بررسی اثر عناصر آلیاژی بر نفوذ هیدروژن در اتصالات غیرمشابه زنگ‌نزن آستنیتی به فولاد کربنی

نوع مقاله: مقاله پژوهشی

نویسندگان

دانشگاه آزاد اسلامی، واحد نجف‌آباد، اصفهان، ایران

چکیده

    نفوذ هیدروژن در فلزات و آلیاژها سبب افت خواص مکانیکی آن­ها می­شود. در این پژوهش به بررسی اثر عناصر آلیاژی در روکشAISI 347 با دو ترکیب شیمیایی بر میزان نفوذ هیدروژنی پرداخته شد. به این منظور نمونه­هایی از جنس فولاد کربنی St37 تهیه شد و سپس توسط فولاد زنگ نزن  347ER روکش کاری شده است. سپس نمونه­ها تحت شارژ کاتدی هیدروژن قرارگرفتند و جهت مقایسه با نمونه­های شارژ نشده از آزمون­های فراصوتی، متالوگرافی، سختی­سنجی، کوانتومتری، خمش و آنالیز (EDS) میکروسکوپ الکترونی استفاده شد. نتایج بررسی­ها به عمل آمده نشان می­دهد که هر دو روکش فاقد هر گونه عیبی ­در فصل مشترک اتصال می­باشند. یافته­های پژوهش بر نمونه­های روکش نیز نشان داد وجود عناصری مانند کروم، منگنز، تیتانیوم و نیوبیوم می­تواند نفوذ هیدروژن را کاهش دهد، این در حالی است که نیکل احتمال نفوذ و تردی هیدروژنی را در روکش زنگ­نزن آستنیتی افزایش می­دهد.

کلیدواژه‌ها


فولادهای کربنی و کم­آلیاژ به صورت گسترده در صنعت نفت و گاز به منظور ساخت مخازن تحت­فشار، برج­های فرآیندی و تجهیزات سرچاهی استفاده می­شود. در محیط هیدروژنی، هیدروژن بر سطح این فولادها، جذب سطحی شده و به هیدروژن اتمی تجزیه می­شود. تجزیه و نفوذ پی­درپی هیدروژن در فولاد می­تواند، کاهش­خواص مکانیکی را به همراه داشته باشد ]1[. در یک تعریف کلی تردی هیدروژنی، عبارت است از اثرهای تردی ناشی از ورود هیدروژن به داخل ساختار و تخریب خواص مکانیکی قطعه تحت شرایط سرویس­دهی می­باشد. تردی هیدروژنی دراین فولادها باعث شکست سریع در بارگذاری کم و در زمان کوتاه­تر نسبت به محیط فاقد هیدروژن می­شود. اثر هیدروژن روی خواص مکانیکی فولاد به پارامترهای زیادی مانند ترکیب شیمیایی ماده، ریزساختار (فازها، رسوبات و ناخالصی ها)، شرایط شارژهیدروژن وشرایط آزمایش بستگی دارد]  2[.  انحلال هیدروژن در محل­های بین­نشین شبکه کریستالی موجب به وجود آمدن ترک و رشد آن با توجه به کاهش پیوند اتمی می­شود. هیدروژن در شبکه کریستالی بسته به نوع ساختار کریستالی می­تواند محل­های بین نشین را اشغال کند. نفوذ هیدروژن در شبکه BCC  نسبت به FCC بیشتر می­باشد. علت این است که شبکه  FCC دارای یک جای­خالی اکتاهدرال و شبکه BCC دارای شش جای­خالی تتراهدرال می­باشد و هیدروژن بنا به نوع شبکه کریستالی در این جای خالی­ها قرار می­گیرد. اما در حالت واقعی اتم­های هیدروژن فقط در محل­های بین­نشین قرار نمی­گیرند و با توجه به عیوب مختلف داخل فلز و انرژی این عیوب در این عیوب به دام می­افتند [3]. مکانیزم­های مختلفی نیز برای اثر هیدروژن بر مواد ارایه شده است [2]. که عبارتند از:

  1. مدل ناپیوستگی   (Decohesion)
  2. مدل نشر نابه­جایی  ناشی از جذب سطحی)AIDE)

3.مدل افزایش شکل­پذیری ناشی از هیدروژن (HELP)

 

به طور کلی می­توان گفت که ورود هیدروژن و انتقال آن از طریق ماده به شرایط مختلفی نظیر شرایط شارژ، ساختار ماده و میزان تنش و کرنش بستگی دارد [2].

