Lette våpen som håndvåpen, rifler og granater står for de fleste dødsfall i moderne konflikter, og behovet for robuste materialer til vern mot slike våpen er stort. Denne rapporten har tatt sikte på å avdekke hvilken effekt introduksjon av aluminafliser til en stålmatriks har på de ballistiske egenskapene, i hvor stor grad beskyttelsesevnen er redusert ved et skudd nummer 2 i samme flis og om treff mellom flisene vil gi redusert beskyttelse. For å avdekke dette ble det støpt inn 12 mm tykke fliser av alumina i den ferrittisk-martensittiske støpelegeringen S165M, med spalteavstander mellom flisen på 0, 3 og 10 mm. Det ble utført ballistiske tester med 7,62 mm AP og 12,7 mm AP ammunisjon, samt gjort undersøkelser av mikrostruktur og penetrasjonsområdet i etterkant av forsøkene. Ballistiske forsøk viste ingen klar forbedring av penetrasjonsmotstanden ved innstøping av aluminafliser. Årsaken til manglende forbedring skyldes i hovedsak oppsprekking av keramet under støping, grunnet termisk sjokk. Reduksjon i ballistisk grense ved skudd nummer 2 i samme flis var ca. 6 %. På grunn av manglende fylling av de 3 mm brede spaltene under støping, gav skudd i spaltene ingen klare resultater.

Fasetransformasjoner som skjer ved sveising av F 70 arktisk stål fører til at ugunstige mikrostrukturer oppstår i den varmepåvirkede sonen av grunnmaterialet (HAZ). Ved gjentatt oppvarming av HAZ vil det kunne dannes områder med martensitt/austenitt-fase (MA-fase) langs tidligere austenittkorngrenser. For at den karakteristiske mikrostrukturen som er forbundet med sveising skal kunne oppstå kreves det en rask nedkjøling fra tofaseområdet for stål. Teknikken med å skanne overflaten av en prøve for å ta opp diffraksjonsmønster fra tilbakesprette elektroner (EBSD-teknikken) i SEM, er tidligere blitt brukt for å karakterisere framveksten av austenitt under oppvarming av stål til tofaseområdet. Da det er vakuum i SEM under kjøring vil prøver kjøles sakte ned. Det er aldri før blitt gjort in situ –forsøk på å bråkjøle stål fra tofaseområdet i SEM. Det har derfor ikke vært mulig å studere effektene bråkjøling har på dannelsen av mikrostrukturer som er avhengig av rask nedkjøling, deriblant dannelsen av MA-fase. For å EBSD-karakterisere dannelsen av MA-fase ble en metode for bråkjøling i SEM utviklet. Ved bruk av metoden for bråkjøling i SEM ble det oppnådd en kjølehastighet på ca. 40 oC/s. Dette var tilstrekkelig rask kjøling til å danne MA-faser ved bråkjøling av F 70-stål. Under in situ-forsøkene ble prøver varmet til tofaseområdet for ferritt og austenitt og holdt ved en temperatur i tofaseområdet i 5 minutter før EBSD-skann ble gjort. Prøver som ble varmet for høyt opp i tofaseområdet fikk så store forandringer i mikrostrukturen at mikrostrukturen før oppvarming og etter bråkjøling ikke var sammenliknbar. Da det viste seg vanskelig å måle en pålitelig temperaturen på varme prøver, var det vanskelig å finne en temperatur som gav en mengde austenitt som gjorde det mulig å sammenlikne in situ oppvarmede prøver med tosykel sveisesimulerte prøver. Målet for denne oppgaven var å utvikle et kjølesystem som gir tilstrekkelig rask kjøling for å oppnå sveisesimulering. Det var også viktig å oppnå en mikrostruktur som er lik den som oppstår ved sveisesimulering. En gunstig holdetemperatur måtte derfor finnes ved prøving og feiling.Prøver som ble varmet like over A1 –temperaturen for F 70-stål fikk MA-faser langs tidligere austenittkorngrenser etter bråkjøling. På grunn av holdetid i tofaseområdet ble framveksten av austenitt større ved in situ-forsøk enn ved sveisesimulering. Morfologien av MA-fasen som dannes fra in situ-forsøk ble derfor forskjellig fra de som observeres i tosykel sveisesimulerte prøver.Austenitten som vokser fram i tofaseområdet oppfyller K-S-orienteringssammenheng med BCC-strukturen inne i tidligere austenittkorn. Austenitten er derfor riktig indisert og ikke en artifakt.Ved oppvarming av prøver var det mulig å benyttes dobbelt så høy skannhastighet i forhold til før oppvarming. Dette gjør at større områder av oppvarmede prøver kunne skannes uten å bruke lang tid.

