Efecto de las atmósferas de tratamiento térmico sobre la evolución de la microestructura y la resistencia a la corrosión de las soldaduras de acero inoxidable dúplex 2205

Scientific Reports volumen 13, Número de artículo: 4592 (2023) Citar este artículo

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Se investigaron los efectos de la atmósfera posterior al tratamiento térmico sobre la microestructura y la resistencia a la corrosión de las uniones soldadas de acero inoxidable dúplex. El tratamiento térmico posterior a la soldadura (PWHT) se llevó a cabo con y sin atmósferas protectoras. El nitrógeno y el argón se utilizan individualmente como gases protectores. El examen detallado de la microestructura (óptica y SEM) demuestra que los precipitados de nitruros se observan mucho en las zonas soldadas para muestras protegidas con nitrógeno. Una caída observada de la fracción de volumen de ferrita en muestras tratadas térmicamente después de la soldadura en comparación con muestras soldadas sin tratamiento térmico que conduce a una mejora de la resistencia a la corrosión de las juntas soldadas tratadas térmicamente. Una excepción para el uso de nitrógeno como atmósfera de tratamiento térmico es la disminución de la resistencia a la corrosión de las soldaduras debido a los precipitados de nitruro. Un aumento en la dureza de la zona de soldadura para muestras tratadas térmicamente después de la soldadura en comparación con la aleación base. La dureza inicial del acero inoxidable dúplex fue de 286 Hv, mientras que la dureza promedio de la zona de soldadura fue de 340, 411, 343 y 391 Hv para PWHT soldado utilizando atmósferas de aire, argón y nitrógeno, respectivamente. La dureza de la zona de soldadura aumentó a 33, 44, 20 y 37 %. Una disminución significativa en la resistencia máxima a la tracción y el alargamiento después de PWHT. El material base inicial de acero inoxidable dúplex con resistencia máxima a la tracción fue de 734,9 MPa, mientras que la resistencia máxima a la tracción de las uniones soldadas fue de 769,3, 628,4, 737,8 y 681,4 MPa para las siguientes condiciones: soldado, PWHT usando atmósferas de aire, argón y nitrógeno, respectivamente .

El acero inoxidable dúplex (DSS) es el metal más adecuado para usar en ambientes severos, como tuberías de aguas profundas para transferir material de petróleo, desalinización de agua de mar, reactores, petroleros, refinerías de petróleo, productos químicos e industrias petroquímicas debido a su excelente resistencia a la corrosión y alta fuerza1,2. La composición química del acero inoxidable dúplex (DSS) contiene Cr, Mo, Ni y N; además, la distribución de los elementos de aleación del acero inoxidable dúplex (DSS) no es homogénea, mientras que el Cr y el Mo conducen a un aumento en el volumen de ferrita. fracción, Ni y N aumentan la fracción de volumen de austenita. El factor clave para influir en la fracción de volumen de ferrita y la precipitación de fases intermetálicas (fases dañinas), como la fase sigma (σ), la fase chi (χ), la austenita secundaria (γ2), el nitruro (CrN y Cr2N), los carburos (M23C6) son el recocido. temperatura, velocidad de enfriamiento, solidificación después del proceso de soldadura3,4,5,6,7,8 y aporte de calor8,9,10.

El proceso de soldadura es un proceso básico e indispensable en la industria. Es un proceso de tratamiento térmico que da como resultado tres zonas: material base (BM), zona afectada por el calor (HAZ) y zona de soldadura (WZ) cada una11. DSS después de la soldadura muestra tres zonas diferentes en la composición química de la fase de ferrita y austenita que, en consecuencia, conducen a una resistencia a la corrosión diferente. La influencia de la soldadura no solo se restringe a la composición química, también afecta la fracción de volumen de ferrita debido al calor12,13. Mientras que Nilsson14 indicó que la soldadura multipaso permite formar una cantidad excesiva de austenita secundaria, lo que conduce a una baja resistencia a la corrosión en la zona de soldadura.