 حفاظت از این فولادها مسئله مهمی در صنایع مختلف می­باشد. در انواع روش­های حفاظت برای به حداقل رساندن آسیب­های ناشی از خوردگی روکش­کاری با فولاد زنگ­نزن یک فن­آوری شناخته شده می­باشد. روکش­کاری معمولاً به وسیله عملیات نورد­کاری، جوشکاری انفجاری یا جوشکاری ذوبی انجام می­شود. در تمامی فرآیندها، جوشکاری ذوبی نسبت به سایر روش­ها با توجه به راحتی و قابل حمل بودن و انجام در هر شرایطی بدون وابستگی به شکل هندسی قطعه قابل قبول­تر می­باشد،  البته هزینه بالا و تغییرات تحمیل شده توسط این روش از معایب آن می­باشد. روکش فولاد زنگ­نزن بر فولاد فریتی معمولاً از طریق فرآیندهای جوشکاری ذوبی، الکترود دستی، جوشکاری قوسی زیرپودری انجام می­شود. اصولاً کیفیت این روکش­ها به ترکیب شیمیایی فلز جوش، کنترل رقت فلز پایه و سختی لایه میانی نزدیک فصل مشترک که تابع حرارت ورودی است وابسته است ]4 و 5[. نکته قابل توجهی که در تمام فرآیندهای روکش­کاری ذوبی وجود دارد رقت فلز پرکننده توسط فلز پایه است که نتیجه آن کاهش خواص مکانیکی روکش می­باشد. به طور کلی می­توان گفت که صرفه اقتصادی با روکش زنگ نزن منوط به دستیابی به بالاترین نرخ رسوب­گذاری و کمترین تعداد لایه­هاست که به خواص شیمیایی مشخصی منجر می­شود ]6[. با توجه به ساختار کریستالی FCC روکش­های آستنیتی، نفوذ هیدروژن در این نوع ساختارها نسبت به ساختار کریستالی BCC فولادهای کربنی، با شدت کمتری انجام می­شود ]2[. هم چنین می­توان گفت که نفوذ هیدروژن تحت تاثیر عوامل مختلفی مانند ریزساختار، شبکه کریستالی، حالت تنش و میزان و آرایش نابه­جایی در اثر تغییر شکل پلاستیک می­باشد] 3[.

در این پژوهش ابتدا روکش­کاری فولاد کربنی با فولاد زنگ نزن 347 AISI با دو ترکیب شیمیایی مختلف انجام شد. سپس فرآیند شارژ کاتدی هیدروژن صورت گرفت. جهت ارزیابی و مقایسه اتصال به وجود آمده نمونه­هایی از داخل نمونه روکش­کاری شده طبق استاندارد AWS-B4.0 استخراج شد و تحت آزمون­های خمش کناره، آنالیز EDS، متالوگرافی، فراصوتی و گلیسیرین گرم قرار گرفتند.

1-    موادوروشتحقیق

   در این پژوهش از فولاد کم­آلیاژ St37  در ابعاد mm 10*mm200*mm200  به عنوان زیرلایه استفاده شد. برای روکش­کاری نمونه­ها از فلز پرکننده 347 ER با دو ترکیب شیمیایی به روش جوشکاری قوسی تنگستنی-گاز (GTAW) صورت گرفت استفاده شد. جدول 1 پارامترهای روکش­کاری اتصالات را نشان می­دهد.

جدول 1- مشخصات روکش­کاری نمونه­ها

 

 

پس از انجام فرآیند روکش­کاری نمونه­ها تحت آزمایش­های کوانتومتری، متالوگرافی وسختی­سنجی و آلتراسونیک قرار گرفتند. برای مشاهده ساختار و اچ کردن نمونه­ها از محلول نایتال 2 درصد برای سمت کربنی اتصال و محلول اسید اگزالیک با ولتاژ 5 ولت به مدت 50-45 ثانیه برای سمت آستنیتی اتصال استفاده شد. ترکیب شیمیایی فلز پایه و فلزات روکش در جدول 2 آورده شده است.