This paper deals with alternating current (AC) corrosion of low alloy carbon steel in 3.5 wt% NaCl electrolyte. Accelerated corrosion rates have been reported when exposed to AC and the corrosion mechanism is not well understood. Electrical heating of subsea pipelines, applied to avoid hydrate formation and waxing of multiphase hydrocarbon well streams has made this topic increasingly relevant in recent years. To study the effect of AC on corrosion rates, weight loss experiments under a wide range of experimental conditions were performed. Results show that AC strongly influence corrosion kinetics of the system studied. Once AC is applied, a drop in corrosion potential and the formation of a passive iron oxide surface layer is observed. This layer is porous and believed to be the result of a rapid surface alkalization. Pitting corrosion is observed for all applied AC densities at open circuit. Weight loss- and LPR measurements conform well and the use of this technique in the presence of AC is on this basis considered valid. Corrosion rates increase as applied level of AC is increased and an approximately linear relationship has been established between iAC and icorr.

This report deals with the effect of alternating current on cathodically protected steel. AC corrosion has become relevant in the offshore industry due to the introduction of the direct electric heating system (DEH). The principle with DEH is to prevent wax solidification inside pipelines by heating them up with alternating current. This can give rise to AC corrosion.DC current densities, AC current densities and DC potential have been measured for steel samples under cathodic protection with applied AC voltage. Weight loss measurements were done of both steel and sacrificial anode samples after the experiments. There have also been focused on the corrosion kinetics of AlZnIn by plotting polarization curves and potential measurements over time with applied AC current.The weight loss measurements have shown that carbon steel is protected against AC corrosion for AC current densities lower than 1300 A/m^{2}. All steel samples had corrosion rate lower than 0,1 mm/year up to this value. SEM investigation showed that no pitting corrosion occurred at any of the steel surfaces. The corrosion rate of AlZnIn increased with increasing AC current density up to 300 - 500 A/m^{2}. At higher AC current density, the sacrificial anodes became passive which resulted in decreased protection current and corrosion rate. Polarization curves of AlZnIn have also shown large resistance when AC is introduced which is probably due to surface coverings.Study of the surface morphology of AlZnIn have shown that more localized corrosion occurs with increasing AC current. At 500 A/m^{2} pitting corrosion occurred at the whole surface and the pits became deeper with increasing AC. This resulted in decreased efficiency of the sacrificial anode and consequently reduced DC current density and corrosion rate of the sacrificial anode.Potential and current measurements have shown that the galvanic potential of steel and AlZnIn became more electropositive with increasing AC current density. It is believed that this is due to more localized corrosion with increasing AC voltage and consequently lowering of the anode/cathode ratio. This will force the potential to more anodic values. The initial DC current density increased with increasing AC voltage for all samples but the passivation of sacrificial anode resulted in high reduction rate with time. Polarization curves of AlZnIn showed that the corrosion potential decreased and the corrosion current increased when AC was introduced. Within the samples exposed to AC there were no significant difference in corrosion potential and corrosion current. The polarization curves of all samples that were exposed to AC were characterized by high ohmic resistance which was due to hydrogen evolution and formation of corrosion products at the surface.

