で 30℃から 1000℃まで加熱しました。Wang et al.27、Xu et al.28、Dagwa et al.29 によって言及された方法に従って、特定の温度でのサンプルの熱分解と重量損失が TGA プロットから評価されました。
2 つの 300 x 60 x 6 mm DSS プレートを加工して、はんだ付けの準備をします。V 溝は、根元ギャップ 3mm、根元穴 2mm、溝角度 60°で設計されました。次いで、プレートをアセトンですすぎ、考えられる汚染物質を除去した。被覆電極 (E1 および E2) と直径 3.15 mm の参照電極 (C) を使用して、直流電極正極 (DCEP) のシールド付き金属アーク溶接機 (SMAW) を使用してプレートを溶接します。放電加工 (EDM) (モデル: Excetek-V400) を使用して、機械試験と腐食特性評価のために溶接鋼片を機械加工しました。表 2 にコード例と説明を示し、表 3 に DSS ボードの溶接に使用されるさまざまな溶接動作パラメータを示します。式 (2) は、対応する熱入力を計算するために使用されます。
波長 110 ～ 800 nm の Bruker Q8 MAGELLAN 発光分光計 (OES) と SQL データベース ソフトウェアを使用して、電極 E1、E2、C の溶接継手と母材のサンプルの化学組成を測定しました。電極と試験対象の金属サンプルの間のギャップを利用して、スパークの形で電気エネルギーを生成します。成分のサンプルが蒸発して噴霧され、続いて原子が励起され、特定の線スペクトルが放射されます31。サンプルの定性分析の場合、光電子増倍管は各元素の専用スペクトルの存在とスペクトルの強度を測定します。次に、方程式を使用して等価孔食抵抗数 (PREN) を計算します。(3) 比率 32 と WRC 1992 状態図を使用して、方程式からクロムとニッケルの当量 (Creq と Nieq) を計算します。(4) と (5) はそれぞれ 33 と 34 です。
PREN では 3 つの主要元素 Cr、Mo、N のプラスの影響のみが考慮されており、窒素係数 x は 16 ～ 30 の範囲であることに注意してください。通常、x は 16、20、または 30 のリストから選択されます。二相ステンレス鋼の研究では、中間値 20 が PREN35、36 値の計算に最も一般的に使用されます。
異なる電極を使用して作成された溶接継手は、ASTM E8-21 に従って万能試験機 (Instron 8800 UTM) でひずみ速度 0.5 mm/min で引張試験されました。引張強度 (UTS)、0.2% せん断降伏強度 (YS)、および伸びは、ASTM E8-2137 に従って計算されました。
DSS 2205 溶接物は、硬度分析の前に、さまざまな砥粒サイズ (120、220、320、400、600、800、1000、1200) を使用してまず研削および研磨されました。電極 E1、E2、C を使用して溶接試験片を作成しました。硬さは、溶接中心から母材まで 1 mm 間隔で 10 点で測定します。
データ収集用の Bruker XRD Commander ソフトウェアと、1.5406 Å の波長および 3 のスキャン速度に対応する 8.04 keV のエネルギーを持つ Fe フィルター処理された Cu-K-α 放射線を備えた X 線回折計 (D8 Discover、Bruker、ドイツ) E1、E2、DSS 溶接部に存在する C および BM 電極を使用した相分析のスキャン範囲 (2θ) min-1 は 38 ～ 103°です。リートベルト改良法は、Lutterotti によって記述された MAUD ソフトウェアを使用して構成相のインデックスを作成するために使用されました 39。ASTM E1245-03 に基づいて、電極 E1、E2、および C の溶接接合部の顕微鏡画像の定量的金属組織学的分析を、Image J40 ソフトウェアを使用して実行しました。フェライト・オーステナイト相の体積分率とその平均値および偏差を計算した結果を表に示します。5. 図のサンプル構成に示すように。６ｄ、サンプルの形態を研究するために、電極Ｅ１およびＥ２を用いてＰＭおよび溶接接合部に対して光学顕微鏡（ＯＭ）分析を実施した。サンプルは、120、220、320、400、600、800、1000、1200、1500、および 2000 グリットの炭化ケイ素 (SiC) サンドペーパーで研磨されました。次に、サンプルを 10% シュウ酸水溶液中、室温で 5 V の電圧で 10 秒間電解エッチングし、形態学的特性評価のために LEICA DM 2500 M 光学顕微鏡上に置きました。SEM-BSE 分析用に 2500 グリットの炭化ケイ素 (SiC) 紙を使用してサンプルをさらに研磨しました。