جدول 2 - ترکیب شیمیایی فلزپایه و فلزات روکش

 

 

سپس سمت کربنی اتصال توسط مانت سرد پوشش داده شد و نمونه­ها تحت شارژ کاتدی هیدروژن توسط محلول g/l As2O5  25/. + N H2SO4 1 با دانسیته جریان 50 میلی­آمپر بر سانتیمتر مربع به مدت 24 ساعت قرار گرفتند. یکی از جوانب رفتار هیدروژن افزایش قابل توجه نفوذ در حضور ترکیبات خاص می­باشد. این ترکیبات مانندS2- ، HS- ، H2S  و AS می­باشد که از ترکیب مجدد اتم­های هیدروژن روی سطح فلز جلوگیری می­کند و در نتیجه واکنش نفوذ افزایش می­یابد. این ترکیبات معمولاً سموم کاتدی نامیده می­شوند. حتی میزان کمی از این سموم، نفوذ هیدروژن را به میزان زیادی افزایش می­دهد.شکل 1 میزان هیدروژن شارژ شده با توجه به نوع محلول، در فولاد دوفازی 23 Cr–5Ni–3Mo را نشان می­دهد ]7[. هم چنین جهت اندازه­گیری میزان هیدروژن نفوذ کرده در نمونه­ها از روش گلیسیرین گرم استفاده شد ]3[. دستگاه مورد استفاده در شکل 2 نشان داده شده است. این روش یک تخمینی از میزان هیدروژن نفوذ کرده در نمونه­ها می­باشد. این روش ساده و کم هزینه می­باشد، اما در این روش نمی­توان مقدار واقعی هیدروژن نفوذ کرده را بدست آورد.

شکل1- میزان غلظت هیدروژن بر اساس محلول­های مختلف ]7[.

 

 

شکل2- تجهیزات مورد استفاده برای تخمین هیدروژن نفوذکرده به روش جابه­جایی گلیسیرین.

هم چنین جهت بررسی تاثیر هیدروژن بر نمونه­های شارژ شده و مقایسه با نمونه­های شارژ نشده از آزمون خمش کناره طبق استاندارد AWS-B4.0  استفاده شد ]8[. آنالیز EDS نیز برروی نمونه­ها انجام شد تا میزان رقت و تغییرات عناصر از سمت فصل مشترک به سمت لایه روکش بررسی گردد. هم چنین جهت آنالیز عنصری خطی EDS از میکروسکوپ الکترونی روبشیVEGA\\ TESCAN-LMU استفاده شد.

 

2-   نتایج و بحث

یافته­های این پژوهش شامل بررسی ریزساختاری و خواص مکانیکی روکش اعمالی و بخش دوم تاثیر هیدروژن بر هرکدام از روکش­ها و مقایسه آن­ها با یکدیگر می­باشد.

3-1 بررسی­های ریزساختار

شکل 3 تغییرات ریزساختار از سمت فلز زیرلایه  St37به سمت فصل مشترک با روکش­های 347* و347 را نشان می­دهد.

 

 

شکل3 - فصل­مشترک روکش و منطقه HAZ فولاد زیرلایه

 

