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JWJ > Volume 35(6); 2017 > Article
듀플렉스 스테인리스강(ASTM A240 UNS S31803)의 FCA 용접 후 열처리가 용접부 특성에 미치는 영향

Abstract

The effect of post-weld heat treatment(PWHT) on microstructure, mechanical properties and pitting corrosion resistance of UNS S31803, duplex stainless steel(DSS), weld metals was investigated. Three heat inputs of 7.6, 12.5, 18.0kJ/cm were employed to make joints of DSS with E2209T1-1/4 wire and PWHT was conducted in three temperatures of 1070, 1100, 1130°C. Microstructure in weld metals after PWHT consisted of allotriomorphic rather than needle-shaped austenite. Secondary austenite was scarcely formed and intermetallic compounds were not formed. Ferrite content was increased with increasing PWHT temperatures because δ-ferrite was stable phase and ferrite can not be sufficiently transformed to austenite due to rapid cooling. The difference of Cr, Mo and Ni contents between δ-ferrite and austenite after PWHT increased compared to that before PWHT. Hardness of weld metals became lower than that of base metal after PWHT. Also, hardness of weld metals was increased while impact absorbed energy was decreased with increasing PWHT temperature because of increase of δ-ferrite content. In pitting corrosion test, the critical pitting corrosion temperature(CPT) after PWHT increased by approximately 10°C, and CPT of weld metals was between 35 and 40°C. Heat-treated specimens in 1070°C was corroded in base metal because ferrite content of base metal was quite high over 60%.

1. 서 론

듀플렉스 스테인리스강(Duplex Stainless Steel, DSS)은 페라이트와 오스테나이트가 동등한 비율로 혼합된 조직을 갖는 스테인리스강으로 우수한 내식성과 강도를 갖고 있다. 그러나 용접될 경우에 금속간 화합물 등의 이차상이 생성되거나, 용착 금속 또는 열영향부에서 페라이트 함량이 매우 높아져 용접부의 성능이 저하될 우려가 있다1-3).
그렇기 때문에 DSS를 용접 후열처리(Post Weld Heat Treatment, PWHT)를 하지 않고 사용하기 위해서는 주로 모재보다 Ni 함량이 높은 와이어를 사용하고, 적절한 입열량으로 용접하는 것이 중요하다.
본 연구에 앞서 입열량에 따른 UNS S31803의 용접부 특성에 대한 연구가 이미 수행되었으며, 입열량에 관계없이 용착 금속에서의 이차 오스테나이트 생성과 열영향부의 페라이트 조대화로 인해 모재에 비해 용접부의 내공식성이 현저히 감소한 것으로 조사되었다4). 따라서 용접부의 안전성을 확보하기 위해 후열처리를 통하여 용접부의 성능을 개선할 필요가 있다.
UNS S31803은 약 22%Cr, 5%Ni을 함유한 강으로 내공식지수(Pitting Resistance Equivalent Number, PREN)가 약 34인 대표적인 Standard 듀플렉스 스테인리스강이다. UNS S31803의 용접 시 주로 9%Ni을 함유한 와이어를 사용하나 Ni 함량이 증가할수록 시그마(σ)상을 형성하는 온도가 증가하여 모재보다 높은 온도에서 용착금속에 시그마(σ)상이 생성될 우려가 있다. 또한, 페라이트와 오스테나이트가 비슷한 비율로 존재할 경우 내식성이 가장 우수하므로 적절한 비율을 유지하기 위해 용접 후 열처리 시 적절한 온도를 설정하여야 한다1-3,5).
따라서, 본 연구에서는 UNS S31803을 FCA 용접 후 열처리를 실시하여 열처리 온도에 따라 용접부에서 나타나는 미세조직의 변화를 분석하고 기계적 특성 및 부식 특성을 평가하였다.