さらに、EMF を備えた超高解像度電界放出走査型電子顕微鏡 (SEM) (FEI NOVA NANOSEM 430、米国) を使用して、溶接継手の微細構造を検査しました。20 × 10 × 6 mm のサンプルを、サイズ範囲 120 ～ 2500 のさまざまな SiC サンドペーパーを使用して研磨しました。サンプルを、40 g の NaOH と 100 ml の蒸留水中で 5 V の電圧で 15 秒間電解エッチングしました。 SEM チャンバー内にあるサンプル ホルダーに取り付けられ、チャンバーを窒素でパージした後にサンプルを分析します。加熱されたタングステン フィラメントによって生成された電子ビームは、サンプル上に格子を作成し、さまざまな倍率で画像を生成します。EMF の結果は、Roche らの方法を使用して得られています。41 とモコビ 42 。
ASTM G59-9743 および ASTM G5-1444 に準拠した電気化学ポテンシオダイナミック分極法を使用して、3.5% NaCl 環境で E1、E2、および C 電極を溶接した DSS 2205 プレートの劣化の可能性を評価しました。電気化学試験は、コンピューター制御のポテンシオスタット-ガルバノスタット/ZRA装置(モデル: PC4/750、Gamry Instruments、米国)を使用して実施されました。電気化学試験は、作用電極として DSS 2205、参照電極として飽和カロメル電極 (SCE)、対極としてグラファイト ロッドという 3 電極試験設定で実行されました。測定は、溶液の作用面積が作用電極の面積0.78 cm2である電気化学セルを使用して実行されました。測定は、1.0 mV/s のスキャン速度で、事前安定化された OCP の -1.0 V ～ +1.6 V の電位 (OCP に対して) で行われました。
E1、E2、および C 電極を使用して行われた溶接部の耐孔食性を評価するために、3.5% NaCl 中で電気化学孔食臨界温度試験を実施しました。PB (不動態領域と過不動態領域の間) および E1、E2、電極 C を備えた溶接試験片の孔食電位が明確にわかります。 したがって、CPT 測定は、溶接材料の孔食電位を正確に決定するために実行されます。CPT 試験は、二相ステンレス鋼溶接レポート 45 および ASTM G150-1846 に従って実施されました。溶接する各鋼（S-110A、E1-110A、E2-90A）から、ベース、溶接部、HAZ ゾーンを含む面積 1 cm2 のサンプルを切り出しました。標準的な金属組織学的サンプル調製手順に従って、サンドペーパーと 1 μm のアルミナ粉末スラリーを使用してサンプルを研磨しました。研磨後、サンプルをアセトン中で 2 分間超音波洗浄しました。3.5% NaCl 試験溶液を CPT 試験セルに添加し、サーモスタット (Neslab RTE-111) を使用して初期温度を 25℃ に調整しました。初期試験温度 25℃に達した後、Ar ガスを 15 分間吹き込み、その後サンプルをセルに入れ、OCF を 15 分間測定しました。次に、初期温度 25°C で 0.3 V の電圧を印加してサンプルを分極し、電流を 10 分間測定しました45。溶液を 1 °C/分の速度で 50 °C まで加熱し始めます。試験溶液の加熱中、温度センサーは溶液の温度を継続的に監視し、時間と温度のデータを保存するために使用され、ポテンショスタット/ガルバノスタットは電流を測定するために使用されます。グラファイト電極を対極として使用し、すべての電位を Ag/AgCl 参照電極に対して測定しました。テスト全体を通してアルゴンパージを実行しました。
図上。図１は、それぞれアルカリ性（Ｅ１）電極および酸性（Ｅ２）電極の製造に使用されるフラックス成分Ｆ１およびＦ２の組成（重量パーセント）を示す。フラックス塩基性指数は、溶接継手の機械的および冶金的特性を予測するために使用されます。F1 は E1 電極のコーティングに使用されるフラックスの成分であり、基本指数が 1.2 (つまり 2.40) を超えるためアルカリ性フラックスと呼ばれます。F2 は E2 電極のコーティングに使用されるフラックスであり、その塩基性により酸性フラックスと呼ばれます。インデックス < 0.9 (つまり 2.40)。0.40）。ほとんどの場合、塩基性フラックスでコーティングされた電極は、酸性フラックスでコーティングされた電極よりも優れた機械的特性を有することは明らかです。この特性は、電極 E1 のフラックス組成系における塩基性酸化物の優勢度の関数です。逆に、E2 電極で溶接された継手で観察されるスラグ除去 (分離性) と低スパッタは、ルチル含有量が高い酸性フラックス コーティングを備えた電極の特徴です。この観察は、スラグの剥離性に対するルチル含有量の影響と、酸性フラックス被覆電極の飛散量の少なさがスラグの急速凍結に寄与するというGill47の発見と一致している。