همان طور که مشاهده می­شود ریزساختار فلز پایه فریتی-پرلیتی می­باشد. در منطقه HAZ با توجه به حرارت ناشی از جوشکاری تنوع ساختاری دیده می­شود که وسعت این مناطق به نوع فرآیند جوشکاری وابسته است. ناحیه متاثر از حرارت ریزدانه (FGHAZ) که در اثر نرماله شدن طی جوشکاری با ایجاد دانه­های فریت و پرلیت ریز به وجود آمده و هم چنین ناحیه متاثر از حرارت درشت دانه (CGHAZ) می­باشد که توسط گرم شدن مجدد در سیکل جوشکاری با ساختار فریت به وجود آمده را نشان می­دهد. در فصل مشترک کربن از فولاد کربنی که معمولاً کربن بیشتری دارد به سمت فلز جوش مهاجرت می­کند ]5[. مهاجرت کربن عامل موثری در تعیین عمر اتصال می­باشد. مهاجرت کربن علی رغم اینکه باعث ایجاد یک ناحیه نرم در HAZ سمت فولاد کربنی و یک ناحیه سخت و پرکربن در فلز جوش می­شود باعث حساس شدن مناطق به تردی هیدروژنی می­شود ]9[. سه عامل مهم حساسیت به تردی عبارتند از: ساختار مستعد به ترک، حضور هیدروژن و تنش­های پسماند. ریزساختار فلزات روکش شامل زمینه روشن آستنیت به همراه فاز تیره­تر فریت دلتا می­باشد که در شکل 4 نشان داده شده است. فصل مشترک فریت دلتا با زمینه آستنیتی می­تواند به عنوان تله­های فعال برای به دام انداختن هیدروژن عمل کند. لذا هرچه میزان فریت فلز روکش افزایش یابد احتمال تردی هیدروژنی  نیز زیاد می­شود ]10[.نوع انجماد برای روکش347 ، FA می­باشد، که ریزساختار شامل دندریت­های فریت اولیه با لایه­های بین دندریتی آستنیتی می­باشد. شکل 4 ریزساختار روکش 347 را نشان می­دهد. هم چنین نوع انجماد در روکش 347* از نوع AF می­باشد که به دلیل اینکه عناصر فریت­زای کافی در طی انجماد در مرزدانه­های فرعی انجماد جدا شده است، این نوع انجماد با ریزساختار آستینت اولیه به همراه درصد کمی فریت رخ داده است [10]. شکل 4 (ب)  ریزساختار روکش 347* را نشان می­دهد. مقدار فریت به میزان حرارت ورودی در قطعه بستگی دارد که عواملی هم چون زاویه تورچ جوشکاری، سرعت جوشکاری، دبی گاز محافظ خروجی، جریان کاربردی بر میزان حرارت ورودی به قطعه تاثیر گذار است. با توجه به عوامل ذکر شده، هر چه حرارت ورودی در قطعه زیاد باشد، اختلاف دما زیاد شده و سرعت سردشدن افزایش می­یابد. با افزایش سرعت سرد شدن استحاله حالت جامد فریت به آستنیت کامل انجام نمی­شود که این باعث افزایش عدد فریت می­شود [11]. فصل مشترک فریت دلتا با زمینه آستنیتی می­تواند به عنوان تله­های فعال برای به دام انداختن هیدروژن عمل کند. پس نتیجه می­شود که هرچه فریت فلز روکش زیاد باشد میزان­تردی هیدروژنی نیز افزایش می­یابد. میزان فریت فلز جوش به نسبت Nieq /Creq  بستگی دارد. زمانی که این نسبت بیشتر از 5/1 باشد احتمال بروز ترک انجمادی کم می­شود. میزان Nieq/Creq برای روکش 347 ، 9/1 و روکش 347*، 2/2 می­باشد.

 

 

 

 

شکل4- ریزساختار فلز روکش، (الف) 347، (ب) 347*

 

 

3-2 آزمایش سختی

شکل 5 پروفیل تغییرات سختی فلز روکش،(HAZ) و فلز پایه را برای هردو اتصال نشان می­دهد.

 

 

شکل5- تغییرات سختی در عرض فصل مشترک اتصالات(mm) .

 

همان طور که از شکل مشخص است بیشترین سختی در فلزجوش در مجاورت فصل مشترک اتصال فلز جوش به فولاد کربنی وکمترین میزان سختی مربوط به فلزات پایه است. این اختلافات نزدیک فصل­مشترک در مرز اتصال دیده شد. اختلاف در سختی در مجاورت فصل مشترک توسط محققان دیگری نیز گزارش شده بود. مورگان و همکارانش سختی 400 ویکرز نزدیک فصل مشترک فولاد زنگ نزن 316 روکش شده بر زیر لایه فولاد 2062IS  را گزارش کرده است ]12[. وجود نواحی­ای با این سختی بالا باعث ایجاد تردی هیدروژنی می­شود. در کنار این منطقه، ناحیه نرم در فولاد کربنی قرار دارد. این ناحیه کم­کربن خواص کششی و خزشی ضعیفی دارد ]13[. در  سمت فولادکربنی نیز مقداری افزایش سختی نسبت به فلز پایه ایجاد شده که دلیل آن ایجاد شدن ساختارهای ریزدانه و غیر تعادلی در منطقه HAZ در اثر جوشکاری است. گزارش های مشابه دیگری نیز توسط کاکار و ونکاتساوا نیز اعلام شده بود ]14[. تفاوت در سختی­های بدست آمده مشابه گزارش محققان می­باشد که علت آن تغییرات حاصل در ریزساختار نزدیک فصل­مشترک می­باشد. با عبور از فصل­مشترک به سمت  HAZفلز پایه یک افت سختی مشاهده شد که علت آن دکربوره شدن و درشت شدن دانه­ها در این منطقه و لذا افزایش فریت کم­کربن در منطقه HAZ می­باشد. علاوه براین نفوذ کربن از فلزپایه کربنی به سمت فلزجوش زنگ­نزن سبب افزایش سختی در فلزجوش زنگ­نزن نزدیک فصل مشترک می­شود. نفوذ کربن از فلزپایه به سمت فلز رسوب داده شده باعث بهبود در سختی فلزجوش شده که توسط پان و گوچ گزارش شده بود ]15[.