2. 실험 방법

본 실험에 사용된 모재는 400(L)×150(W)×25(T)mm의 듀플렉스 스테인리스강(UNS S31803)이며, 와이어는 AWS A5.22 E2209T1-1/4를 사용하였다. Table 1에 모재와 와이어의 화학적 조성을 나타내었다. 용접은 입열량 7.6, 12.5, 18.0kJ/cm으로 FCA 다층 용접을 실시하였고, 용접 후열처리는 1070, 1100, 1130°C에서 2시간씩 실시한 후 급랭하였다. 용접 조건과 후열처리 조건은 Table 2에 나타내었다.
Table 1
Chemical composition and mechanical properties of base metal and wire(wt%, MPa)
C Mn Si Cr Ni Mo N Fe PREN(1) Tensile Strength
UNS S31803 0.02 1.54 0.48 22.43 5.72 3.02 0.15 bal. 34.79 620
E2209T1-1/4 0.03 0.78 0.51 23.30 9.60 3.2 0.17 bal. - -

(1) %Cr + 3.3 × %Mo + 16 × %N

Table 2
Welding and PWHT conditions
Heat input (kJ/cm) PWHT
Temperature (°C) Time (h)
FCAW 7.6 1070
1100
1130
2
12.5
18.0
미세조직 관찰은 시편을 정밀연마 후 무라카미 용액을 이용하여 80°C에서 에칭한 후 관찰하였다. 페라이트 함량은 Ferritescope Fmp30을 이용하여 측정하였고, 화학성분은 EDS (Energy Dispersive x-ray Spectrometry)를 이용하여 분석하였다.
기계적 특성은 경도와 충격 흡수에너지를 분석하였다. 충격시험은 Sub-size 시편을 제작한 후 -40°C에서 샤르피 충격시험을 수행하였다. 경도시험은 비커스 경도기 하중 10kgf로 표면 직하 2mm에서 수평 방향으로 실시하였다.
부식시험은 ASTM G48 method E6)에 의거하여 임계공식온도(Critical Pitting corrosion Temperature, CPT) 측정을 위해 염화철 용액(6%FeCl3+1%HCl)에 24시간씩 유지하였다.

3. 결과 및 토의

3.1 미세조직 관찰

Fig. 1은 UNS S31803 용접부의 매크로 사진으로 미세조직을 관찰한 위치를 나타내었다.
Fig. 1
Macrostructure of DSS weld metals
jwj-35-6-89-g001.tif
Fig. 2는 UNS S31803 용접부에서 Cap zone의 후열처리 온도에 따른 미세조직이다. Fig. 2(a)에서 열처리 전 미세조직은 주로 침상의 오스테나이트가 형성되었지만, Fig. 2(b), (c), (d)에서 열처리 후에는 침상보다는 괴상의 오스테나이트가 주로 형성되었으며, 주요 이차상이 형성되는 온도가 약 1000°C 이하이므로 시그마(σ)상과 같은 이차상은 관찰되지 않았다. 열처리 온도에 따른 오스테나이트의 크기나 형상에는 차이가 거의 없었다.
Fig. 2
Microstructures of weld metals with different PWHT temperatures in heat input 12.5kJ/cm (a) As-welded, (b) 1070°C, (c) 1100°C, (d) 1130°C Dark gray : Ferrite(δ), Bright gray : Austenite(γ)
jwj-35-6-89-g002.tif
Fig. 3은 Center zone에서의 열처리 전과 1100°C에서 열처리 후 이차 오스테나이트를 나타낸 미세조직이다. Fig. 3(a)는 열처리 전 이차 오스테나이트로 후속 패스 용접으로 인해 조대화된 다각형의 페라이트 입내에 매우 미세하게 형성된 반면, Fig. 3(b)에서 열처리 후에는 이차 오스테나이트가 거의 존재하지 않았고 기존의 이차 오스테나이트가 열처리 전에 비해 조대화된 것을 확인할 수 있다. 이차 오스테나이트는 주로 듀플렉스 스테인리스강의 다층 용접 시 재열부의 조대화된 페라이트에서 형성되는데, 열처리를 하게 되면 다각형의 페라이트가 괴상으로 변하면서 크기가 작아지기 때문에 이차 오스테나이트가 생성될 위치가 감소되어 열처리 후에 이차 오스테나이트가 거의 형성되지 않은 것으로 사료된다7,8).
Fig. 3
Secondary austenite(γ2) of center zone in heat input 12.5kJ/cm (a) As-welded, (b) After PWHT in 1100°C
jwj-35-6-89-g003.tif
Fig. 4는 열영향부의 열처리 온도에 따른 미세조직이다. Fig. 4(a)의 열처리 전 미세조직에서 와이어의 Ni 함량이 다소 높으나 조성의 큰 차이가 없어 미혼합역은 확인되지 않았고9), 조대화된 다각형의 페라이트 입계를 따라 형성된 입계 오스테나이트, 입계에서 입내 방향으로 형성된 Widmanstätten 오스테나이트와 페라이트 입내에서 형성된 입내 오스테나이트가 일부 관찰되었다. Fig. 4(b),(c),(d)의 열처리 후 미세조직에서는 오스테나이트가 괴상으로 크게 성장한 것을 확인할 수 있으며, Widmanstätten 오스테나이트는 형성되지 않았다.
Fig. 4
Microstructures of heat affected zone with different PWHT temperatures in heat input 12.5kJ/cm (a) As-welded, (b) 1070°C, (c) 1100°C, (d) 1130°C Dark gray : Ferrite(δ), Bright gray : Austenite(γ)
jwj-35-6-89-g004.tif