電極 E1 および E2 をコーティングするために使用されるフラックス システムのカオリンは潤滑剤として使用され、タルク粉末は電極の押出性を改善しました。フラックス系のケイ酸カリウムバインダーは、アーク点火と性能安定性の向上に貢献し、接着特性に加えて、溶接製品のスラグ分離を改善します。CaCO3 はフラックス中のネットブレーカー (スラグブレーカー) であり、溶接中に CaO と約 44% の CO2 に熱分解するため大量の煙が発生する傾向があるため、TiO2 (ネットビルダー/スラグ形成剤として) はその量を減らすのに役立ちます。溶接時の煙の発生。Jing et al.48 が示唆するように、溶接が可能になり、スラグの剥離性が向上します。フッ素フラックス (CaF2) は、はんだの清浄度を向上させる化学的に攻撃的なフラックスです。Jastrzębska et al.４９は、このフラックス組成物のフッ化物組成が溶接部の清浄度特性に及ぼす影響を報告した。一般に、アークの安定性を改善し、合金元素を添加し、スラグを蓄積し、生産性を高め、溶接池５０の品質を改善するために、溶接領域にフラックスが添加される。
TGA-DTG 曲線を図 2 に示します。図2aおよび2bは、窒素雰囲気下で30〜1000℃の温度範囲で加熱したときの3段階の重量損失を示しています。図 2a と b の結果は、塩基性フラックスサンプルと酸性フラックスサンプルでは、​​TGA 曲線がまっすぐ下降し、最終的に温度軸と平行になる、それぞれ約 866.49℃と 849.10℃になることを示しています。図 2a および 2b の TGA 曲線の開始時の 1.30% および 0.81% の重量損失は、フラックス成分によって吸収された水分と、表面水分の蒸発および脱水によるものです。図の第 2 段階と第 3 段階におけるメインフラックスのサンプルの主な分解。2a は 619.45°C ～ 766.36°C および 766.36°C ～ 866.49°C の温度範囲で発生し、重量減少率は 2.84 % および 9.48% でした。、 それぞれ。一方、図7bの酸性フラックスサンプルでは、​​665.23℃〜745.37℃および745.37℃〜849.10℃の温度範囲にあり、重量減少率はそれぞれ0.81％と6.73％でした。熱分解。フラックス成分は無機であるため、揮発性物質はフラックス混合物に限定されます。そのため、還元や酸化がひどいのです。これは、Balogun et al.51、Kamli et al.52、Adeleke et al.53 の結果と一致しています。図で観察されたフラックスサンプルの質量損失の合計は次のようになります。2a と 2b はそれぞれ 13.26% と 8.43% です。図のフラックスサンプルの質量損失が少ない。2b は、フラックス混合物を構成する主な酸化物としての TiO2 と SiO2 の融点が高い (それぞれ 1843 および 1710°C) ためです 54,55。一方、TiO2 と SiO2 は融点が低いです。融点 一次酸化物: 図のフラックスサンプル中の CaCO3 (825 °C)。2a56。フラックス混合物中の一次酸化物の融点のこれらの変化は、Shi ら 54、Ringdalen ら 55、Du ら 56 によってよく報告されています。図 2a および 2b で連続的な重量減少を観察すると、Brown57 が示唆しているように、E1 および E2 電極コーティングに使用されたフラックス サンプルは 1 段階の分解を受けると結論付けることができます。プロセスの温度範囲は、図の微分曲線 (wt%) からわかります。2aとb。TGA 曲線は、磁束システムが相変化および結晶化を起こす特定の温度を正確に記述することができないため、TGA 導関数を使用して、各現象 (相変化) の正確な温度値を吸熱ピークとして決定し、磁束システムを準備します。
TGA-DTG 曲線は、(a) E1 電極コーティングのアルカリ性フラックスと (b) E2 電極コーティングの酸性フラックスの熱分解を示します。
表 4 は、DSS 2205 母材と E1、E2、および C 電極を使用して行われた溶接の分光光度分析と SEM-EDS 分析の結果を示しています。E1およびE2は、クロム(Cr)の​​含有量がそれぞれ18.94および17.04%に急激に減少し、モリブデン(Mo)の含有量が0.06および0.08%であることを示した。電極E1およびE2による溶接の値は低くなります。これは、SEM-EDS 分析から計算されたフェライト - オーステナイト相の PREN 値とわずかに一致しています。したがって、基本的に表 4 に示すように、PREN 値が低い段階 (E1 および E2 からの溶接部) で孔食が始まることがわかります。これは、溶接部での合金の消耗と析出の可能性を示しています。続いて、電極 E1 および E2 を使用して製造された溶接部における Cr および Mo 合金元素の含有量の減少とその低孔食当量値 (PREN) が表 4 に示されています。これにより、特に攻撃的な環境での抵抗の維持に問題が生じます。塩化物環境では。-を含む環境。E1 電極と E2 電極の溶接接合部における 11.14% という比較的高いニッケル (Ni) 含有量とマンガン含有量の許容限界は、海水を模擬した条件で使用される溶接物の機械的特性にプラスの効果をもたらした可能性があります (図 3)。 ）。これらは、過酷な運転条件下での DSS 溶接構造の機械的特性の改善に対する高ニッケルおよびマンガン組成の効果に関する Yuan および Oy58、Jing ら 48 の研究を利用して作成されました。