 

3-3 آزمایش خمش

 همچنین آزمون خمش کناره روی نمونه­های شارژ شده و شارژ نشده هر دو اتصال انجام شد. آزمایش خمش کناره برروی نمونه­های روکش­کاری شده در دو حالت بدون شارژ کاتدی هیدروژن و شارژ کاتدی هیدروژن شده انجام شد. شکل 6 تصویر نواحی تحت کشش نمونه­های شارژ نشده و شارژ شده را نشان می­دهد. بر طبق استاندارد ASME SEC. ӀΧ برای روکش­های جوشکاری شده مقاوم به خوردگی، در هیچ جهتی در پوشش عیب بزرگتر از 6/1 میلیمتر نباید باشد و در هیچ جهتی در خط اتصال جوش عیوب بزرگتر از 2/3 میلیمتر نباید وجود داشته باشد ]16[. نمونه­های شارژ نشده آزمایش خمش را بدون به وجود آمدن ترک با موفقیت پشت سر گذاشتند. اما بررسی نمونه­های شارژ شده نشان داد که تقریباً تمامی نمونه­ها از محل اتصال جوش ترک خوردند. تخریب در نمونه روکش 347* که دارای منگنز و مس بیشتر و نیکل کمتر می­باشد به مراتب کمتر از روکش347  حاوی نیکل بالاتر می­باشد. با توجه به اینکه سه عامل، ساختار مستعد به ترک، حضور هیدروژن و تنش­های پسماند ساختار را مستعد به تردی هیدروژنی می­کند می­توان گفت که نفوذ کربن در این منطقه سبب به وجود آمدن ساختاری سخت و مارتنزیتی که حساس به تردی هیدروژنی می­باشد شده است و هم چنین به دلیل آنکه روکش زنگ­نزن دارای هدایت حرارتی پایین و ضریب انبساط حرارتی بالا می­باشد، تنش حرارتی بزرگی در روکش ایجاد می­شود که این را می­توان عامل مهمی جهت تردی هیدروژنی قطعات دانست. حضور تنش­های حرارتی پسماند به همراه نیروی خمش سبب شکست نمونه­های شارژ شده، است] 17[. با توجه به مقدار سختی که در این ناحیه اعلام شده و آنالیز عنصری EDS که انجام گرفت می­توان گفت که وجود نواحی­ای با سختی بالا خود باعث ایجاد تردی هیدروژنی می­گردد. حضور هیدروژن در محیط یکی دیگر از عوامل است. جهت اطمینان از نفوذ هیدروژن به داخل روکش، آزمایش گلیسیرین گرم انجام شد.

 

 

 

شکل6- نمونه­های خمش.الف) نمونه شارژ نشده، ب) نمونه شارژ شده 

 

همان طور که ملاحظه می­شود با شارژ هیدروژن رفتار سیلانی نمونه تغییر می­کند و خواص استحکامی و انعطاف­پذیری کاهش می­یابد. ورود هیدروژن به داخل ساختار و جذب آن در شبکه کریستالی، فصل­مشترک ذرات فاز دوم همدوس با زمینه، هسته نابه­جایی­ها، ظرفیت کار سختی فولاد را کاهش داده و از تغییر شکل ساختار جلوگیری بعمل می­آورد. جوانه­زنی و تشکیل ریزترک­های ناشی از تردی هیدروژنی در حین اعمال بار سبب افت خواص مکانیکی نمونه می­گردد و به تبع آن شکست در مقادیر پائین­تری از تنش و کرنش به وقوع می­پیوندد ]18[. نتایج بعضی بررسی­ها نشان می­دهد میزان افت خواص مکانیکی در ارتباط مستقیمی با غلظت حجمی هیدروژن می­باشد ]19[. هیدروژن می­تواند به دو صورت به دام افتاده و متحرک، درون ساختار فلزات حضور یابد. هیدروژن به دام افتاده به هیدروژنی اطلاق می­گردد که در مواضع خاصی از ریزساختار به دام افتاده و به تنهایی از قابلیت نفوذ در داخل ساختار برخوردار نمی­باشد. می­توان به تجمع مولکولی هیدروژن­ها در بعضی از نواقص موجود در ساختار اشاره کرد. هیدروژن متحرک نیز هیدروژنی است که به صورت اتمی بوده و از قابلیت نفوذ در ساختار و رساندن خود به مناطق حساس و ضعیف نمونه برخوردار می­باشد. هیدروژن متحرک به عنوان عامل اصلی در بروز پدیده تردی هیدروژنی به شمار می­رود ] 2، 20[. تشکیل ترک هیدروژنی به غلظت هیدروژن موجود در داخل ساختار بستگی دارد. ترک ناشی از هیدروژن زمانی رخ می­دهد که غلظت هیدروژن در مناطق ضعیف و حساس نمونه و هم چنین مناطق تنش سه  محوری به یک حد بحرانی برسد. هم چنین آزمون آلتراسونیک جهت بررسی پدیده جدایش روی نمونه­ها انجام شد و تمامی نمونه­­ها این آزمایش را با موفقیت پشت سر­گذاشتند.