3.2 페라이트 함량 측정

Table 3은 입열량별 열처리 온도에 따른 페라이트 함량을 측정한 결과이다. 열처리 전 페라이트 함량은 입열량 18.0kJ/cm일 때 가장 낮았으며, 열처리 후 입열량에 따른 차이는 나타나지 않았다. 또한, 열처리 온도가 증가할수록 페라이트 함량이 증가하였다. 이는, 온도가 증가할수록 δ-페라이트가 높은 함량으로 유지되다가 급랭하면서 오스테나이트로 변태할 수 있는 충분한 시간이 주어지지 못하였기 때문이다.
Table 3
Ferrite fraction(%) with different PWHT temperatures and heat inputs
Temperature As-welded 1070°C 1100°C 1130°C
Heat inputs
7.6 kJ/cm BM 54.5 58.7 59.3 61.7
Cap 39.5 39.6 39.8 40.2
Center 30.8 35.8 35.7 37.0
Root 36.8 40.6 40.7 43.2
12.5 kJ/cm BM 54.0 58.2 59.2 61.4
Cap 39.1 40.5 40.5 40.6
Center 31.2 34.8 36.1 36.5
Root 36.5 40.5 41.2 43.5
18.0 kJ/cm BM 55.3 58.8 60.1 62.2
Cap 38.0 39.1 39.4 41.1
Center 29.1 34.9 35.3 37.1
Root 35.1 40.2 41.1 43.6
열처리 전 위치에 따른 페라이트 함량은 Cap zone이 가장 높았고 Center zone이 가장 낮았다. 이는 Center zone에서 한 층에 여러 패스로 용접되면서 후속 패스에 의한 열 영향을 많이 받았기 때문이다4). 그리고 열처리 후 Cap zone에서는 페라이트 함량이 적게 증가한 반면 Center zone과 Root zone에서 크게 증가하였는데, 와이어의 높은 Ni 함량 때문에 용착금속이 약 1100°C에서 유지되는 페라이트 함량은 약 40%정도일 것으로 사료된다. 특히, 열처리 후 Cap zone보다 Root zone에서 페라이트 함량이 더 높아진 것은 Table 4에서 확인할 수 있듯이 용접 시 오스테나이트 안정화 원소인 Ni이 모재와 일부 희석되었기 때문이다.
Table 4
Chemical composition of ferrite and austenite(wt%) with different PWHT temperatures and locations in heat input 12.5kJ/cm
Temperature As-welded 1070°C 1100°C 1130°C
Location Cr Mo Ni Cr Mo Ni Cr Mo Ni Cr Mo Ni
Cap Ferrite 22.93 3.61 8.92 24.72 4.18 8.23 25.14 4.24 7.90 25.19 4.28 7.80
Austenite 22.46 3.25 9.12 21.21 3.22 10.78 21.20 3.30 10.80 20.95 3.08 11.06
Center Ferrite 23.01 3.57 8.35 25.17 4.10 7.86 24.90 4.13 7.68 25.23 4.27 7.75
Austenite 22.67 3.01 9.57 20.89 2.91 10.30 21.37 2.95 10.94 21.62 2.97 11.19
Root Ferrite 22.93 3.53 7.58 24.77 3.82 6.98 25.07 3.87 6.67 24.55 3.77 6.69
Austenite 22.18 3.04 8.15 21.33 2.79 9.10 21.29 2.73 8.98 20.95 2.77 9.05
HAZ Ferrite 22.43 3.20 5.07 23.71 3.18 4.72 23.93 3.14 4.85 23.92 3.17 4.91
Austenite 22.01 2.51 5.64 21.03 2.18 6.15 21.11 2.10 6.19 20.89 2.03 6.04

