A Preliminary Study of Internal Corrosion in Condensate Pipelines at Geothermal Power Plants

In this study, we presented observations and analyze related to internal corrosion in condensate pipes in geothermal power plants. A damaged pipe of condensate pipeline taken from a power plant was investigated to determine the root cause of failure. The observation and failure analysis was carried out by visual and dimensional examination, chemical composition testing, macroscopic, and microscopic examination, Scanning Electron Microscope (SEM) examination with Energy Dispersed Spectrometer (EDS). The deposit in the pipe was analyzed by X-Ray Diffraction (XRD). The quality of the condensate fluid and their tendencies were determined by Langelier Saturation Index (LSI). Also, the corrosion rate of the pipe was simulated by condensate fluid by using a corrosion measurement system (Tafel polarization). The internal corrosion was found in the condensate line is strongly suspected to occur due to erosion-corrosion. Erosion corrosion is caused by insoluble and hard particles in the condensate fluid. The results of XRD found the presence of calcium-silicate compounds in the sediment that is suspected to be the cause of erosion particles. The reduction of the thickness of the bottom pipe wall and occurs in longitudinal directions the alleged damage to the pipe due to sediment corrosion. The presence of hard compounds and differential oxygen can accelerate the process of corrosion so that the corrosion rate in condensate pipelines was a category in the severe category based on NACE SP0775 standards

Evaluation of the Contact Area in Total Knee Arthroplasty Designed for Deep Knee Flexion

Total knee arthroplasty (TKA) implants are becoming an interesting subject in implant design research and development activities due to their complexity. They should be able to facilitate knee movement while supporting body weight during daily usage. Meanwhile, incidents such as hyperflexion in TKA implants outside their designated configuration can lead to subluxation and dislocation in this study, a polyethylene component of a posterior-stabilized right knee joint implant was developed to facilitate a high range of motion (ROM). Finite element analysis (FEA) was used to analyze the contact area on the polyethylene component. FEA was used to simulate weight-bearing conditions at 0°, 30°, 60°, 90°, 120°, and 150° of knee flexion. The modified polyethylene component resulted in better performance in terms of contact area, especially at 120° of knee flexion. The two dominant contact areas on the polyethylene component were 733 mm² at 0° of knee flexion and 576 mm² at 120° of knee flexion. Furthermore, the current design of the polyethylene component can maintain a contact area of 65 mm² at 150° of knee flexion. The current design is expected to accommodate deep knee flexion movement in daily activities and reduce the possibility of subluxation and dislocation at the polyethylene component during deep knee flexion. In addition, a large contact area can reduce the potential wear on or fracture of the polyethylene component. Finally, the result of FEA was validated using a simulator of knee kinematic motion; there was no indication of subluxation and dislocation at any degree of knee flexion

Вплив холодної прокатки і високотемпературного газового азотування на утворення аустенітної фази в неіржавіючій сталі AISI 430

