新しい電極を使用した二相ステンレス鋼溶接物の機械的性質と腐食挙動

Scientific Reports volume 12、記事番号: 22405 (2022) この記事を引用

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溶接二相ステンレス鋼 (DSS) 構造の機械的特性と腐食特性は、多くの工学用途において最も重要な考慮事項です。現在の研究では、フラックスサンプルに合金元素を添加せずに、特別に開発された新しい電極を使用して、模擬3.5% NaCl環境における二相ステンレス鋼溶接物の機械的特性と腐食完全性を調査しています。塩基度指数 2.40 と 0.40 の 2 つの異なるタイプのフラックスを使用して、DSS プレート溶接用の E1 電極と E2 電極をそれぞれコーティングしました。配合されたフラックスの熱安定性は、熱重量分析を使用して評価されました。発光分光法を使用した化学組成と、溶接継手の機械的特性と腐食特性が、さまざまな ASTM 規格に従って評価されました。 DSS 溶接継手に存在する相を調べるために X 線回折が使用され、溶接部の微細構造検査には EDS を備えた走査電子が使用されました。 E1 電極を使用して作成された溶接継手の極限引張強さは 715 ～ 732 MPa の範囲であり、E2 電極の極限引張強さは 606 ～ 687 MPa であることが判明しました。溶接電流を 90 A から 110 A に増加すると、硬度が増加しました。塩基性フラックスでコーティングされた E1 電極を使用した溶接継手の機械的特性は向上しました。 3.5% NaCl 環境における鋼構造は、腐食攻撃に対してかなりの耐性を備えています。これにより、新開発電極による溶接継手の性能が実証されました。結果は被覆電極 E1 および E2 の溶接部から観察された Cr および Mo などの合金元素の消耗と、E1 および E2 電極によって作られた溶接継手における Cr2N の析出に基づいて議論されます。

歴史的に見て、二相ステンレス鋼 (DSS) への最初の正式な言及は 1927 年に行われましたが、それは一部の鋳物に限定されており、高炭素のためほとんどの工学用途には利用されていませんでした1。しかしその後、炭素含有量は標準で最大 0.03% まで削減され、これらの鋼はいくつかの用途に徐々に広く使用されています 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ファミリーです。 DSS のフェライト相は、20 世紀においてオーステナイト系ステンレス鋼 (ASS) にとって重大な懸念事項である塩化物誘起応力腐食割れ (SCC) に対して優れた保護を与えることが明らかになりました。一方、DSS の需要は、いくつかのエンジニアリング業界やその他の業界で年間最大 20% のペースで増加しています4。この革新的な鋼は、オーステナイトとフェライトの二相構成を示し、適切な組成を選択し、物理化学的および熱機械的精製を行うことで実現できます。単相グレードの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備えています。酸、酸塩化物、海水、苛性化学物質を含む過酷な環境では、二相構造により、比類のない強度、靱性、および強化された耐食性がこれらの鋼に与えられます9。 DSS 構造、特に低ニッケル含有タイプ (リーン DSS) は、一般市場におけるニッケル (Ni) 合金価格の毎年の変動により、面心立方晶 (FCC) 鉄と比較して数多くの優れた成果を記録しています 10,11。 ASS 構造の主な問題は、さまざまな過酷な条件に対して脆弱であることです12。その結果、さまざまなエンジニアリング部門や企業は、海水熱交換器の製造などの産業分野での用途で、適切な溶接性特性を備えた従来の ASS と同等以上の性能を発揮する、ニッケル (Ni) 含有量を低減した代替ステンレス鋼の推進を試みています。高濃度の塩化物環境で使用する化学薬品容器13.

現代の技術の進歩において、溶接による製造は重要な役割を果たしています。一般に、DSS 鋼構造コンポーネントは、ガスメタルアーク溶接またはシールドメタルアーク溶接技術によって接合されます。溶接は、溶接に使用される溶接電極の組成に大きく影響されます。溶接電極は 2 つのコンポーネントで構成されます。金属とフラックス。最も一般的に、電極はフラックスでコーティングされます。フラックスは、ガスを放出し、分解時に溶接部を汚染から保護し、アークの安定性を高めるために保護スラグを生成する金属混合物であり、また、溶接の品質を向上させる合金成分も提供します14。鋳鉄、アルミニウム、ステンレス鋼、軟鋼、高張力鋼、銅、黄銅、青銅は溶接電極金属の一部であり、セルロース、鉄粉、水素は使用されているフラックス材料の一部です。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及ぼす電極構成の影響を研究しようと試みています。サブマージアーク溶接における溶接部の伸び率と引張強度に対するフラックス組成の影響は、Singh et al.15 によって研究されました。結果は、CaF2 と NiO が、FeMn の存在と比較して引張強度の主要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) の濃度を変化させることによって SMAW 接合部を調査しました。炭素とシリコンのパーセンテージと移動の増加により、微小硬度特性が増加することがわかりました。 Kumar17 は、鋼板溶接用のサブマージアーク溶接における凝集フラックスの開発と設計を研究しました。 Nwigbo と Atuanya は、カリを多く含むケイ酸ナトリウムベースの結合剤を使用したアーク溶接用フラックスの製造を研究し、許容可能な粒子構造を備え、最大 430 MPa の引張強度を有する溶接部を発見しました。オーステナイト体積分率が 0.35 ～ 0.64 の範囲の 28Cr-7Ni-O-0.34N 二相ステンレス鋼の、空気飽和 3.5 wt.% NaCl 溶液中での腐食挙動は、Lothongkum ら 19 によって、pH での電位差法を使用して調べられました。 2、7、10、27 °C。二相ステンレス鋼と微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様の影響を示しました。窒素は、pH 7 および 10 では腐食電位や速度に影響を与えませんでしたが、pH 10 は pH 7 よりも低い腐食電位を示しました。一方、調べたすべての pH レベルで、鋼の孔食電位は窒素が増加するにつれて上昇しました。その中のコンテンツが増加しました。 Lacerda et al.20 は、サイクリックポテンシオダイナミック分極技術を使用して、3.5 wt% NaCl 溶液中での UNS S31803 および UNS S32304 二相ステンレス鋼の孔食挙動を調査しました。 3.5 wt% NaCl 溶液中では、調査した 2 枚の鋼板に孔食の兆候が見られました。 UNS S32304 鋼と比較して、UNS S31803 鋼は腐食電位 (Ecorr)、孔食電位 (Epit)、および分極抵抗 (Rp) がより高かった。 UNS S31803 鋼は UNS S32304 鋼よりも高い再不動態化能力を持っていました。 Jiang et al.21 によると、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最大 65% のフェライト組成が含まれており、フェライト再活性化電流密度は熱処理時間とともに増加します。よく知られているように、異なる電気化学電位では、オーステナイト相とフェライト相は異なる電気化学反応を示します 21、22、23、24。 Abdo et al.25 は、動電位測定による分極と電気化学インピーダンス分光法を使用して、さまざまなレベルの酸性およびアルカリ性条件下の人工海水環境 (3.5% NaCl) でレーザー溶接された 2205 DSS の電気化学によって引き起こされる腐食を調査しました。試験した DSS サンプルの露出表面に孔食が観察されました。この発見に基づいて、溶液媒体のpH値と、電荷移動プロセスにより形成される膜抵抗との間に比例関係が発見され、これは孔食の形成とその仕様に直接影響を与えます。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 の機械的および摩耗の完全性にどのような影響を与えるかを確認することでした。