(a) UTS および 0.2% サグ YS、(b) 均一伸びおよび完全伸びとその標準偏差の引張試験結果。
開発電極（E1、E2）と市販電極（C）を用いて母材（BM）と溶接継手の強度特性を溶接電流90Aと110Aの2種類で評価しました。 (b) 0.2% オフセットの UTS、YS、およびそれらの伸びと標準偏差のデータを示します。図３から得られたＵＴＳおよびＹＳオフセット結果は０．２％であった。3aはサンプル番号の最適値を示しています。１（ＢＭ）、サンプルＮｏ．3 (溶接 E1)、サンプル No.５（溶接Ｅ２）およびサンプルＮｏ．6 (C を含む溶接) は、それぞれ 878 MPa と 616 MPa、732 MPa と 497 MPa、687 MPa と 461 MPa、769 MPa と 549 MPa 、およびそれぞれの標準偏差です。図から。110 A) は、それぞれ 1、2、3、6、7 の番号が付けられたサンプルで、Grocki32 によって提案された引張試験で 450 MPa、引張試験で 620 MPa を超える最小推奨引張特性を備えています。溶接電流 90 A および 110 A における、サンプル No. 2、No. 3、No. 4、No. 5、No. 6 および No. 7 で表される電極 E1、E2 および C を備えた溶接試験片の伸び。それぞれ、可塑性と誠実さを反映しています。卑金属との関係。伸びが低いことは、考えられる溶接欠陥または電極フラックスの組成によって説明されます（図 3b）。BM 二相ステンレス鋼と E1、E2、および C 電極を備えた溶接継手は、一般にニッケル含有量が比較的高いため、著しく高い引張特性を有すると結論付けることができます (表 4)。ただし、この特性は溶接継手でも観察されました。フラックスの酸性組成からは効果の低い E2 が得られます。Gunn59 は、溶接継手の機械的特性を改善し、相平衡と元素分布を制御するニッケル合金の効果を実証しました。これは、Bang et al.60 が示唆しているように、塩基性フラックス組成物から作られた電極が酸性フラックス混合物から作られた電極よりも優れた機械的特性を有するという事実を再度裏付けています。したがって、良好な引張特性を備えた新しい被覆電極 (E1) の溶接接合部の特性に関する既存の知識に大きな貢献がなされました。
図上。図 4a および 4b は、電極 E1、E2、および C の溶接継手の実験サンプルのビッカース微小硬度特性を示しています。 4a は、サンプルの一方向 (WZ から BM まで) から得られた硬度の結果を示しています。図４ｂは、サンプルの両側で得られた硬度の結果を示す。電極 E1 および E2 を使用した溶接継手であるサンプル No. 2、3、4、および 5 の溶接中に得られた硬度値は、溶接サイクルでの凝固中の粗粒構造によるものである可能性があります。硬度の急激な増加が、すべてのサンプル No. 2 ～ 7 の粗粒 HAZ と細粒 HAZ の両方で観察されました (表 2 のサンプル コードを参照)。これは、サンプルの微細構造の変化の可能性によって説明できます。クロム溶接サンプルの結果としての溶接部には、放出物 (Cr23C6) が豊富に含まれています。他の溶接サンプル２、３、４、５と比較すると、図１、図２のサンプルＮｏ．上記の 4a および 4b (表 2)。Mohammed et al.61、Nowacki および Lukoje62 によると、これは高いフェライトδ値と溶接部の残留応力の誘発、および溶接部における Mo や Cr などの合金元素の消耗が原因である可能性があります。BM の分野で検討されたすべての実験サンプルの硬度値は一貫しているようです。溶接試験片の硬さ分析結果の傾向は、他の研究者の結論と一致しています61、63、64。
DSS 試験片の溶接継手の硬さの値 (a) 溶接試験片の半断面および (b) 溶接継手の全断面。