Copper are used as an alloying element in aluminum alloys to increase the strength of the material. By mixing copper and aluminum the good corrosion resistance of the pure aluminum decreases giving the alloy a lower corrosion resistance. After years of investigation on corrosion of aluminum alloys several results have shown increasing corrosion rates of aluminum that have been alloyed with both copper and zinc, giving a “grainy appearance” on the surface of the alloy. By adding copper to the aluminum increased intergranular corrosion and preferential etching of surface grains has been found after heat treatment and etching of the alloy.Before etching the aluminum alloys in alkaline and acidic environments, Glow Discharge Mass Spectroscopy (GDMS) measurements was done for all the alloys to determine the correct amount of alloying elements and impurities in each alloy. Preliminary etching trials have been performed on pure aluminum (Al 5N), aluminum containing 10 ppm copper (AlCu10), aluminum containing 100 ppm copper (AlCu100), and aluminum containing 1000 ppm copper (AlCu1000), as well as corrosion potential tests. Further, the surface of all the etched test specimens has been investigated in light microscope, Scanning Electron Microscope (SEM), Electron Backscattered Diffraction (EBSD), Confocal Microscope (IFM), Energy Dispersive Spectroscopy (EDS),and Glow Discharge Optical Electron Spectroscopy (GD-OES). These methods have been used to determine height differences between etched neighboring grains, the crystallographic orientation of grains, surface roughness, detecting elements occurring on the surface of etched specimens, and giving a depth profile of the etched specimens.For the alkaline etching trials, an increasing etching rate was found by increasing the amount of copper in the alloys, however the AlCu10-alloy showed little or no difference from the pure aluminum both in the etching trials and the corrosion potential tests. By increasing the copper amount in the aluminum the corrosion potential increased drastically for AlCu100-alloy and the AlCu1000-alloy. Further an increasing etching rate of grains having close to [111] crystallographic orientation could be seen in alkaline environment, a difference in the surface roughness between grains with different crystallographic orientations could also be seen for the alkaline etched test specimens. The GD-OES investigations done on test specimens that had been alkaline etched revealed differences in their depth profiles dependent on the etching temperature and how the specimens was treated after being etched. AlCu1000-alloys etched in acidic environment showed a different type of etching and surface after etching than the other alloys etched in the same environment. A clear difference could also be seen between the alkaline and the acidic etched AlCu1000 specimens.

The predominant site for the initiation of pitting on austenitic stainless steel has been shown to be sulfide inclusions and notably the manganese types of sulfides. Dissolution of inclusions has been observed and suggested to be the initial step for pit initiation, though several explanations for the mechanisms causing initiation has been proposed. Regarding welded stainless steels, several microstructural changes have been described and suggested to contribute to the decreased corrosion resistance in the weld zone. An area which has not been investigated much is the contribution of inclusions, in particular MnS inclusions, to the reduced corrosion resistance and the initiation of pitting in the weld zone. In the present work a literature review of the investigations focusing on the initiation of pitting by sulfide inclusions in austenitic stainless steels has been provided. A literature review of investigations focusing on the effects of welding on the microstructure, inclusions and the corrosion properties in the weld zone of austenitic stainless steels has also been provided.Experimental work was performed to obtain results which could be compared to or verify findings and suggestions from the reviewed literature regarding the initiation of pitting by inclusions. Observations of MnS inclusions as the preferential site for pit initiation in austenitic stainless steel was tried recreated. The hypothesis saying that dissolution of MnS inclusions occur prior to the initiation of pitting was also tried verified. It was also performed experiments to obtain results which could give knowledge about the effects of MnS inclusions on the corrosion properties and the initiation of pitting in the weld zone of an austenitic stainless steel. Along with this, the corrosion behaviour and microstructural changes in the weld zone in general and compared with the base metal were studied. A part of the work was also to study the effect of a lacking inert shielding gas during welding.Samples of a 316L stainless steel were first examined in SEM to study the microstructure and to identify inclusions. Then, some samples were welded, followed by SEM examination. Then all samples were polarized electrochemically in synthetic seawater with the purpose of initiating pitting. After the polarization, all samples were examined in SEM again to correlate pitting attack to inclusions and to compare microstructural changes and the corrosion behaviour in the base metal and the weld zone.It was verified that the main initiation site for pitting in the base metal was MnS inclusions. It was indicated that dissolution of the MnS inclusions started the pit initiation process, with the contribution of released compounds from the inclusions. An average percent of inclusions showing an inactive behavior regarding the initiation of pitting was 38 %, verifying similar observations reported in earlier investigations. A nitric acid treatment to remove MnS inclusions improved the pitting resistance significantly.The welding caused the initiation of corrosion at lower potentials when performing electrochemical polarization in synthetic seawater. The corrosion mechanism was probably grain boundary corrosion caused by precipitation of chromium carbides in the grain boundaries. A lacking inert shielding gas during welding did not have any effect on the potential for the initiation of corrosion when comparing two samples welded with and without shielding gas.It was indicated that compositional changes had occurred for MnS inclusions in a certain distance from the fusion line. These changes may have caused the inclusions to be more prone to initiate pitting. Further investigation should be performed to clarify the behaviour of such inclusions, and their susceptibility towards the initiation of corrosion. Grain boundary corrosion in various grades had occurred in the HAZ in certain distances from the fusion line. In a further distance from the fusion line pitting-like corrosion in clusters, possibly induced by chromium depletion after forming chromium oxides combined with a thin oxide film, had occurred. The grain boundary corrosion and the pitting cluster attack are from the experimental results believed to be more important for the failure of the welded stainless steel investigated in this work, than pitting initiated at MnS inclusions changed by the welding process.