3.3 EDS 성분 분석

Table 4는 용접부 각 위치에서의 페라이트와 오스테나이트의 성분을 나타낸 것이다. 열처리할 경우 Cr과 Mo은 페라이트로 확산하고 Ni은 오스테나이트로 확산하면서 각 상의 Cr, Mo, Ni 함량의 차이가 열처리 전에 비해 증가한 것을 확인할 수 있다. 이는, Cr, Mo, Ni은 치환형 고용체를 이루는 원소로 확산속도가 느려 용접 후 냉각속도로는 확산이 충분히 이루어지지 않기 때문이다2). 그리고 열처리 후 HAZ에서 Ni의 평균 함량이 열처리 전과 큰 차이가 없는 것으로 보아 Ni 함량이 높은 용착금속에서 HAZ로의 확산은 거의 이루어지지 않은 것으로 사료된다. 또한, 기존의 연구에서 열처리 온도가 증가할수록 페라이트와 오스테나이트에서의 합금원소 함량의 차이가 감소하는 것으로 보고되었는데10), 본 연구에서는 열처리 온도의 차이가 작기 때문에 열처리 온도에 따른 경향은 확인되지 않았다. 용착금속 내에서 Cap zone과 Center zone에서 각 원소의 함량은 거의 차이가 없지만, Root zone은 용접 시 모재와의 희석 때문에 Ni 함량이 다소 낮은 것을 확인할 수 있었다.

3.4 경도 시험

Fig. 5는 표면 직하 2mm에서 수평 방향으로 측정한 경도를 입열량 별로 열처리 온도에 따라 나타낸 그래프이다. 열처리 전 용착금속에서는 모재보다 높은 경도를 가졌지만 열처리를 할 경우 모재보다 낮은 값까지 현저히 감소하였다. 이는, 열처리 전 용착금속에서 페라이트 함량은 낮았지만 Fig. 2에서 확인한 것처럼 페라이트와 오스테나이트가 매우 미세하며, 오스테나이트가 침상으로 형성되어 높은 경도를 가졌고, 열처리 후 페라이트와 오스테나이트의 크기가 조대화되면서 미세조직이 괴상으로 변하였기 때문으로 사료된다. 또한, 열처리 온도가 증가함에 따라 경도가 전반적으로 증가하는 경향을 나타냈다. 이는, Table 3에서 확인한 것처럼 열처리 온도가 증가할수록 더 높은 경도를 갖는 δ- 페라이트의 함량이 증가하였기 때문이다11).
Fig. 5
Hardness variation in the horizontal direction at 2mm under the surface with different PWHT temperatures (a) 7.6kJ/cm, (b) 12.5kJ/cm, (c) 18.0kJ/cm
jwj-35-6-89-g005.tif