E1、E2、および C 電極を使用して溶接された DSS 2205 に存在するさまざまな相が得られ、回折角 2\(\theta\) の XRD スペクトルが図 5 に示されています。 オーステナイト (\(\gamma\) のピーク) ) およびフェライト (\(\alpha\)) 相が 43° および 44° の回折角で確認され、溶接組成が 2 相 65 ステンレス鋼であることが最終的に確認されました。DSS BM はオーステナイト相 (\(\gamma\)) とフェライト相 (\(\alpha\)) のみを示し、図 1 および 2. 6c、7c、および 9c に示されている微細構造の結果を裏付けています。DSS BM で観察されるフェライト (\(\alpha\)) 相と電極 C への溶接部の高いピークは、その耐食性を示しています。これは、Davison と Redmond66 が示したように、この相は鋼の耐食性を高めることを目的としているためです。前述のように、Cr や Mo などのフェライト安定化元素の存在により、塩化物を含む環境で材料の不動態皮膜が効果的に安定します。表 5 は、定量的金属組織学によるフェライト - オーステナイト相を示しています。電極 C の溶接接合部におけるフェライト - オーステナイト相の体積分率の比は、ほぼ (ほぼ 1:1) になります。体積分率結果 (表 5) における E1 および E2 電極を使用した溶接物の低フェライト (\(\alpha\)) 相組成は、腐食環境に対する感受性の可能性を示しており、これは電気化学分析によって確認されました。確認されています (図 10a、b))。これは、フェライト相が高い強度を提供し、塩化物による応力腐食割れに対する保護を提供するためです。これは、図1の電極E1とE2の溶接部で観察される低い硬度値によってさらに確認されます。これらは、鋼構造中のフェライトの割合が低いことによって引き起こされます（表 5）。E2 電極を使用した溶接継手にアンバランスなオーステナイト相 (\(\gamma\)) とフェライト相 (\(\alpha\)) が存在することは、均一な腐食に対する鋼の実際の脆弱性を示しています。それどころか、E1 および C 電極を使用した溶接継手の二相鋼の XPA スペクトルと BM の結果は、通常、オーステナイト系およびフェライト系の安定化元素の存在を示しており、このためこの材料は建設や石油化学産業で有用です。なぜなら、Jimenez et al.65 は主張しているからである。デビッドソン＆レドモンド66;シャマント 他67．
さまざまな溶接形状を備えた E1 電極の溶接継手の光学顕微鏡写真: (a) 溶融線を示す HAZ、(b) 高倍率での溶融線を示す HAZ、(c) フェライト - オーステナイト相の BM、(d) 溶接形状、( e) 近くの遷移領域を示します。(f) HAZ はフェライト - オーステナイト相を高倍率で示します。(g) 溶接領域はフェライト - オーステナイト相引張相を示します。
さまざまな溶接形状における E2 電極溶接の光学顕微鏡写真: (a) 溶融線を示す HAZ、(b) 高倍率での溶融線を示す HAZ、(c) フェライト - オーステナイト系バルク相の BM、(d) 溶接形状、 (e)) 付近の遷移領域を示し、(f) HAZ はフェライト - オーステナイト相を高倍率で示し、(g) 溶接領域はフェライト - オーステナイト相を示します。
図 6a ～ 図 6c およびたとえば、さまざまな溶接形状で E1 電極を使用して溶接された DSS 継手の金属組織 (図 6d) を示し、光学顕微鏡写真が異なる倍率で撮影された場所を示しています。図上。6a、b、f – 溶接継手の遷移領域。フェライト - オーステナイトの相平衡構造を示します。図 7a ～ 図 7c およびたとえば、さまざまな溶接形状で E2 電極を使用して溶接された DSS 継手の OM (図 7d) も示しており、さまざまな倍率での OM 解析ポイントを表しています。図上。図７ａ、ｂ、ｆは、フェライト−オーステナイト平衡における溶接継手の遷移領域を示す。溶接ゾーン (WZ) の OM を図に示します。1と図。2. 電極 E1 6g と E2 7g をそれぞれ溶接します。BM 上の OM を図 1 と図 2 に示します。図６ｃ、ｅおよび７ｃ、ｅは、それぞれ電極Ｅ１およびＥ２を備えた溶接接合部の場合を示す。明るい部分がオーステナイト相、濃い黒い部分がフェライト相です。図２および３のＳＥＭ−ＢＳＥ顕微鏡写真に示されるように、融解線近くの熱影響部（ＨＡＺ）における相平衡は、Ｃｒ２Ｎ析出物の形成を示した。8a、b、図で確認。9a、b。図１および図２のサンプルのフェライト相中に観察されるＣｒ２Ｎの存在は、次のとおりである。これは、溶接部品の SEM-EMF 点解析と EMF 線図 (図 9a-b) によって確認され、溶接熱温度が高いためです。溶接部の高温により窒素の拡散係数が増加するため、循環によりクロムと窒素の導入が促進されます。これらの結果は、Ramirez et al.68 および Herenyu et al.69 による研究を裏付けており、窒素含有量に関係なく、Cr2N は通常フェライト粒子、粒界、および α/\(\gamma\) 境界に堆積することを示しています。他の研究者たち。70.71。