電極コーティングの配合に使用されるフラックス鉱物（成分）は、ナイジェリアのコギ州オバジャナ地域から得られた炭酸カルシウム（CaCO3）、ナイジェリアのタラバ州から得られたフッ化カルシウム（CaF2）、シリカ（SiO2）、タルクです。 (Mg3Si4O10(OH)2) とルチル (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のカンカラから入手しました。ケイ酸カリウムはバインダーとして使用され、インドから入手されました。

表 1 に示すように、構成酸化物をデジタル秤で個別に秤量しました。次に、インドスチールアンドワイヤープロダクトリミテッド (ISWP) の電動混合機 (モデル番号: 641-048) でケイ酸カリウム結合剤 ( ２３重量％）を３０分間かけて、一致する半固体ペーストを得る。湿った混合フラックスを練炭機から円筒形に加圧し、80 ～ 100 kg/cm2 の範囲の圧力で押出チャンバーに送り込み、同時に直径 3.15 mm のステンレス鋼の線材をワイヤーフィーダーチャンバーから供給しました。電極押出用の押出プレスに組み込まれたノズル/ダイボックスシステムを介してフラックスを塗布します。１．７０ｍｍのコーティング係数が得られた。ここで、コーティング係数は、電極の直径と芯線の直径の比として定義されます。その後、コーティングされた電極を 24 時間空気乾燥させた後、マッフル炉 (モデル PH-248-0571/5448) で 150 ～ 250 °C \(-\) で 2 時間オーブン焼きしました。フラックスの塩基度は、式(1)を使用して計算されました。 (1)26;

E1 および E2 用に配合されたフラックスサンプルの熱安定性は、熱重量分析 (TGA) を使用して測定されました。約 25.33 mg のフラックスサンプルを分析のために TGA 装置にロードしました。実験は、60 mL/min の N2 の連続流によって得られた不活性環境で実施されました。サンプルは、10 °C/分の加熱速度で 30 °C から 1000 °C まで加熱されました。熱分解と特定の温度でのサンプルの重量損失は、Wang et al.27、Xu et al.28、Dagwa et al.29 によって言及されたアプローチに従って TGA グラフから評価されました。

溶接の準備として、寸法 300 × 60 × 6 mm の 2 枚の DSS プレートを機械加工しました。ルートギャップ 3 mm、ルート開口部 2 mm、開先角度 60°の V 溝溶接設計を作成しました。その後、プレートをアセトンで洗浄して、考えられる汚れを除去した。直流電極正極性 (DCEP) のシールドメタルアーク溶接 (SMAW) 機を使用して、直径 3.15 mm の被覆電極 (E1 および E2) と制御電極 (C) を使用してプレートを溶接しました。放電加工 (EDM) (モデル: Excetek-V400) を使用して、機械試験および溶接鋼の腐食特性評価用のサンプルを加工しました。表 2 はサンプルコードとその説明を示し、表 3 は DSS プレートの溶接に使用されるさまざまな動作溶接パラメータを示します。式 (2) を使用して、それに応じて入熱を計算しました30。

波長 110 ～ 800 nm の Bruker Q8 MAGELLAN 発光分光分析 (OES) と SQL データベースソフトウェアを使用して、E1、E2、および C 電極を備えた溶接継手の化学組成と母材金属サンプルを測定しました。。 OES は、電極と研究用金属サンプルの間に発生するスパークの形で電気エネルギーを使用します。成分のサンプルは蒸発して霧化され、その後原子が励起されて特定の線スペクトルが放出されます31。サンプルの定性分析を実行するために、光電子増倍管は各元素の抽出されたスペクトルの存在とスペクトルの強度を測定します。その後、式(1)を用いて孔食抵抗当量数(PREN)を計算した。 (3) 関係 32 一方、WRC 1992 構成図を使用して、式 (3) からクロムおよびニッケル当量 (Creq および Nieq) を計算しました。 (4) と (5) はそれぞれ 33,34;

PREN では、主要 3 つの元素である Cr、Mo、N のプラスの効果のみが考慮されており、窒素係数 x は 16 ～ 30 の範囲に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、中間の値 20 が PREN 値の計算に最もよく使用されます 35,36。

さまざまな電極を使用して製造された溶接継手の引張試験は、ASTM E8-21 規格に従って、万能試験機 (Instron 8800 UTM) により、ひずみ速度 0.5 mm/min で実行されました。極限引張強さ (UTS)、0.2% オフセット降伏強さ (YS)、および伸び率は、ASTM E8-21 規格 37 に従って計算されました。