Denne oppgaven har tatt for seg et 420 MPa HSLA stål. Stålet ble sveisesimulertfor å oppnå mikrostruktur tilsvarende grovkornet og interkritisk grovkornetHAZ. Interkritisk grovkornet HAZ ble oppnådd ved en tosyklus sveisesimuleringhvor materialet ble varmet opp til 1350 °C og avkjølt med Δτ8-5 = 15s og deretter gjenoppvarmet til 780 °C og avkjølt med Δτ 6-4 = 17s. Grovkornet HAZ ble oppnådd ved ensyklus sveisesimulering hvor materialet ble varmet opp til 1350 °C og avkjølt med Δτ 8-5 = 15s.Et eksempel på EBSD teknikken er vist ved en sammenligning av sekundærelektronbilde, fasekart og Image Quality kart. Sekundærelektronbilde og EBSD skannet er fra nøyaktig det samme område. På denne måten blir det demonstrert at EBSD teknikken er et verdifullt verktøy for å skille ulike stålfaser fra hverandre.Det ble så fortatt en grunnleggende EBSD karakterisering av de to sveisesyklusene. Fire skann med et totalareal på 150 µm x 150 µm ble gjort på hver av de to prøvene. Det ble konkludert med at den største forskjellen var øyer av restaustenitt som i gjennomsnitt utgjorde 2,45 % av det skannede område på tosyklus sveisesimulert prøve. I ensyklus sveisesimulert prøve var disse øyene så godt som fraværende.For tosyklus sveisesimulert stål ble det også gjennomført in situ strekktesting med påfølgende EBSD karakterisering ved -60 °C og romtemperatur. En spesiallaget kaldfinger ble videreutvilket for å kjøle ned prøven til -60 °C, da det ikke lykkes å nå -60 °C slik den opprinnelig var konstruert. EBSD karakterisering ble foretatt uten deformasjon og ved 1 %, 2 %, 3 % og 4 % forlengelse av stålet. En sammenligning av resultatene ved -60 °C og romtemperatur ble gjort. Det ble konkludert med at øyer av restaustenitt transformeres til martensitt som følge av plastisk deformasjon i større grad ved -60 °C enn ved romtemperatur som følge av høyere termodynamiske drivkrefter.Ved in situ undersøkelser må strekkbord og kaldfinger monteres i mikroskopet, dette fører til at det tar mye lengre tid å pumpe vakuum enn ved normale omstendigheter. Det tar 50 minutter å pumpe 2,5 x 10-6 mBar vakuum i tomt prøvekammer. Tilsvarende vakuum ved in situ undersøkelser tar over 5 timer å pumpe, grunnet større overflate inne i mikroskopet. Til slutt ble det gjennomført en sammenligning ved bruk av 1° og 2° Θ steglengde ved indisering av EBSD rådata. Indisering med 1° Θ steglengde ga 1,5% austenitt, mens 2° Θ steglengde ga kun 0,9% austenitt. Konklusjonen var at 2° Θ steglengde ikke oppdager de minste kornene på grunn av for grov omregning i Hough transformasjonen.