(a) E2 を使用した溶接継手のスポット SEM-EMF 解析 (1、2、および 3)。
代表的なサンプルの表面形態とそれに対応する EMF を図 1 と 2 に示します。10a～c。図上。図 10a と 10b は、それぞれ溶接ゾーンで電極 E1 と E2 を使用した溶接継手の SEM 顕微鏡写真とその EMF スペクトルを示しています。図１０ｃは、析出物を含まないオーステナイト（\(\gamma\)）相およびフェライト（\(\alpha\)）相を含むOMのSEM顕微鏡写真とEMFスペクトルを示している。図10aのEDSスペクトルに示されているように、6.25重量％のNiと比較したCr（21.69重量％）およびMo（2.65重量％）の割合は、フェライト-オーステナイト相の対応するバランスの感覚を与えます。電極 E2 の溶接接合部の微細構造における、高含有量のニッケル (10.08 wt.%) と比較して、クロム (15.97 wt.%) およびモリブデン (1.06 wt.%) の含有量が大幅に減少した微細構造を図に示します。イチジク。1. 比較します。EMFスペクトル10b。図に示す WZ に見られる、より細粒のオーステナイト組織を持つ針状の形状。10b は、溶接部におけるフェライト化元素 (Cr および Mo) の消耗と、オーステナイト相である窒化クロム (Cr2N) の析出の可能性を確認しています。DSS 溶接継手のオーステナイト相 (\(\gamma\)) とフェライト相 (\(\alpha\)) の境界に沿った析出粒子の分布は、この記述を裏付けています 72,73,74。図 10b に示すように、Cr は鋼の局部耐食性を向上させる不動態皮膜を形成する主な元素であると考えられているため、このことは腐食性能の低下にもつながります59,75。図１０ｃのＳＥＭ顕微鏡写真のＢＭは、そのＥＤＳスペクトル結果がＣｒ（２３．３２重量％）、Ｍｏ（３．３３重量％）およびＮｉ（６．３２重量％）を示しているため、強い結晶粒微細化を示していることが分かる。%) 良好な化学的特性。%) は、DSS76 構造のフェライト - オーステナイト相の平衡微細構造をチェックするための重要な合金元素として使用されます。E1 電極の溶接継手の組成 EMF 分光分析の結果は、微細構造内のオーステナイト形成剤とフェライト安定化剤が溶接継手に関する DSS AISI 220541.72 規格に準拠しているため、建設環境およびわずかに攻撃的な環境での使用を正当化します 77。
溶接継手の SEM 顕微鏡写真。(a) 溶接ゾーンの電極 E1 は EMF スペクトルを持ち、(b) 溶接ゾーンの電極 E2 は EMF スペクトルを持ち、(c) OM は EMF スペクトルを持ちます。
実際には、DSS 溶接部は完全フェライト (F モード) モードで凝固し、フェライトのソルバス温度未満でオーステナイト核が核生成することが観察されています。これは主にクロムとニッケルの当量比 (Creq/Nieq) に依存します (> 1.95 はモード F を構成します) 一部の研究者は、フェライト相中のフェライト形成元素としての Cr と Mo の強力な拡散能力による鋼のこの効果に気づいています 8078,79。DSS 2205 BM には多量の Cr と Mo が含まれている（より高い Creq を示している）ことは明らかですが、E1、E2、および C 電極を使用した溶接部よりも Ni 含有量が低く、これがより高い Creq/Nieq 比に寄与しています。これは、表 4 に示すように、DSS 2205 BM の Creq/Nieq 比が 1.95 を超えて決定された現在の研究でも明らかです。電極 E1、E2、および C の溶接部は、バルク モード (FA モード) の含有量が高いため、それぞれオーステナイト - フェライト モード (AF モード)、オーステナイト モード (A モード)、およびフェライト - オーステナイト モードで硬化することがわかります。 。）、表 4 に示すように、溶接部の Ni、Cr、Mo の含有量が少なく、Creq/Nieq 比が BM よりも低いことがわかります。E2 電極溶接部の一次フェライトはバーミキュラ フェライト形態を有しており、表 4 に示すように、決定された Creq/Nieq 比は 1.20 でした。