溶接された DSS 2205 サンプルは、硬度分析の前に、さまざまなサイズの砥粒 (120、220、320、400、600、800、1000、および 1200) を使用して最初に研削および研磨されました。ビッカース硬さ試験機（オムニテック製、モデル F.-AUTO）を使用し、試験荷重 1 kgf で、E1 を使用して作成した溶接サンプルに対して ASTM E92-17 規格 38（˂ 1- ≤ 120 kg）に準拠した硬さ試験を実施しました。、Ｅ２、およびＣ電極。硬さは溶接部中心から母材に向かって1mm間隔で10箇所測定した。

データ収集用の Bruker XRD コマンダーソフトウェアと、エネルギー 8.04 keV、対応する波長 1.5406 Å、スキャン速度 3 の Fe フィルター処理された Cu-K-α 放射線で構成された X 線回折装置 (D8 Discover、Bruker、ドイツ) 38〜103°のスキャン範囲（2θ）を有する°min-1を使用して、BMとともにE1、E2、およびC電極を備えたDSS溶接継手に存在する相を分析しました。 Lutterotti39 によって説明された MAUD ソフトウェアを使用して、リートベルト改良法を使用して構成相をインデックス付けしました。 ASTM E1245-03 に基づいて、Image J ソフトウェア 40 を使用して、E1、E2、および C 電極を使用した溶接継手の顕微鏡画像の定量的金属組織解析を実行しました。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は、結果の表 5 に示すように計算されました。図6dのサンプル構成に示すように、サンプルの形態学的研究のために、E1およびE2電極を使用してBMおよび溶接継手に対して光学顕微鏡（OM）分析を実行しました。サンプルは、120、220、320、400、600、800、1000、1200、1500、および 2000 の炭化ケイ素 (SiC) ペーパーグリットで研磨されました。その後、サンプルは 10% シュウ酸水溶液中で室温で電解エッチングされました。 5 Vの電圧を10秒間印加し、形態学的特性評価のためにLEICA DM 2500 M光学顕微鏡に取り付けました。 SEM-BSE 分析用に、2500 番の炭化ケイ素 (SiC) ペーパーグリットを使用してさらにサンプル研磨を行いました。さらに、EDS を備えた超高解像度電界放射型走査型電子顕微鏡 (SEM) 装置 (FEI NOVA NANOSEM 430、米国) を使用して溶接部の微細構造検査を実行しました。 20 × 10 × 6 mm のサンプル構成を、サイズ 120 ～ 2500 のさまざまな SiC サンドペーパーグリット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。その後、チャンバーを N2 でパージした後、サンプル分析のために 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ました。加熱されたタングステンフィラメントから生成された電子ビームはサンプル上でラスター処理され、Rocha ら 41 および Mokobi 42 のアプローチを採用して得られた EDS 結果を含むさまざまな倍率の画像が生成されました。

動電位分極に関する ASTM G59–97 規格 43 および ASTM G5–14 規格 44 に準拠した電気化学的手法を使用して、3.5% NaCl 環境で E1、E2、および C 電極を備えた溶接された DSS 2205 プレートの劣化電位を評価しました。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) を使用して実行されました。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 つの電極試験設定を使用して実行されました。測定には電気化学セルを使用し、溶液に露出した領域の面積は作用電極の0.78 cm 2 でした。 1.0 mV/s のスキャン速度で、事前安定化された OCP (wrt OCP) の - 1.0 V と + 1.6 V の電位の間で測定が行われました。

電気化学臨界孔食温度試験は、E1、E2、および C 電極を使用して作成された溶接部の耐孔食性を評価するために、3.5% NaCl 中で実行されました。ここで言及することが重要ですが、動電位分極試験の結果 (図 11b の後のセクションで説明) では、BM および E1 で溶接されたサンプルの孔食電位 (受動領域とトランス受動領域の間) が明確に示されていないことが明らかになりました。 E2、C電極。したがって、溶接材料の孔食電位を正確に決定するために、CPT 測定が実行されました。 CPT 実験は、二相ステンレス鋼の溶接に関する報告された文献 45 および ASTM 規格 G150-1846 に従って行われました。各溶接鋼 (C-110A、E1-110A、および E2-90A) から、ベース、溶接、および HAZ 領域からなる表面積 1 cm2 の試験片を切り出しました。サンプルは、エメリー紙と 1 µm のアルミナ粉末懸濁液を使用した標準的な金属組織学的標本作製手順に従って研磨されました。研磨後、試験片をアセトン中で 2 分間超音波洗浄しました。 3.5% NaCl 試験溶液を CPT 試験セルに加え、サーモスタット (Neslab RTE-111) を使用して初期温度を 25 °C に調整しました。初期試験温度 25 °C に達した後、Ar ガスを 15 分間パージし、サンプルをセルに入れ、OCP を 15 分間測定しました。続いて、初期温度 25 °C で 0.3 V 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。溶液の加熱を１℃／分で開始し、５０℃まで加熱した。試験溶液の加熱中、温度センサーを使用して溶液温度を継続的に監視し、時間対温度のデータを保存し、同時にポテンショスタット/ガルバノスタットを使用して電流を測定しました。グラファイト電極が対極として使用され、すべての電位は Ag/AgCl 参照電極と比較して測定されました。テスト全体を通してアルゴンガスパージを行った。