3.5 충격 시험

Fig. 6은 -40°C에서의 충격 흡수 에너지를 입열량 및 열처리 온도에 따라 나타낸 그래프이다. 기존에 수행된 연구4)에서 열처리 전 입열량 7.6kJ/cm와 12.5kJ/cm에서는 충격 흡수 에너지가 비슷한 반면 18.0kJ/cm에서는 느린 냉각속도로 인해 오스테나이트가 많이 형성되어 충격 흡수 에너지가 높은 것을 확인하였다.
Fig. 6
Impact energy with different PWHT temperatures and heat inputs at -40°C
jwj-35-6-89-g006.tif
열처리 후에는 충격 흡수에너지가 상당히 증가하였으며, 열처리 전과 마찬가지로 입열량 18.0kJ/cm에서 가장 높은 것으로 확인되었다. 열처리 후 입열량에 따른 페라이트 함량의 차이는 거의 없었으나, 열처리 전 입열량 18.0kJ/cm에서 높았던 이차 오스테나이트의 분율이 열처리 후 조대화된 이차 오스테나이트의 분율에 영향을 준 것으로 사료된다. 또한, 열처리 온도가 증가할수록 충격 흡수에너지가 감소하였는데, Table 3에서 확인한 것처럼 열처리 온도가 증가할수록 δ-페라이트의 함량이 증가하였기 때문이다12).

3.6 부식 시험

Fig. 7은 각 입열량 및 열처리 온도별 임계공식온도(Critical Pitting corrosion Temperature, CPT)에서의 부식된 표면을 나타낸 것이다. 열처리 전 입열량 7.6kJ/cm와 12.5kJ/cm에서는 25°C, 18.0kJ/cm에서는 20°C에서 공식이 발생하기 시작했으며, 모두 용착금속에서 발생하였다. 열처리 후에는 공식이 35°C이상에서 발생하기 시작하였는데, 1130°C에서 열처리한 경우 용착금속이 아닌 모재에서 공식이 발생하였다. 이는, 듀플렉스 스테인리스강의 내식성이 페라이트와 오스테나이트의 비율이 비슷할 때 가장 좋은 것으로 알려져 있는데5), Table 3에서 확인한 것처럼 1130°C에서 열처리한 모재의 페라이트 함량이 60%가 넘어가면서 공식 저항성이 감소하였기 때문이다. 1100°C에서 열처리한 경우 공식이 40°C에서 크게 발생한 것을 보았을 때 40°C보다 조금 낮은 온도에서 공식이 발생할 것으로 사료된다. 1070°C에서 열처리한 경우에는 입열량 12.5kJ/cm와 18.0kJ/cm의 CPT가 35°C로 용착금속 중에서는 가장 낮은 온도에서 공식이 발생하였다. 이는, Table 3에서 확인한 것처럼 입열량 12.5kJ/cm와 18.0kJ/cm의 페라이트 함량이 각각 34.8%와 34.9%로 낮았기 때문이다. 본 연구에서 듀플렉스 스테인리스강의 용접 후 열처리할 경우 1100°C에서 열처리하는 것이 내식성을 가장 향상시키는 것으로 조사되었으며, 용착금속에서 열처리 전보다 열처리 후에 내공식성이 증가한 이유는 Fig. 2, 3에서 확인한 것처럼 공식 발생이 쉬운 이차 오스테나이트가 거의 형성되지 않았으며, 오스테나이트가 조대화되면서 입계 영역이 줄었기 때문으로 사료된다13).
Fig. 7
Pitting corrosion tested surfaces at respective CPT
jwj-35-6-89-g007.tif