図上。図１１ａは、３．５％ＮａＣｌ溶液中のＡＩＳＩ ＤＳＳ ２２０５鋼構造の開回路電位（ＯＣＰ）対時間を示す。ORP 曲線がより正の電位に向かってシフトしており、金属サンプルの表面に不動態皮膜が形成されていることを示し、電位の低下は全面的な腐食を示し、時間の経過とともにほぼ一定の電位は腐食の形成を示していることがわかります。時間の経過とともにパッシブフィルムが形成されます。サンプルの表面は安定しており、スティッキー 77 を持っています。曲線は、サンプル 7 (C 電極との溶接接合部) を除く、3.5% NaCl 溶液を含む電解液中のすべてのサンプルの安定した条件下での実験基板を示しています。不安定性はほとんどありません。この不安定性は、溶液中の塩化物イオン (Cl-) の存在と比較できます。塩化物イオン (Cl-) は腐食反応を大幅に加速し、それによって腐食の程度を増大させます。電位を印加しない OCP スキャン中の観察では、反応中の Cl が攻撃的な環境におけるサンプルの抵抗と熱力学的安定性に影響を与える可能性があることが示されました。マら。81およびLothoら。5 は、Cl- が基板上の不動態皮膜の劣化を促進する役割を果たし、それによってさらなる摩耗に寄与するという主張を確認しました。
研究したサンプルの電気化学分析: (a) 時間に応じた RSD の変化、および (b) 3.5% NaCl 溶液中のサンプルの動電位分極。
図上。図１１ｂは、３．５％ＮａＣｌ溶液の影響下での電極Ｅ１、Ｅ２、およびＣの溶接接合部の動電位分極曲線（ＰＰＣ）の比較分析を示す。PPC および 3.5% NaCl 溶液中で溶接された BM サンプルは受動的挙動を示しました。表 5 は、PPC 曲線から得られたサンプルの電気化学分析パラメーター (Ecorr (腐食電位) や Epit (孔食電位) など)、およびそれらに関連する偏差を示しています。電極 E1 および E2 で溶接された他のサンプル No. 2 および No. 5 と比較して、サンプル No. 1 および No. 7 (BM および電極 C を使用した溶接接合部) は、NaCl 溶液中で孔食の可能性が高いことを示しました (図 11b)。 ）。後者と比較して前者のより高い不動態化特性は、鋼の微細構造組成 (オーステナイト相とフェライト相) と合金元素の濃度のバランスによるものです。微細構造にはフェライト相とオーステナイト相が存在するため、Resendea et al.82 は、攻撃的なメディアにおける DSS の受動的な動作をサポートしました。E1 および E2 電極で溶接されたサンプルの性能が低いのは、溶接ゾーン (WZ) での Cr や Mo などの主要な合金元素の消耗に関連している可能性があります。これは、これらの合金元素がフェライト相 (Cr および Mo) を安定化し、次のように作用するためです。不動態化剤 酸化鋼のオーステナイト相にある合金。これらの元素が耐孔食性に及ぼす影響は、フェライト相よりもオーステナイト相の方が大きくなります。この理由により、フェライト相は、分極曲線の最初の不動態化領域に関連するオーステナイト相よりも速く不動態化を受けます。これらの元素は、フェライト相と比較してオーステナイト相の方が耐孔食性が高いため、DSS 耐孔食性に大きな影響を与えます。したがって、フェライト相の高速不動態化は、オーステナイト相の高速不動態化よりも 81% 高くなります。溶液中の Cl- は鋼膜の不動態化能力に強い悪影響を及ぼします 83。その結果、サンプルの不動態膜の安定性が大幅に低下します84。表から。また、図６は、Ｅ１電極を用いた溶接継手の腐食電位（Ｅｃｏｒｒ）が、Ｅ２電極を用いた溶接継手に比べて、溶液中での安定性が若干劣ることを示している。これは、図の電極 E1 および E2 を使用した溶接の硬度の低い値によっても確認されます。これは、鋼構造中のフェライト含有量が低い (表 5) とクロムとモリブデンの含有量が低い (表 4) ためです。模擬海洋環境における鋼の耐食性は、溶接電流が減少すると増加し、Cr と Mo の含有量が低いとフェライト含有量が低いと減少すると結論付けることができます。この声明は、溶接電流などの溶接パラメータが溶接鋼の腐食完全性に及ぼす影響に関する Salim らの研究 85 と一致しています。塩化物が毛細管吸収や拡散などにより鋼中に浸透すると、不均一な形状と深さのピット（孔食）が形成されます。このメカニズムは、より高い pH 溶液では大きく異なり、周囲の (OH-) 基が単に鋼表面に引き寄せられ、不動態皮膜を安定化し、鋼表面に追加の保護を提供します 25,86。サンプル No. 1 および No. 7 の最高の耐食性は、主に鋼構造中に多量のδフェライト (表 5) と多量の Cr および Mo (表 4) が存在することによるものです。孔食レベルは主に、DSS 法で溶接された鋼材の部品のオーステナイト相構造に存在します。したがって、合金の化学組成は溶接継手の腐食性能に決定的な役割を果たします87,88。さらに、この研究で E1 および C 電極を使用して溶接された試験片は、OCP 曲線から E2 電極を使用して溶接された試験片よりも PPC 曲線から低い Ecorr 値を示すことが観察されました (表 5)。したがって、アノード領域はより低い電位から始まります。