Ved sveising av HSLA-stål (High Strength Low Alloy) designet for lavtemperatur applikasjoner kan det dannes lokale sprø soner som martensitt/austenitt-faser (MA-faser). Det er derfor ønskelig å karakterisere austenitten som dannes ved tosykel sveising for å gi økt kunnskap om endringene som oppstår i mikrostrukturen.Denne masteroppgaven tar for seg karakterisering av et 420 MPa HSLA-stål ved in situ varmebehandling opp til tofaseområdet for austenitt og ferritt i kombinasjon med diffraksjon av tilbakespredte elektroner (Electron Backscatter Diffraction - EBSD). Målet med oppgaven var da å karakterisere endringer som oppstår i mikrostrukturen til stålet under in situ oppvarming i mikroskopet. Oppvarmingen ble utført ved å videreutvikle et tidligere varmebord. Stålprøvene ble ènsykel sveisesimulert til 1350 °C og avkjølt med Δt8/5. Den in situ varmebehandlingen tilsvarte da den andre sveisesykelen i en tosykel sveisesimulering. Ved prøvepreparering ble prøvene elektropolert med to ulike elektrolytter; Struers A2 og AC2. I oppgaven ble det benyttet offline-EBSD da det var nødvendig med høy skannehastighet slik at tiden for hvert EBSD-skann ble så liten som mulig.For å nå tofaseområdet til HSLA-stålet var det nødvendig å varme opp til en prøvetemperatur på over 740 °C. Da ovnen har en maksimaltemperatur på 800 °C ble det benyttet en vakuumkompatibel platinamaling mellom prøven og ovnen i varmebordet for å øke varmeledningen. Temperaturforskjellen mellom prøven og ovnen ble da reduseres helt ned til 10 °C. Det ble varmet opp til prøvetemperaturer på 750 °C, 760 °C, 770 °C, 780 °C og 790 °C. Det var nødvendig å vente i 10 minutter etter å ha nådd ønsket prøvetemperatur før det ble kjørt EBSD på grunn av termisk ekspansjon av prøven.Austenitten som ble dannet under oppvarming vokste frem langs korngrenser og hadde en orienteringssammenheng med BCC-matriksen rundt som oppfyller Kurdjomov-Sachs. Det ble observert at austenitten som dannes gradvis forsvant igjen ved økende holdetid ved høy temperatur som følge av avdamping av karbon fra prøveoverflaten. Ved oppvarming viste det seg at det ble dannet en mye større andel austenitt i prøver elektropolert med Struers AC2 enn den med Struers A2. Det ble da konstruert fasediagram for tofaseområdet til stålet på bakgrunn av andel dannet austenitt ved oppvarming. Disse viste at prøver elektropolert med Struers A2 gav mest korrekt andel austenitt.

Sveising fører til endret mikrostruktur i deler av stålet. I kombinasjon med lave temperaturer oppstår nye forutsetninger for brudd.I denne masteroppgava ble det sett på initiering av sprøbrudd i et sveisesimulert 420 MPa HSLA-stål fra Nippon Steel. Dette ble gjort ved å studere mikrostrukturen og bruddflata til seks sveisesimulerte prøver etter bruddmekanisk trepunktsbøying med utmattingskjerv. I tillegg ble det videre undersøkt en mulig MA-fase som tidligere ble funnet i et initieringspunkt på ei prøve med interkritisk grovkornet HAZ.To prøver hadde simulert grovkornet HAZ og fire prøver var forsøkt rendyrket martensitt- og bainittstruktur. Acikulær ferritt ble her sett på som en del av bainittstrukturen. Alle prøvene ble varmet opp til 1350 ◦C og hadde avkjølingstid, ∆τ8/5, på 5, 15 og 22,5 sekunder for derved å simulere henholdsvis martensittstruktur, grovkornet HAZ og bainittstruktur. Prøvene ble brukket ved −60 ◦C.Det var forventet at økt andel bainittstruktur i prøvene ville føre til lavere seighet og dermed lavere CTOD-verdier. Martensittstrukturen var noe selvanløpt og dermed mer duktil. Imidlertid var ikke sammenhengen mellom andel bainittstruktur og initiering av sprøbrudd så klar som forventet og det var mange observasjoner som svekket styrken i sammenhengen.På alle seks bruddprøvene ble alle mulige initieringspunkt langs og foran sprekkspissen kartlagt ved bruk av SEM. Det ble funnet dobbelt så mange initieringspunkt på prøvene med avkjølingstid lik 5 sekunder som de med avkjølingstid