図 1 は、それぞれ塩基性 (E1) 電極と酸性 (E2) 電極の製造に使用される F1 および F2 フラックス成分の組成 (重量%) を示しています。磁束塩基度指数は、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 電極コーティングに使用されるフラックス成分で、塩基性指数が 1.2 (つまり 2.40) を超えるため塩基性フラックスと呼ばれます。一方、F2 は E2 電極コーティングに使用されるフラックスであり、塩基性指数が < であるため酸性フラックスと呼ばれます。 0.9 (つまり 0.40)。ほとんどのシナリオにおいて、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備えていることは明らかです。この特性は、E1 電極のフラックス配合システムにおける塩基性酸化物の優勢性の関数です。逆に、E2 電極を使用した溶接継手で観察されるスラグ除去性 (剥離性) と溶接スパッタの少なさは、ルチル含有量が高い酸性フラックス被覆電極の特性です。この観察は、スラグの急速凍結を促進する酸性フラックスを含む被覆電極におけるスラグの剥離性および低溶接スパッタに対するルチル含有量の影響に関するGill47の発見と一致する。電極 E1 および E2 のコーティングに使用されるフラックスシステムのカオリンは滑り止め剤として機能し、タルクは電極の押出性を向上させます。フラックスシステム内のケイ酸カリウムバインダーは、より優れたアーク放電特性と安定性特性の達成に役立ち、また、その結合能力特性に加えて、溶接部のスラグ剥離性も向上させます。 CaCO3 はフラックス配合中のネットワークブレーカー (スラグブレーカー) であり、溶接中に CaO と約 44% の CO2 に熱分解して多量のヒュームを生成する傾向があるため、フラックス成分に TiO2 を (ネットワーク形成剤/スラグ形成剤として) 添加すると、これが軽減されます。 Jing et al.48 の意見にあるように、溶接中のヒュームを低減し、それによってスラグの剥離性を高めることができます。フラックス中のフッ化物 (CaF2) は、溶接部の清浄度を向上させる化学的に攻撃的なフラックス剤です。この種のフラックス成分組成は、溶接部の清浄度特性に対するフッ化物組成の影響について Jastrzębska ら 49 によって報告されています。一般に、溶接領域へのフラックスの追加は、アークの安定性を改善し、合金元素を追加し、スラグを提供し、生産性を高め、溶接池を改善することを目的としています50。

SMAW電極コーティング用フラックス成分。

図2aおよびbに示されているTGA-DTG曲線は、窒素ガス環境下で30〜1000℃の温度範囲で加熱した場合の3段階の重量損失を示しています。図2aとbの両方の結果は、塩基性フラックスサンプルと酸性フラックスサンプルの場合、TGA曲線がそれぞれ866.49℃と849.10℃付近で最終的に温度軸と平行になるまで急降下していることを示しています。図2aおよびbのTGA曲線の開始時に経験した1.30および0.81%の重量損失は、フラックス成分からの吸収および表面水分の蒸発および脱水によるものでした。図2aの基本フラックスサンプルの主な分解の第2段階と第3段階は、619.45℃～766.36℃と766.36℃～866.49℃の温度範囲で起こり、質量損失率はそれぞれ2.84％と9.48％です。一方、図7bの酸性フラックスサンプルの場合、665.23℃〜745.37℃および745.37℃〜849.10℃の温度範囲で発生し、質量損失率はそれぞれ0.81％および6.73％であり、これは熱分解によるものと考えられます。フラックス成分は無機物であるため、フラックス混合物中に揮発性物質が封入されています。したがって、還元と酸化は恐ろしいものでした。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 2a と b のフラックスサンプルで観察された質量損失の合計は、それぞれ 13.26 % と 8.43% です。図 2b のフラックスサンプルで認められた質量損失の少なさは、フラックス混合物の主成分酸化物である TiO2 と SiO2 の融点が高いこと（それぞれ 1843 ℃と 1710 ℃）によるものです 54,55。主な酸化物：図 2a56 のフラックスサンプル中の CaCO3 (825 °C)。フラックス混合物中の主な酸化物の融解温度のこれらの変化は、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 b で観察された連続的な重量減少の後、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 Brown57 が主張したように 1 段階の分解を経験したと結論付けることができます。プロセスの温度範囲は、図 2a および b の微分 (重量%) 曲線から見ることができます。 TGA 曲線は、磁束システムの相変態と結晶化度が発生する特定の温度を正確に伝えることができないため、TGA の導関数を使用して、各現象 (相変態) の吸熱ピークの形で正確な温度値を決定しました。定式化されたフラックスシステム。

TGA-DTG 曲線は、(a) E1 電極コーティングの塩基性フラックスと (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 母材および E1、E2、および C 電極を使用して作成された溶接継手の分光光度法および SEM-EDS 分析を示しています。 2205 のベースプレートの組成は、表 4 に示すように、二相ステンレス鋼の ASTM A240 規格に該当します。E1 と E2 の組成分析では、クロム (Cr) 含有量が 18.94 % と 17.04% に、モリブデン (Mo) が大幅に減少していることがわかります。）の含有量はそれぞれ0.06％と0.08％であり、これはC電極で作られた溶接継手と比較して、E1およびE2電極を使用した溶接継手のPRENの低い値に大きく寄与しています。これは、SEM-EDS 分析からのフェライト/オーステナイト相の PREN の計算値とわずかに一致します。したがって、主に表 4 に示すように、PREN 値が低い段階 (E1 および E2 によって作成された溶接継手) で孔食の開始が始まることは明らかです。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。その後、E1 および E2 電極を使用して開発された溶接部の Cr および Mo 合金含有量の減少と、表 4 に示す低い孔食抵抗当量数 (PREN) により、腐食環境、特に塩化物を含む環境での耐性を維持することが課題となっています。 E1 および E2 電極で作られた溶接継手中の 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、模擬海水環境で使用される溶接構造の機械的特性にプラスに寄与した可能性があります (図 3)。。この発見は、過酷な使用環境における溶接 DSS 構造の機械的挙動の改善における高 Ni および Mn 組成の効果に関する Yuan および Ou 58、Jing ら 48 の研究と比較できます。