3-4 آنالیز EDS

در شکل 7 آنالیز EDS برای دو اتصال St37 -347ss  و St37 –347* نشان داده شده است. آنالیزEDS برای بررسی تغییرات کروم، نیکل، تیتانیوم و نیوبیوم انجام شد.

 

 

 

شکل7-آنالیز EDS خطی از روکش های آستنیتی به سمت فصل مشترک.  الف) روکش 347، ب) روکش 347*

 با توجه به شکل­ها مشاهده می­شود که با نزدیک شدن از فلزپایه به سمت لایه روکش، میزان کربن افزایش می­یابد. علت آن را می­توان اینگونه بیان نمود که چون کربن یک عنصر بین­نشین می­باشد به راحتی می­تواند به سمت روکش زنگ نزن نفوذ کند. هم چنین مشاهده شد که هرچه از لایه روکش زنگ­نزن به سمت فصل مشترک پیش می­رویم نفوذ کروم، نیکل، نیوبیوم و تیتانیم کاهش می­یابد که یکی از علت­های آن سرعت بالای جوشکاری می­باشد که با افزایش سرعت جوشکاری، نفوذ عناصر کاهش می­یابد ]21[. هم چنین با توجه به تغییرات رخ داده در فصل مشترک اتصال، انتظار به وجود آمدن یک نوار ماتنزیتی در ناحیه روکش مجاور فصل مشترک می­رود که با توجه به میزان حرارت ورودی و ساختار فلززیرلایه ضخامت نوار ماتنزیتی به وجود آمده در نمونه­ها متفاوت می­باشد. نفوذ هیدروژن تحت تأثیر ریزساختار غیرهمگن، رسوبات، نابه­جایی­ها، حفرات می­باشد. کیکوچی نشان داد که ذرات کاربید ونیترید می­توانند به عنوان تله­های بسیار قوی  برای به دام انداختن هیدروژن نسبت به عیوب دیگر شبکه عمل کنند] 22 .[مطالعات محققان نشان داد که وجود عناصر مختلف در فولادهای زنگ­نزن می­تواند بر نفوذپذیری و انحلال هیدروژن تأثیرگذار باشد. مطالعات Tanbabe نشان داد که اثر عناصر آلیاژی مانند آلومینیوم، سیلیسیوم و وانادیوم می­تواند نفوذ هیدروژن را در فولاد زنگ­نزن کاهش دهد ]23 .[با توجه به نتایج آنالیزEDS و کوانتومتری بدست آمده از نمونه­های روکش می­توان بیان نمود که وجود نیکل در ساختار دو روکش 347، 347* می­تواند نفوذپذیری هیدروژن را افزایش و انحلال هیدروژن را کاهش دهد، علت آن را می­توان اینگونه بیان نمود که چون نیکل در جدول تناوبی در سمت راست آهن قرار دارد و هم چنین تمایل نیکل نسبت به آهن  برای دادن الکترون کمتر است، پس نسبت به آهن سبب تشکیل مولکول هیدروژن بیشتری شده و میزان اتم هیدروژن کمتری روی سطح باقی می­ماند در نتیجه انحلال هیدروژن کاهش می­یابد و نفوذپذیری افزایش می­یابد. در رابطه با کروم نیز می­توان بیان نمود که کروم می­تواند سبب کاهش نفوذ هیدروژن در ساختار گردد که چون کروم در سمت چپ آهن در جدول تناوبی قرار دارد و هم چنین کمتر بودن پتانسیل کاهش استاندارد کروم نسبت به هیدروژن است که این مزیت سبب اکسایش کروم و احیای مولکول هیدروژن گشته و در نتیجه سبب کاهش نفوذ هیدروژن می­گردد. با توجه با اینکه ترکیب شیمیایی روکش347*  نسبت به ترکیب شیمیایی347  اتصال متفاوت است، که دارای نیکل خیلی کمتر و دارای مس و منگنز بیشتر است که منگنز نیز به دلیل کمتر بودن پتانسیل کاهش نسبت به هیدروژن و تمایل به تشکیل اکسید می­تواند سبب کاهش نفوذ هیدروژن و تردی گردد. وجود مس نیز باعث به وجود آمدن مولکول هیدروژن گشته و نفوذ را کاهش می­دهد. به طور کلی می­توان گفت وجود عناصری مانند منگنز، تیتانیوم و نیوبیوم با تشکیل اکسید روی سطح و مولکولی کردن هیدروژن از نفوذ آن به داخل ساختار جلوگیری می­کنند. هم چنین وجود ذرات کاربید تیتانیوم، کروم و نیوبیوم در ساختار می­تواند هیدروژن را به خوبی به دام اندازد و نفوذپذیری هیدروژن را کاهش دهد که در این میان تیتانیوم به دلیل اینکه تمایل به از دست دادن الکترون بیشتری دارد و دارای پتانسیل کاهش بهتری است بهتر عمل می­کند.

