Pitting corrosion of additive manufactured AISI 316L and Alloy 718

Abstract

Additivprodusert stål har gunstige produksjonsaspekter i både et effektivt og økonomisk syn sammenlignet med tradisjonelle produksjonsmetoder. Før tradisjonelt produserte korrosjonsbestandige legeringer blir skiftet ut med additivproduserte er det derimot viktig å ha en solid forståelse på forskjellene produksjonsmetodene utgjør på egenskaper til metallet.

Denne studien undersøker motstandsdyktigheten for lokal korrosjon av utvalgte kor- rosjonsbestandige metall, produsert ved additiv og konvensjonelle metoder. Syklisk potensiodynamisk polarisering i henhold til ASTM G61 ble brukt til å måle initiering og vekst av gropkorrosjon på AISI 316L og legering 718 i vannløsninger inneholdende 3,5 vekt% NaCl ved romtemperatur (RT), 35℃, 60℃ og 90℃. Alle tester viste høyere positivt groppotensial for de additive prøvene sammenlignet med de korresponderende tradisjonelle prøvene. Repassiveringspotensialene viste samsvarende oppførsel for både additiv og tradisjonelle prøver ved de forskjellige test temperaturene, men høyere forskjell fra åpen-krets-potensial og repassiveringspotensialene for sistnevnte. En upreparert over- flateprøve fra AM 316L-materialet ble også testet i 3,5 vekt% NaCl ved 35℃, som viste høyere følsomhet for gropkorrosjon enn noen annen 316L prøve på grunn av høy overflateruhet.

Initieringstemperatur ble målt ved å senke en tradisjonell og additiv prøve i jernkloridløsning i henhold til ASTM G48 og heve temperaturen fra RT. Både additiv og tradisjonell 316L-prøver ga kritisk groptemperatur ved RT og ble derfor ikke videre økt. Det tradisjonelle 718 materialet viste en kritisk groptemperatur på 53℃, og var derfor mer utsatt for grop korrosjon som en effekt av temperaturen, ettersom AM 718 viste kritisk groptemperatur ved 60℃.

Overflateanalyser ble gjennomført før korrosjonstestene for å bestemme overflateporøsitet%. Gjennomsnittlig porøsitet% var 0,124 for de additive 316L-prøvene og 0,065 for additiv 718 prøvene. Begge porøsitetene var under 1%, som i tråd med teorien og forsøkene utført tilsier at korrosjonsbestandigheten av prøvene ikke ble påvirket i en negativ grad. Den kjemiske sammensetningen funnet ved EDS-analysen av AISI 316L-materialet antydet at MnS er et fortrinnsvis gropinitieringssted på de tradisjonelle prøvene, mens små MnO og nano Mn-Si i de additive materialene er det som forårsaker gropkorrosjon hos dem. EDS-resultatene for additiv 718-materialet antydet at gropinitieringen i dette materialet skjer ved Al-oppsamlinger og diffusjon av NbC. Andre overflateanalyser, OM og SEM, avslørte den forskjellige mengden korrosjonsangrep fra hver prøve og mikrostrukturen i gropene. Eksperimenter med Avesta-cellen antydet at gropkorrosjon på additiv 718 fortrinnsvis skjer på smeltelinjene fra produksjonsprosessen.

Additive manufactured (AM) steel has favourable production aspects in both an efficient and economical view in comparison with traditional manufacturing (TM) methods. Before replacing TM corrosion resistant alloys (CRA) with components made by AM, it is essential to know and understand the difference in properties between the different production methods.

This study examines the susceptibility of localized corrosion of selected CRAs produced by AM and TM. Cyclic potentiodynamic polarization according to ASTM G61 was used to measure initiation and growth of pitting corrosion on AISI 316L and Alloy 718 in water solutions containing 3.5wt% NaCl at room temperature (RT), 35℃, 60℃ and 90℃. All tests showed more positive pitting potential for the AM samples compared to the respective TM samples. The repassivation potentials showed similar behaviour for both AM and TM samples at the different temperatures, but the TM metal showed higher difference between the open circuit potential (OCP) and repassivation potentials. An as-built ”skin” sample from the AM 316L material was also tested in 3.5 wt% NaCl at 35℃, showing higher susceptibility for pitting corrosion than any other 316L sample, due to the high surface roughness.

Critical initiation temperature was measured by immersing a TM and AM sample in ferric chloride solution according to ASTM G48 and raising the temperature from room RT. Both AM and TM 316L samples gave critical pitting temperature at RT. The TM 718 material showed a critical pitting temperature of 53℃, therefore being more susceptible to pitting corrosion as an effect of temperature, as the AM 718 showed critical pitting temperature at 60℃.

Surface analyses before the corrosion test were performed to determine the surface porosity%. The average porosity% were 0.124 for the AM 316L sample and 0.065 for the AM 718 sample. Both porosities were below 1%, which stayed in-line with the theory as the porosity did not affect the corrosion properties of the material in a negative matter. The chemical composition of the AISI 316L material was analysed with Energy-dispersive X-ray spectroscopy (EDS). The results suggested that MnS is a preferential pit initiation site on the TM samples, while small MnO and nano-sized Mn-Si oxides cause pitting corrosion on the AM samples. The EDS results for the AM 718 material suggested preferential pit initiation site at Al inclusions and NbC segregation due to high contents inside the pits.

Other surface analyses, optical microscopy (OM) and Scanning electron microscope (SEM), revealed the different amounts of corrosion attacks from each sample and the microstructure within the pits. Experiments with the Avesta cell suggested that pitting corrosion at the AM 718 preferentially occurs on the molten pool boundaries.