引張試験結果 (a) UTS および 0.2% オフセット YS、および (b) 均一伸びおよび全伸びとその標準偏差。

母材（BM）と開発電極（E1、E2）および市販電極（C）による溶接継手の引張特性を、90 A と 110 A の 2 つの異なる溶接電流を用いて評価しました。 ) および (b) は、UTS、0.2% オフセット YS、およびそれらの伸びを標準偏差データとともに示します。図 3a から得られた UTS および 0.2% オフセット YS の結果は、サンプル No.1 (BM)、サンプル No.3 (E1 との溶接継手)、サンプル No.5 (E2 との溶接継手)、およびサンプル No. の最適値を示しています。 .6 (C による溶接継手) 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 であり、それぞれの標準偏差があります。図 3a では、2 つの溶接条件 (90 A と 110 A) で BM と E1 電極を使用した溶接継手が明らかです。 110 A での E2 電極と、サンプル No. 1、2、3、6、および 7 を表す 2 つの溶接条件 (90 A および 110 A) での C 電極は、それぞれ、450 MPa YS および 620 MPa の最小推奨引張特性を超えています。 Grocki32 が主張する UTS。溶接電流 90 A および 110 A におけるサンプル No. 2、3、4、5、6、および 7 で表される E1、E2、および C 電極を使用した溶接サンプルの伸び率は、溶接部の延性と健全性を示しています。地金との関係。伸びが低いのは、溶接欠陥の可能性、または電極のフラックス組成に起因すると考えられます (図 3b)。二相ステンレス鋼 BM および E1、E2、および C 電極を備えた溶接継手は、比較的高い Ni により一般に大幅に高い引張特性を示したと結論付けることができます (表 4)。しかし、この特性は溶接継手では効果が低いことが観察されました。酸性フラックス成分から得られるE2を使用。この主張は、溶接継手の相バランスと元素分割の制御だけでなく、機械的特性の改善における Ni 合金の影響について Gunn59 によって裏付けられています。これは、Bang et al.60 の意見にあるように、基本的なフラックス成分から開発された電極は、酸性フラックス混合物から開発された電極よりも優れた機械的特性を示すという事実をさらに裏付けています。したがって、良好な引張特性を有する新たにコーティングされた電極 (E1) による溶接継手の性能に関する既存の知識に大きく貢献します。

図 4a および b は、E1、E2、および C 電極を使用した溶接継手のビッカース微小硬度特性の実験サンプルを示しています。図 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、図 4b はサンプルの横方向の両側から得られた硬度の結果を示しています。 E1 および E2 電極を用いた溶接継手を表すサンプル No. 2、3、4、および 5 の溶接部で得られた硬度値は、溶接サイクル凝固の過程での粗粒構成によるものである可能性があります。すべてのサンプル No. 2 ～ 7 の粗粒 HAZ および細粒 HAZ で硬度の急激な増加が見られました (表 2 のサンプルコードを参照)。これは、クロムの生成を引き起こす溶接微細構造の変化の可能性によるものと考えられます。溶接サンプルの - 豊富な析出物 (Cr23C6)。図４ａおよびｂのサンプルＮｏ．６および７の溶接継手の硬度値は、他の溶接サンプルＮｏ．２、３、４、および５と比較して高い（表２）。これは、Mohammed et al.61、Nowacki および Lukoje62 が主張しているように、高デルタフェライト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 などの合金元素成分の減少に起因すると考えられます。 BM ゾーンでの実験の対象となるすべてのサンプルの硬度値には一貫性があるようです。溶接サンプルの硬度分析結果の傾向は、他の研究者の結果と一致しています61、63、64。

DSS サンプルの溶接継手の硬度の値 (a) 溶接サンプルの半分のセグメント、(b) 溶接継手の全セグメント。

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、2\(\theta\) 回折角での 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° の回折角で同定され、最終的には Jimenez らによって主張されているように二相ステンレス鋼として溶接物の組成が検証されました65。 DSS BM ではオーステナイト (\(\gamma\)) 相とフェライト (\(\alpha\)) 相のみが明らかになり、図 3 と図 4 に示された微細構造の結果が証明されていることがわかります。 6c、7c、9c。 DSS BM および C 電極との溶接接合部で観察されるフェライト (\(\alpha\)) 相の高いピークは、この相が鋼の耐食性を促進することを目的としているため、その耐食性の証拠です。 Davison と Redmond が主張しているように、Cr や Mo などのフェライト安定化元素の存在は、塩化物を含む環境で材料の不動態皮膜を効果的に安定させます。表 5 は、定量的金属組織学を使用したフェライト - オーステナイト相を示しています。 C 電極を用いた溶接継手のフェライト相とオーステナイト相の体積分率の比は、ほぼ 1:1 になります。体積分率の結果（表5）でE1およびE2電極を使用した溶接に見られる低フェライト（\（\アルファ\））相組成は、電気化学分析によって裏付けられたように、腐食環境に対する感受性の可能性を示しています（図10a、b））フェライト相が高い強度を提供し、塩化物によって引き起こされる応力腐食割れに対する保護を提供するためです。このことは、図 4a、b の E1 および E2 電極を使用した溶接部で観察された、鋼構造中のフェライト含有率が低いために観察された低い硬度値によってさらに検証されました (表 5)。 E2 電極を使用した溶接部にアンバランスなオーステナイト (\(\gamma\)) 相とフェライト (\(\alpha\)) 相が存在することは、鋼が均一な腐食攻撃に対して現実的に脆弱であることを示しています。逆に、E1 電極と C 電極を備えた溶接部の二相鋼の XRD スペクトルと BM の結果は、一般にオーステナイトとフェライトの安定化元素の存在を示しており、主張されているように、この材料が構造工学と石油化学産業の両方で用途を見出していることがわかります。 Jimenez et al.65; デイヴィソンとレドモンド66。シャマンスら67。

E1、E2、C 電極、および BM を備えた DSS 2205 の溶接継手の XRD スペクトル。

さまざまな溶接形状で E1 電極を使用した溶接継手の光学顕微鏡写真: (a) 溶融線を示す HAZ、(b) より高倍率で示す HAZ、(c) フェライト - オーステナイト相を示す BM (d) 溶接の形状、(e) ）遷移領域付近を示し、（f）高倍率でフェライト-オーステナイト相を示すHAZ、および（g）フェライト-オーステナイト相を示す溶接領域。