 


3-   نتیجه­گیری

 

در این تحقیق به بررسی اثر عناصر آلیاژی در روکش347  با دو ترکیب شیمیایی متفاوت بر نفوذ و تردی هیدروژن پرداخته شد. نتایج حاصله به شرح زیر است:

1-    با توجه به محاسبه میزان Nieq/Creq برای هر دو روکش، میزان Nieq/Creq برای 347، 1.9 و 347*، 2/2 می­باشد. با توجه به اینکه نسبت Nieq/Creq تاثیر مستقیمی بر میزان فریت دلتا در زمینه آستنیتی جوش دارد، هرچه میزان فریت دلتا بیشتر باشد به دلیل اینکه فصل مشترک این فاز با زمینه آستنیتی محل مناسبی برای به دام افتادن هیدروژن می­باشد، در نتیجه احتمال تردی هیدروژنی افزایش می­یابد.

2-    نتایج آزمایش خمش نشان داد، هیچگونه عیبی روی نمونه­های شارژ نشده مشاهده نشد، اما بر روی نمونه­های شارژشده تمامی نمونه­ها دچار ترک شدند، همچنین تخریب در نمونه روکش347*  به مراتب کمتر از نمونه347  بود.

3-    با توجه به اینکه کربن عنصری بین­نشین می­باشد ، به راحتی توانسته در ساختار کریستالی روکش زنگ­نزن نفوذ کرده و در مجاورت فصل مشترک ناحیه­ای سخت به وجود آورد، که می­توان این ناحیه سخت را یکی از عوامل شکست در آزمایش خمش دانست.

4-    با توجه به آزمایش EDS خطی برروی روکش­های جوشکاری شده مشاهده شد که میزان کربن در فصل­مشترک اتصال افزایش یافته و مقادیر سایر عناصر آلیاژی با نزدیک شدن به فصل­مشترک کاهش می­یابد که یکی از عوامل آن سرعت جوشکاری می­باشد.

5-    وجود عناصری مانند کروم، منگنز، تیتانیم، نیوبیوم در ریزساختار روکش­ها به دلیل پتانسیل کاهش استاندارد منفی آن­ها می­توانند نفوذ هیدروژن را کاهش دهند، در صورتی که وجود نیکل احتمال نفوذ هیدروژن و تردی هیدروژنی را افزایش می­دهد.

6-   وجود نیوبیوم می­تواند نفوذ هیدروژن را در آلیاژهای زنگ نزن آستنیتی کاهش دهد،  اما مقادیر نیوبیوم در این روکش­ها بسیار ناچیز می­باشد و تاثیر زیادی برروی نفوذ هیدروژن ندارد.

7-     در نمونه­های روکش­کاری شده، با توجه به ترکیب شیمیایی آن­ها، روکش347*  مقاومت بهتری نسبت به روکش347  از خود نشان داد.

8-   به طور کلی می­توان اینگونه بیان نمود که روکش­های 347  و347*  دارای مقاومت خوبی نسبت به محیط هیدروژنی از خود نشان دادند، اما اعمال تنش بر تمامی روکش­ها مقاومت آن­ها را کاهش و روکش­ها را دچار تخریب می­کند.

[1] P. Fassina, A. Sciuccati, Influence of hydrogen and low temperature on mechanical behavior of two pipeline steels, Engineering Fracture Mechanics Journal, Vol.81, 2012, Pp. 43-55.

 

[2] J. Luc Delplancke, Ph.D. Thesis, University of Bruxelle, 2006.

 

[3] A. Sciuccati, Ph.D. Thesis, University of Milan, 2011.