この変化は主に、サンプルの表面に形成されたパッシベーション層の部分的な安定化と、OCP89 が完全に安定化する前に発生する陰極分極によるものです。図上。図１２ａおよびｂは、様々な溶接条件下で実験的に腐食された試験片の３Ｄ光学プロファイラー画像を示す。試験片の孔食サイズは、110 A の高い溶接電流によって生成される孔食電位が低いほど増加することがわかります (図 12b)。これは、110 A の低い溶接電流比で得られる溶接部で得られる孔食サイズに匹敵します。 ９０Ａ．（図１２ａ）。これは、基板を 3.5% NaCl 溶液にさらすことによってサンプルの表面にスリップ バンドが形成され、表面不動態膜を破壊し、塩化物が攻撃を開始して材料が溶解するという Mohammed90 の主張を裏付けています。
表4のSEM-EDS分析は、すべての溶接部およびBMにおいて、各オーステナイト相のPREN値がフェライトのPREN値よりも高いことを示しています。フェライト/オーステナイト界面での孔食の開始は、これらの領域で発生する元素の不均一性と偏析により、不動態材料層の破壊を加速します91。孔食抵抗等価（PRE）値が高いオーステナイト相とは異なり、フェライト相での孔食の開始は、PRE 値が低いことが原因です（表 4）。オーステナイト相には、かなりの量のオーステナイト安定剤 (窒素溶解度) が含まれていると考えられます。これにより、この元素の濃度が高くなり、したがって孔食に対する耐性が高まります 92。
図上。図 13 は、E1、E2、および C 溶接の臨界孔食温度曲線を示しています。ASTM テスト中の孔食により電流密度が 100 µA/cm2 に増加したことを考慮すると、E1 による @110A 溶接では 27.5°C の最小孔食臨界温度が示され、その後 E2 @ 90A はんだ付けでは 40 の CPT が示されたことは明らかです。 °C、C@110A の場合、最高 CPT は 41°C です。観察された結果は、分極試験の観察結果とよく一致しています。
新しい E1 および E2 電極を使用して、二相ステンレス鋼溶接部の機械的特性と腐食挙動を調査しました。SMAW プロセスで使用されるアルカリ性電極 (E1) と酸性電極 (E2) は、全体の被覆率が 1.7 mm、アルカリ指数がそれぞれ 2.40 と 0.40 のフラックス組成物でうまくコーティングされました。不活性媒体中で TGA を使用して調製されたフラックスの熱安定性が評価されています。フラックスマトリックス中に高含有量の TiO2 (%) が存在すると、塩基性フラックス (E1) でコーティングされた電極と比較して、酸性フラックス (E2) でコーティングされた電極の溶接部のスラグ除去が向上しました。2 つのコーティングされた電極 (E1 と E2) は良好なアーク開始能力を持っています。溶接条件、特に入熱、溶接電流、速度は、DSS 2205 溶接のオーステナイト/フェライト相バランスと溶接の優れた機械的特性を達成する上で重要な役割を果たします。E1 電極で溶接された接合部は優れた引張特性 (せん断 0.2% YS = 497 MPa および UTS = 732 MPa) を示し、塩基性フラックス被覆電極が酸性フラックス被覆電極と比較して高い塩基性指数を有することが確認されました。電極はアルカリ度が低いほど優れた機械的特性を示します。新しいコーティングを施した電極の溶接接合部 (E1 および E2) では、フェライト - オーステナイト相の平衡が存在しないことは明らかです。これは、溶接部の OES および SEM-EDS 分析を使用して明らかになり、体積分率で定量化されました。溶接。金属組織学により、彼らの SEM 研究が裏付けられました。微細構造。これは主に、Cr や Mo などの合金元素の消耗と、溶接中の Cr2N の放出の可能性によるもので、これは EDS ライン スキャンによって確認されます。これは、鋼構造中のフェライトおよび合金元素の割合が低いため、E1 および E2 電極を使用した溶接部で観察される低い硬度値によってさらに裏付けられます。E1 電極を使用した溶接部の証拠腐食電位 (Ecorr) は、E2 電極を使用した溶接部と比較して、溶液腐食に対する耐性がわずかに低いことが証明されました。これは、フラックス混合合金組成を使用しない 3.5% NaCl 環境でテストされた溶接における、新しく開発された電極の有効性を裏付けています。模擬海洋環境における耐食性は、溶接電流の減少とともに増加すると結論付けることができます。したがって、E1 および E2 電極を使用した溶接継手の炭化物および窒化物の析出とその後の耐食性の低下は、溶接電流の増加によって説明され、これにより両用途鋼の溶接継手の相バランスの不均衡が生じました。
ご要望に応じて、この研究のデータは各著者から提供されます。
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