さまざまな溶接形状で E2 電極を使用した溶接継手の光学顕微鏡写真: (a) 溶融線を示す HAZ、(b) より高倍率で示す HAZ、(c) フェライト - オーステナイト相を示す BM (d) 溶接の形状、(e) ）遷移領域付近を示し、（f）高倍率でフェライト-オーステナイト相を示すHAZ、および（g）フェライト-オーステナイト相を示す溶接領域。

図6a〜cおよびe〜gは、さまざまな溶接形状（図6d）でE1電極を使用した溶接されたDSS継手の金属組織を示し、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 6a、b、f は、フェライトとオーステナイトの相バランス構造を示す溶接継手の遷移領域です。図7a〜cおよびe〜gは、さまざまな溶接形状（図7d）でのE2電極を備えた溶接DSS継手のOMも示しており、さまざまな倍率でのOM解析のポイントを示しています。図 7a、b、f は、フェライトとオーステナイトの相バランスを示す溶接継手の遷移領域です。溶接部 (WZ) の OM を図 1 と 2 に示します。 E1 電極と E2 電極を使用した溶接継手の場合はそれぞれ 6g と 7g。 BM での OM を図 1 と 2 に示します。 E1 電極と E2 電極を備えた溶接継手の場合をそれぞれ 6c、e および 7c、e に示します。明るい色のゾーンはオーステナイト相を指し、濃い黒色のゾーンはフェライト相を表します。融解線付近の熱影響部（HAZ）の相平衡は、図8a、bのSEM-BSE顕微鏡写真で見られるように、Cr2N析出物の形成を示しており、図9a、bで確認されています。図8a、bのサンプルのフェライト相で観察され、SEM-EDS点分析および溶接部のEDS線マッピング（図9a、b）によって確認されたように、Cr2Nの出現は、溶接中の高温によって引き起こされました。溶接部の高温により窒素の拡散係数が高まるため、溶接部の熱サイクルによりクロムと窒素の結合が促進されます。これらの発見は、同様に意見されているように、窒素含有量に関係なく、Cr2N がフェライト粒子、粒界、α/\(\ガンマ\) 界面に通常析出するということを示した Ramirez et al.68 および Hereñú et al.69 の研究と裏付けられました。他の研究者による70,71。

(a) E1 電極を備えた溶接継手、(b) E2 電極を備えた溶接継手の SEM-BSE 顕微鏡写真。

(a) E2 を使用した溶接継手の SEM-EDS 点分析 (1、2、および 3) (b) 析出物の存在を検出するための、溶接部全体にわたる E1 を使用した溶接継手の EDS ラインマッピング。

代表的なサンプルの表面形態を、それぞれの EDS とともに図 10a ～ c に示します。図 10a と b は、溶接部にそれぞれ E1 電極と E2 電極を使用した溶接継手の SEM 顕微鏡写真とその EDS スペクトルを示し、図 10c はオーステナイト (\(\gamma\)) を含む BM の EDS スペクトル付きの SEM 顕微鏡写真を示しています。フェライト (\(\alpha\)) 相には析出物がありません。図 10a の EDS スペクトルで明らかなように、クロム (21.69 wt.%) とモリブデン (2.65 wt.%) とニッケル 6.25 wt.% の組成パーセンテージは、対応するフェライト - オーステナイト相バランスの感覚を比較的与えます。図に示す E2 電極を備えた溶接継手の微細構造における、クロム含有量 (15.97 wt.%) およびモリブデン含有量 (1.06 wt.%) の高いニッケル含有量 (10.08 wt.%) に対する微細構造の比較。１０ｂはＥＤＳスペクトルである。図 10b に示す WZ に見られる、より微細な粒子を備えたオーステナイト組織の針状形状は、溶接部でのフェライト化元素 (Cr および Mo) の最終的な消耗と、フェライトの界面に沿った窒化クロム (Cr2N) の析出を確認しました。オーステナイト相。この主張は、DSS 溶接継手のオーステナイト (\(\gamma\)) 相とフェライト (\(\alpha\)) 相の境界に沿った析出物粒子の分布によって裏付けられています 72,73,74。図 10b でも検証されているように、不動態皮膜の形成に使用される主な元素として Cr が鋼の局部腐食耐性を向上させることが注目されているため、このことも腐食性能の低下に寄与しています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％）の良好な化学的性質を示しているため、強い結晶粒微細化特性を示していることが観察できる。％）は、DSS 構造のフェライト - オーステナイト相バランスの微細構造を検証する重要な合金元素として使用されます76。 E1 電極を使用した溶接継手の組成 EDS スペクトル分析の結果は、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の両方が DSS AISI 220541,72 の標準溶接継手に準拠しているため、構造工学および軽度の腐食環境での応用を正当化します。 77.

溶接継手の SEM 顕微鏡写真 (a) 溶接部の E1 電極と EDS スペクトル、(b) 溶接部の E2 電極と EDS スペクトル、(c) BM と EDS スペクトル。

実際には、DSS の溶接部は完全フェライトモード (F モード) で凝固し、フェライトソルバス温度未満でオーステナイトが核生成することがわかっています。これは主にクロムとニッケルの当量 (Creq/Nieq) 比に依存します (> 1.95 は F モード)。フェライト相中のフェライト形成元素としての Cr と Mo の強い拡散性により、一部の研究者によって注目されています 78,79。 DSS 2205 BM は Cr および Mo を大量に含有し (より高い Creq を示す)、さらに高い Creq/Nieq 比を促進する E1、E2、および C 電極を使用した溶接継手よりも Ni 含有量が少ないことが明らかでした。これは、表 4 に示されている DSS 2205 BM の決定された Creq/Nieq 比が 1.95 より大きい現在の調査でも明らかでした。 E1、E2、および C 電極を使用した溶接継手は、溶接部中の Ni と Cr および Mo の含有量が少ないことは、表 4 に示すように、BM よりも Creq/Nieq 比が低いことを示しています。一次フェライトは、E2 電極を使用した溶接継手でバーミキュラフェライト形態を示し、Creq/Nieq 比が決定されました表 4 に示すように 1.20 でした。