Austenitic stainless steel is the most commonly used material in the production of orthopedic prostheses. In this study, AISI 430 SS (0.12 wt. % C; 1 wt. % Si; 1 wt. % Mn; 18 wt. % Cr; 0.04 wt. % P and 0.03 wt. % S) will be modified by creating austenite and removing its ferromagnetic properties via the high-temperature gas nitriding process. Cold rolling with various percentage reduction (30, 50, and 70 %) was followed by gas nitriding at a temperature of 1200 °C with holding times of 5, 7, and 9 hours, then quenching in water was carried out on as-annealed AISI 430 SS. The formation of the austenite phase was examined by XRD (x-ray diffraction). The microstructure and element dispersion were observed using SEM-EDS (scanning electron microscope-energy dispersive spectrometry), whereas the mechanical properties after gas nitriding and water quenching were determined by Vickers microhardness testing. At all stages of the gas nitriding process, the FCC iron indicated the austenite phase was visible on the alloy's surface, although the ferrite phase is still present. The intensity of austenite formation is produced by cold rolling 70 % reduction with a 5-hour gas nitriding time. Furthermore, the nitrogen layer was formed with a maximum thickness layer of approximately 3.14 µm after a 50 % reduction in cold rolling and 9 hours of gas nitriding process followed by water quenching. The hardness reached 600 HVN in this condition. This is due to the distribution of carbon that is concentrated on the surface. As the percent reduction in the cold rolling process increases, the strength of AISI 430 SS after gas nitriding can increase, causing an increase in the number of dislocations. The highest tensile strength and hardness of AISI 430 SS of 669 MPa and 271.83 HVN were obtained with a reduction of 70 %.Аустенитная нержавеющая сталь является наиболее часто используемым материалом при производстве ортопедических протезов. В данном исследовании нержавеющая сталь AISI 430 (0,12 мас. % C; 1 мас. % Si; 1 мас. % Mn; 18 мас. % Cr; 0,04 мас. % P и 0,03 мас. % S) будет модифицирована путем создания аустенита и устранения его ферромагнитных свойств посредством процесса высокотемпературного газового азотирования. Холодная прокатка с различным процентом обжатия (30, 50 и 70 %) сопровождалась газовым азотированием при температуре 1200 °C со временем выдержки 5, 7 и 9 часов, затем проводилась закалка в воде на отожженной нержавеющей стали AISI 430. Образование аустенитной фазы исследовали методом рентгеноструктурного анализа. Микроструктуру и дисперсию элементов наблюдали с помощью СЭМ-ЭДС (сканирующий электронный микроскоп-энергодисперсионная спектрометрия), механические свойства после газового азотирования и закалки в воде определяли с помощью испытания на микротвердость по Виккерсу. На всех стадиях процесса газового азотирования ГЦК железо указывало на наличие аустенитной фазы на поверхности сплава несмотря на присутствие ферритовой фазы. Интенсивность образования аустенита достигается путем 70 %-ного обжатия при холодной прокатке при 5-часовом газовом азотировании. Кроме того, в результате 50%-ного обжатия при холодной прокатке и 9-часового процесса газового азотирования с последующей закалкой в воде был сформирован слой азота с максимальной толщиной приблизительно 3,14 мкм. Твердость в этом состоянии достигала 600 HVN. Это связано с распределением углерода, сконцентрированного на поверхности. По мере увеличения процента обжатия в процессе холодной прокатки прочность нержавеющей стали AISI 430 после газового азотирования может увеличиваться, вызывая увеличение количества дислокаций. Наивысшая прочность на разрыв и твердость нержавеющей стали AISI 430 669 МПа и 271,83 HVN были получены при 70%-ном обжатииАустенітна неіржавіюча сталь є найбільш часто використовуваним матеріалом при виробництві ортопедичних протезів. У даному дослідженні неіржавіюча сталь AISI 430 (0,12 мас. % C; 1 мас. % Si; 1 мас. % Mn; 18 мас. % Cr; 0,04 мас. % P і 0,03 мас. % S) буде модифікована шляхом створення аустеніту і усунення його феромагнітних властивостей за допомогою процесу високотемпературного газового азотування. Холодна прокатка з різним відсотком обтиску (30, 50 і 70 %) супроводжувалася газовим азотуванням при температурі 1200 °C з часом витримки 5, 7 і 9 годин, потім проводилося гартування у воді на відпаленій неріжавіючій сталі AISI 430. Утворення аустенітної фази досліджували методом рентгеноструктурного аналізу. Мікроструктуру і дисперсію елементів спостерігали за допомогою СЕМ-ЕРС (скануючий електронний мікроскоп-енергодисперсійна спектрометрія), механічні властивості після газового азотування і гартування у воді визначали за допомогою випробування на мікротвердість по Віккерсу. На всіх стадіях процесу газового азотування ГЦК залізо вказувало на наявність аустенітної фази на поверхні сплаву незважаючи на присутність феритової фази. Інтенсивність утворення аустеніту досягається шляхом 70 %-ного обтиску при холодній прокатці при 5-годинному газовому азотуванні. Крім того, в результаті 50%-ного обтиску при холодній прокатці і 9-годинного процесу газового азотування з подальшим гартуванням у воді був сформований шар азоту з максимальною товщиною приблизно 3,14 мкм. Твердість в цьому стані досягала 600 HVN. Це пов'язано з розподілом вуглецю, сконцентрованого на поверхні. У міру збільшення відсотка обтиску в процесі холодної прокатки міцність неіржавіючої сталі AISI 430 після газового азотування може збільшуватися, викликаючи збільшення кількості дислокацій. Найвища міцність на розрив і твердість неіржавіючої сталі AISI 430 669 МПа і 271,83 HVN були отримані при 70%-ному обтиск