 

[4] P. K. Ghosh, P. C. Gupta, Stainless Steel Cladding of Structural Steel Plate Using the Pulsed Current  Gmaw  Process, Welding Journal, 1998, Pp. 307-314.

[5] N. Venkateswara Rao, Weld Overlay Cladding of High Strength Low Alloy Steel With Austenitic Stainless Steel – Structure and Properties, Materials and Design Journal, Vol.32, 2011, Pp. 2496-2506.

 

[6] Lancaster, J.F., Metallurgy of Welding, 6th Ed., 1999, Abington Publishing.

 

[7] T. Zakroczymski, Effect of hydrogen concentration on the embrittlement of a duplex stainless steel, Corrosion Science Journal, Vol.47, 2005, Pp. 1403-1414.

 

[8] Standard Method for Mechanical Testing of Welds, AWS, B4.0, 1992.

 

[9] D. Hardie, J. Xu, Hydrogen Embrittlement of Stainless Steel Overlay Materials for Hydrogenators, Corrosion Science Journal, Vol.46, 2004, Pp. 3089-3100.

 

[10] M.I. Luppo, J. Ovejero Garcia, Effects of Delta Ferrite on Hydrogen Embrittlement of  Austenitic Stainless Steel Welds, Corrosion Science Journal,Vol.41, 2000, Pp. 87-103.

 

[11] R. Sudhakaran, V. Murugan, "Modeling and analysis of Ferrite number of Stainless steel gas tungsten arc welded plates using response surface Methodology", Int J Adv Manuf Technol, doi 10.1007/s00170-012-4117-0, 2011.

 

[12] N. Murugan, R. Parmar, "Effect of Welding Conditions on Microstructure and Properties of type 316L Stainless steel Submerged Arc Cladding". Welding Research, pp. 192-198, 1997.

 

]13[ ع. اشکذری، ا. دهقان، "مقایسه خواص مکانیکی اتصال غیرهمجنس A516Gr.70-AISI 316 ایجاد شده با الکترودهای E309L  و E316L"، دومین همایش مشترک انجمن متالورژی و جامعه ریخته­گران ایران، ص 10-1، تهران، 1386.

[14] N. Venkateswara Rao, "Weld Overlay Cladding of High Strength Low Alloy Steel With Austenitic Stainless Steel – Structure and Properties", Materials and Design Journal, Vol. 32, pp. 2496-2506, 2011.

[15] Y. Pan, T.G.Gooch, "Research on Overlaying Welding rod of  High hardness Maraging Steel", China Surfac  Engineering, Vol. 19(3), pp. 9-16, 2006.

[16] ASME, "Qualification standard for welding and brazing procedures, welders, brazers and welding and brazing operators", ASME Boilers and Pressure Vessel Code, Sec. IX, 2001.

[17] C. Jang, S. Kang, " The Effects of the Stainless Steel Cladding in Pressurized Thermal Shock Evaluation", Nuclear Engineering and Design Journal, Vol. 226, pp. 127-140, 2003.

]18[ ح. فرهنگی، س. عابدی، " تأثیر هیدروژن بر رفتار مکانیکی و مکانیزم شکست­های شکست در فولاد کم­کربن Mo1- Cr 25/2" نشریه، دانشکده فنی دانشگاه تهران، شماره 4، ص 581-571، 1381.

 [19] C. Pan, Y.J. Su, "Hydrogen Embrittlement of  Weld Metal of Austenitic Stainless steels", Corrosion Science Journal, Vol. 44, pp. 1983-1993, 2002.

[20] F. Matsuda, Disbonding Between 1/4 Cr- 1 Mo Steel and Overlaid austenitic stainless steel By Means of Electrolytic Hydrogen Charging Techniqu, Trans JWRI, Vol 13, 1984, Pp. 263-272.

 

 

[21] U. Caligulu, M. Taskin, "Microstructural Characteristic of Dissimilar Welded Components (AISI 430 Ferritic-AISI 304 Austenitic Stainless Steels) by CO2 Laser Beam Welding (LBW)", Gazi University Journal of Science, Vol. 25 (1), pp. 35-51, 2012.

[22] S. Ningshen, M. Uhlemann, "Diffusion behavior of Hydrogen in Nitrogen Containing Austenitic Alloys", Corrosion Science Journal, Vol. 43, pp 2255-2264, 2001.

[23] T. Tanabe, Y. Yamanishi, "Hydrogen Transport in Stainless Steels", Journal of Nuclear Materials, Vol. 123, pp. 1568-1572, 1984.