図 11a は、3.5% NaCl 溶液中の AISI DSS 2205 鋼構造の開回路電位 (OCP) スキャンの時間に対する変化を示しています。 OCP 曲線がより正の電位に向かってシフトしていることは明らかで、これは金属サンプル表面に不動態皮膜が出現していることを示しており、電位の低下は全体的な腐食を示していますが、電位が時間の経過とともにほぼ一定のままであることは、不動態皮膜が時間の経過とともに形成されたことを示しています。サンプルの表面は安定しており、粘着性があります77。この曲線は、わずかな不安定性を示すサンプル No. 7 (C 電極を備えた溶接接合部) を除き、実験用のすべてのサンプルの基板が 3.5% NaCl 溶液を含む電解液中で安定した状態にあることを示しています。この不安定性は、溶液中に存在する塩化物イオン (Cl-) が腐食反応を実質的に加速し、それによって腐食の程度が増大した可能性があることに似ています。電位を印加しない OCP スキャンでの観察は、反応中の Cl- が腐食環境におけるサンプルの耐性能力と熱力学的安定性に影響を与える可能性があることを示しています。この主張は、基材の不動態皮膜の破壊を加速し、それによってさらなる劣化を促進するCl-の影響について、Maら81およびLotoら5によって裏付けられている。

研究サンプルの電気化学分析: (a) 経過時間に対する OCP 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 11b は、3.5% NaCl 溶液に曝露された、E1、E2、および C 電極を備えた溶接継手の動電位分極曲線 (PPC) の比較分析を示しています。 3.5% NaCl 溶液中の BM および溶接サンプルの PPC は、受動的挙動を明らかにします。表 5 は、PPC 曲線から得られたサンプルの電気化学分析のパラメータ (Ecorr (腐食電位) や Epit (孔食電位) など）と関連する偏差を示しています。サンプル No. 1 および 7 (BM および C 電極を使用した溶接継手) は、E1 および E2 電極を使用して溶接された他のサンプル No. 2 および 5 と比較して、塩化ナトリウム環境の溶液中で高い孔食電位を示しました (図 11b)。後者よりも前者の高い不動態化特性は、鋼の微細構造組成バランス (オーステナイト相とフェライト相) および合金元素の濃度によるものです。この主張は、微細構造のフェライト相とオーステナイト相の含有量に起因する腐食環境において DSS が経験する受動的な挙動について、Rezendea et al.82 によって支持されています。 E1 および E2 電極を使用した溶接サンプルの性能が低いのは、Cr や Mo などの重要な合金元素が不動態化として機能する一方で、フェライト相が安定化されるため、溶接部 (WZ) での Cr や Mo などの重要な合金元素が枯渇することが原因である可能性があります。鋼のオーステナイト相にある合金。耐孔食性に関するこれらの元素の効果は、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。このため、分極曲線の最初の不動態領域に関連して、フェライト相はオーステナイト相よりも早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での耐孔食性が高いため、DSS の耐孔食性に大きな影響を与えます。その結果、迅速な不動態化挙動は、対応するオーステナイト相よりもフェライト相で多く見られます81。ただし、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。したがって、サンプルの不動態皮膜の安定性は大幅に低下します84。また、表 6 から明らかなように、E1 電極を使用した溶接継手の腐食電位 (Ecorr) は、E2 電極を使用した溶接継手と比較して、溶液中での腐食に対してわずかな耐性を備えているようです。これは、図 4a、b の E1 および E2 電極を備えた溶接部で認められた低い硬度値によってさらに裏付けられます。これは、鋼構造中のフェライト含有率が低いこと (表 5)、および Cr および Mo 組成が低いこと (表 4) によって引き起こされます。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 および Mo 組成が低いとフェライト分率が低いと減少すると結論付けることができます。この主張は、溶接鋼の腐食完全性に対する溶接電流などの溶接パラメータの影響に関する Salim らの研究 85 と一致しています。塩化物は毛細管吸収や拡散などのさまざまな方法で鋼に浸透するため、不均一な形状や深さの異なるピット（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、環境中の (OH-) 基が単に鋼表面に引き寄せられ、不動態皮膜が安定になり、鋼表面がさらに保護されます 25,86。サンプル No. 1 および 7 の最適な耐食性は、主に、鋼構造中に多量のデルタフェライトが存在すること (表 5) と、孔食のレベルが低いため、相当量の Cr および Mo が鋼構造中に存在すること (表 4) によるものです。主に DSS 溶接物のオーステナイト相構造で見られます。したがって、合金の化学的性質は溶接部の腐食特性において重要な役割を果たします87,88。さらに、この研究の E1 および C 電極を使用した溶接サンプルは、OCP 曲線からの E2 電極を使用した溶接継手よりも PPC 曲線から低い Ecorr 値を示したことが観察されました (表 5)。その結果、陽極領域はより低い電位から始まります。この変動は主に、サンプルの表面に形成された不動態層の部分的な安定化と、完全な OCP 安定化に達する前に経験した陰極分極に起因すると考えられます89。図 12a および b に示されているのは、さまざまな溶接条件下で実験された腐食サンプルの 3D 光学表面形状計画像です。サンプルの孔食サイズは、90 A の低い溶接電流での溶接継手から得られた孔食サイズの形成と比較して、110 A の高溶接電流に起因する孔食電位の低下に伴って増加することは明らかです (図 12b)。 (図12a)。これは、サンプル表面にスリップバンドが形成され、表面の不動態膜が破壊され、基板が 3.5% NaCl 溶液の作業環境にさらされ、それによって塩化物が攻撃を開始し、材料の溶解につながるという Mohammed90 の主張を裏付けるものでした。。