lik 15 og 22,5 sekunder. Imidlertid lå mange av disse sværtnær hverandre og mange var låst av duktil bruddvekst.Etter undersøkelse i SEM ble de fire rendyrkede bruddprøvene nitaletsa og undersøkt på ny. Det ble observert karbider i, eller rett ved, 61% av initieringspunktene, flest i prøvene med avkjølingstid lik 22,5 sekunder. Dette viser at initieringen kan være knyttet til karbider og dermed bainittstruktur.Mikrostrukturen til de ulike prøvene ble studert i lysmikroskop. Prøvene med martensittstruktur inneholdt også områder med bainittstruktur. Det var forventet at disse prøvene skulle få høyest CTOD-verdier på grunn av duktil martensitt, men det var ikke tilfellet. De lave CTOD-verdiene kan ha vært grunnet initiering i bainittstrukturen.Det var ingen klar tendens på hva slags beliggenhet initieringspunktene hadde i forhold til prøvenes mikrostruktur eller CTOD-verdi. På alle prøvene ble det observert initiering foran sprekkspiss. Disse initieringene ga mest bruddvekst, bortsett fra i de to rendyrkede prøvene med lavest CTOD-verdi.Det ble gjort tre slipesteg inn i prøvene med grovkorna HAZ for å undersøke mikrostrukturfordelingen langs bruddkantene ved bruk av lysmikroskop. Andelen martensitt og bainitt langs hele bruddkanten ble estimert ved å vurdere mikrostrukturen i hvert punkt som var relevant i et rutenett. Det var ingen markant forskjell i fordelingen av mikrostruktur langs bruddkanten i forhold til CTOD-verdi.Mikrosondeundersøkelser av og rundt en forhøyning i et initieringspunkt på ei prøve med interkritisk grovkornet HAZ indikerte at det kunne være en MA-fase. Desverre forsvant forhøyningen da den skulle kuttes ut ved hjelp av FIB for å undersøkes i TEM.

The recycling of aluminium from used aluminium scrap leads to an unavoidable presence of pollutions in the form of elements of various amounts. Two such elements are iron and silicon. These will always be present to some extent in an aluminium alloy as they are introduced to the alloy during processing. Iron and silicon are accumulative elements, meaning that they can never be completely eliminated once introduced into the aluminium. Some alloys have very narrow compositional windows, they have strict regulations concerning amount of alloying elements allowed. This is of grave importance for the recycling process; to be able to produce specific alloys with limitations regarding content and mechanical properties. A project to uncover the effects of common elements in aluminium such as Mg, Si and Fe has been initiated by the industry. This work is closely related to the project and was carried out as a report during fall 2010 and continued as a master thesis during spring 2011. The aim of this work was to study the effects of variation of small amounts of iron and silicon in 4 different alloys of high and ultra high purity (>99.7 and >99.999 wt% Al, respectively). The main focus was to uncover the effect of the elements on mechanical properties. Tensile test experiments with specimens in uniaxial tension were conducted to uncover the mechanical properties of the alloys. In addition to the tensile tests other parameters like texture, particles, recrystallisation and micro structure development were investigated. DC-cast, extruded flat profiles and rolled and recrystallised versions of the 4 alloys were used during the work.The results from tensile tests performed on the rolled and recrystallised aluminium showed that an initial introduction of 0.066 wt % Fe and Si 0.068 wt % to an alloy containing no pollutions lead to a dramatic increase in strength properties (up to 100% for the tensile strength) and a mild decrease in elongation. The increased strength properties and reduced formability was traced to iron and silicon in solid solution. From the same tensile tests it was concluded that a further increase of iron and an introduction of a small amount of pollutions had close to no effect on the mechanical properties.