4. 결 론

본 연구에서는 듀플렉스 스테인리스강인 UNS S31803을 3가지 입열량 7.6, 12.5, 18.0kJ/cm으로 FCA 다층용접을 실시한 후 1070, 1100, 1130°C에서 열처리를 실시하였다. UNS S31803의 용접부 특성을 조사하기 위해 미세조직 관찰 및 성분 분석, 페라이트 함량 측정, 경도시험, 충격시험과 부식시험을 실시하였으며 결론은 다음과 같다.
1) 듀플렉스 스테인리스강의 열처리 전 용착금속의 미세조직은 침상의 오스테나이트와 페라이트 입내에서 미세한 이차 오스테나이트가 형성되었다. 반면에, 열처리 후의 미세조직은 침상보다는 괴상의 오스테나이트가 형성되었고, 이차 오스테나이트는 거의 형성되지 않았고, 일부 형성된 이차 오스테나이트는 열처리 전에 비해 조대화된 것을 확인할 수 있었다.
2) 페라이트 함량은 열처리 온도가 증가함에 따라 증가하였다. 이는, 고온에서 안정한 상인 δ-페라이트가 높은 함량으로 유지된 후, 급랭으로 인해 오스테나이트로 변태할 시간이 충분하지 않았기 때문이다. 특히, Root zone에서 페라이트 함량이 높게 나타났는데, 이는 오스테나이트 안정화 원소인 Ni이 용접 시 모재와 희석되면서 감소하였기 때문이다.
3) 열처리 전 용접부의 각 영역에서 페라이트와 오스테나이트의 Cr, Mo, Ni 함량의 차이는 작았으나, 열처리 후 Cr과 Mo은 페라이트로 확산하고 Ni은 오스테나이트로 확산하면서 각 원소 함량의 차이가 증가하였다. 이는, Cr, Mo, Ni이 치환형 고용체를 이루는 원소로 확산속도가 느리기 때문에 용접 후 냉각속도로는 각 원소가 충분히 확산되지 않기 때문이다.
4) 경도 시험 결과, 열처리 전에는 용착금속이 모재에 비해 경도가 높았으나, 열처리 후 상당히 낮아진 것을 확인할 수 있었다. 이는, 열처리 전 용착금속의 페라이트 함량은 낮았지만 미세한 침상의 오스테나이트가 형성되었기 때문이며, 열처리 후 오스테나이트의 결정립이 괴상으로 변하면서 조대화되었기 때문에 열처리 후 경도가 낮아졌다.
5) 충격 흡수 에너지는 열처리 후 상당히 증가하였으며, 열처리 전과 마찬가지로 입열량 18.0kJ/cm에서 가장 높았다. 또한, 열처리 온도가 증가할수록 페라이트의 함량이 감소하였기 때문에 충격흡수에너지가 감소하였다.
6) 임계공식온도(CPT)는 열처리 전에는 입열량에 따라 25°C와 20°C로 나타났으나, 열처리 온도가 1070°C와 1130°C에서는 35°C로 나타났고 1100°C에서 40°C로 가장 높게 나타났다. 1130°C에서 열처리한 경우, 용착금속이 아닌 모재에서 공식이 발생하였는데 이는, 1130°C에서 열처리할 경우 모재의 페라이트 함량이 60%가 넘어가면서 내식성이 떨어졌기 때문이다.

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A Study on Characteristics of Duplex Stainless Steel (ASTM A240 UNS S31803) Weld Metals made with FCAW  2017 August;35(4)
A Study of Characteristics on the Dissimilar Metals (STS 316L - Carbon Steel: ASTM A516-70) Welds made with GTAW  2015 August;33(4)
A Study on Characteristics of Dissimilar Welds between Super Duplex Stainless Steel UNS S32750 and Carbon Steel A516-70 with FCAW  2014 August;32(4)
Heat Treatment Effect on Super Duplex Stainless Steel UNS S32750 FCA Multipass Welds  2014 April;32(2)
Heat Treatment Effect on Pitting Corrosion of Super Duplex Stainless Steel UNS S32750 FCA Welds  2013 October;31(5)
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