(a) 90A および (b) 110A の溶接電流で溶接された AISI 2205 の 3D 光学顕微鏡写真。

表 4 の SEM-EDS 分析は、すべての溶接部および BM において、すべてのオーステナイト相がフェライトよりも高い PREN 値を持っていることを示しています。材料の不動態層の破壊は、フェライト/オーステナイト界面で発生する不均質性と元素偏析による孔食核生成によって加速されます91。孔食抵抗等価（PRE）値が高いオーステナイト相とは対照的に、フェライト相の孔食核生成は、PRE 値が低いことによって引き起こされます（表 4）。オーステナイト相は、顕著なオーステナイト安定化剤 (N 溶解度) を持っていると考えられ、この元素の相当な濃度が可能となり、その結果、耐孔食性が向上します 92。

図 13 は、溶接部 E1、E2、および C の臨界孔食温度曲線を示しています。ASTM 規格に記載されているように、試験中のピット形成による電流密度の 100 μA/cm2 までの増加を考慮すると、E1 の溶接部では、 @110A は 27.5 °C の最低臨界孔食温度を示し、それに続く E2@90A による溶接は 40 °C の CPT と、C@110A の場合の最高 CPT 41 °C を示しました。観察された結果は、観察された分極テストの結果とよく裏付けられています。

E1、E2、および C 電極を使用した溶接部の臨界孔食温度。

新しい電極 E1 および E2 を使用した二相ステンレス鋼溶接物の機械的特性と腐食挙動が研究されました。 SMAW プロセス用の塩基性電極 (E1) と酸性電極 (E2) は、一般コーティング係数 1.7 mm、塩基性指数 2.40 と 0.40 で配合されたフラックスからうまくコーティングされました。不活性環境下で TGA を使用して、配合されたフラックスの熱安定性を評価しました。フラックスマトリックス中に高い 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よりも酸性フラックス (E2) でコーティングされた電極の方が溶接部のスラグ剥離性が向上します。ただし、2 つのコーティングされた電極 (E1 と E2) は良好なアーク放電能力を備えています。溶接条件、特に入熱、溶接電流、速度は、DSS 2205 の溶接継手のオーステナイト - フェライト相のバランスと溶接物の優れた機械的特性を得る上で重要な役割を果たします。電極 E1 (0.2% オフセット YS = 497 MPa および UTS = 732 MPa) で溶接された接合部が示す優れた引張特性により、高い塩基性指数を持つ塩基性フラックスでコーティングされた電極は、次のような酸性フラックスでコーティングされた電極と比較して、より優れた機械的特性を示すことが確認されました。塩基性指数が低い。溶接部の OES および SEM-EDS 分析によって明らかになり、溶接部の体積分率定量的金属組織学によっても確認されたように、新しくコーティングされた電極 (E1 および E2) の溶接継手ではフェライトとオーステナイトの相バランスが欠如していることは明らかでした。微細構造のSEM検査として。これは主に、EDS ラインスキャンで確認されたように、Cr や Mo などの合金元素の消耗と、溶接中の Cr2N の析出の可能性によるものです。 E1 および E2 電極を使用した溶接部で観察された低い硬度値は、鉄鋼構造中のフェライト含有率と合金元素の少なさによって引き起こされ、さらなる検証となります。 E1 電極を使用した溶接継手の証拠腐食電位 (Ecorr) は、E2 電極を使用した溶接継手と比較して、溶液中での腐食に対してわずかな耐性を備えているようです。これは、3.5% の NaCl 環境でテストされたフラックス混合物からの合金成分を使用せずに新しく開発された電極によって作成された溶接継手の性能を検証します。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、炭化物と窒化物の発生、およびその結果として生じる E1 および E2 電極を使用した溶接物の耐食性の低下は、溶接電流の増加に起因し、その結果、兼用鋼溶接物のアンバランスな相平衡が生じます。

ご要望に応じて、この研究に実装されたデータは責任著者によって提供されます。

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著者らは、実験のための実験室スペースを提供してくださった CSIR-TWAS フェローシップに感謝の意を表します。ジャムシェドプールの CSIR-NML の RK Gupta 博士と、インド、デリーのジャワハルラールネルー大学工学部の S. Pandey 教授も、著者らから貴重な貢献に対して感謝の意を表します。

ナイジェリア、カドゥナ、空軍工科大学機械工学部

イブラヒム・モモ＝ベロ・オミオグベミ

ナイジェリア、ザリア、アフマドゥベロ大学機械工学科シェル教授教授

ダンジュマ・サレハ・ヤワス

材料工学部門、CSIR-国立冶金研究所、ジャムシェドプール、インド

イブラヒム・モモ＝ベロ・オミオグベミ、アタヌ・ダス、スダカール・ラオ・ゴルジャ、サンディップ・ゴーシュ・チョードリー

アフマドゥベロ大学機械工学部、ザリア、ナイジェリア

イブラヒム・モモ＝ベロ・オミオグベミ & マシュー・オラトゥンデ・アフォラヤン

アフマドゥベロ大学、冶金・材料工学部、ザリア、ナイジェリア

エマニュエル・トワ・ダウダ

エンジニアリング部門、CSIR-国立冶金研究所、ジャムシェドプール、インド

ロシャン・クマール

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IMBO は研究アイデアを概念化し、実験を実施し、結果を科学的に分析し、原稿を執筆しました。 DSY は研究を監督し、資料を提供し、研究に関する科学的議論に参加しました。 AD は原稿の実験作業とデータ処理に関与しました。テキストの議論において、MOA と ETD はいくつかの良いアイデアを出し、研究を監督しました。 RK は原稿の実験的な作業の一部でした。 SRG は実験作業、データ処理、原稿の草稿に携わりました。 SGCは研究プロジェクトを監督し、資料を提供した。原稿は著者全員によって徹底的にレビューされました。

イブラヒム・モモ＝ベロ・オミオグベミへの通信。

著者らは競合する利害関係を宣言していません。

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受信日: 2022 年 7 月 12 日

受理日: 2022 年 12 月 22 日

公開日: 2022 年 12 月 27 日

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