Además, la selección del electrodo de soldadura es de suma importancia en el control de la microestructura del área de soldadura y por lo tanto en las propiedades después de la soldadura15,16,17. Khan et al.15 han hecho un intento de investigar el efecto del metal de aporte sobre la solidificación, la microestructura y las propiedades mecánicas de la soldadura diferente entre el acero inoxidable súper dúplex 2507 y el acero para tuberías de alta resistencia y baja aleación API X70. Llegaron a la conclusión de que la microestructura de la soldadura de relleno 309L está compuesta de ferritas esqueléticas en la matriz de austenita, mientras que la soldadura de relleno 2594 tiene austenita reformada múltiple incrustada en la matriz de ferrita. Además, Ramkumar et al.18 investigan la soldabilidad, las propiedades metalúrgicas y mecánicas de las uniones de aceros inoxidables superdúplex UNS 32750 mediante soldadura por arco de tungsteno con gas (GTAW) empleando metales de aporte ER2553 y ERNiCrMo-4. Recomendaron el uso de ER 2553 para soldar acero inoxidable superdúplex debido a la mejora de las propiedades mecánicas de las uniones soldadas que emplean ER 2553 en comparación con las uniones soldadas que emplean ER NiCrMo-4. Atribuyeron esta mejora comparativa de las propiedades mecánicas a la presencia de cantidades suficientes de ferrita, alotriomórfica y austenita en forma de cuña y como precipitados intergranulares en la zona de soldadura empleando ER2553.

Según estos estudios, la necesidad de controlar la microestructura de la zona de soldadura es una preocupación importante. Después de los procesos de soldadura, la forma más famosa e importante de mejorar la microestructura es el tratamiento térmico posterior a la soldadura (PWHT). Para un (PWHT) adecuado, se deben controlar las siguientes variables: temperatura de calentamiento, tiempo de retención, tasa de enfriamiento y atmósfera de proceso (gas de protección). El tratamiento térmico posterior a la soldadura (PWHT), la temperatura de recocido inadecuada, el gas protector y la velocidad de enfriamiento lenta promueven la formación de precipitación intermetálica (fases dañinas) que depende de la presencia de Cr, Mo y C.

Se realizaron varios estudios sobre el PWHT de las soldaduras en general y de las soldaduras de acero inoxidable dúplex en particular.

Varios estudios indican que la temperatura adecuada para el recocido está entre 1000 y 1200 ℃ seguido de enfriamiento con agua8,19,20,21. Por otro lado, Shen19 indicó que la temperatura óptima de recocido para DSS sin presencia de precipitación intermetálica está entre 1050 y 1100 °C. Considerando que Zhang8 aclaró los efectos del tratamiento térmico de corta duración después de la soldadura a (una pequeña escala de la temperatura elegida) 1020, 1050, 1080, 1100 y 1150 °C y confirmó que las temperaturas de recocido óptimas (sin intermetálico) son 1050 °C y 1080 ºC Además, la mayor resistencia a la corrosión por picaduras se presentó a una temperatura de recocido de 1080 °C durante 3 min.

Durante PWHT, se debe considerar el tiempo de recocido y la velocidad de enfriamiento. Varios estudios indican los efectos del tiempo de recocido de la solución (tiempo de retención) y confirmaron que aumentar el tiempo de recocido conduce a una disminución de la resistencia a la corrosión22,23. Si bien la tasa de enfriamiento durante PWHT es una preocupación importante, la tasa de enfriamiento más lenta después del tratamiento de solución de las juntas soldadas conduce a la formación de fases dañinas24,25.

Además, varios estudios mostraron que la fase sigma enriquecida con Cr, Mo y la presencia de fases intermetálicas (fases dañinas) hacen que el acero inoxidable dúplex sea propenso a la fragilización4 y, en consecuencia, a una baja resistencia a la corrosión y al deterioro de las propiedades mecánicas19,20,23,26,27.

Por lo tanto, el procedimiento PWHT debe observarse cuidadosamente para evitar la formación de fases dañinas. Por otro lado, el PWHT adecuado puede mejorar la resistencia a la corrosión de las soldaduras de acero inoxidable dúplex debido al aumento de la fracción de volumen de austenita21. Desde este punto de vista, es de gran importancia elegir las condiciones óptimas para PWHT.

Debido a que se realizaron pocos estudios sobre el efecto de la atmósfera de tratamiento térmico en la microestructura de las uniones soldadas DSS, por lo tanto, se entusiasmó estudiar en detalle el efecto de diferentes atmósferas protectoras (argón y nitrógeno) durante PWHT en la microestructura, propiedades mecánicas y corrosión. resistencia de las soldaduras DSS. Además, el nitrógeno es un gas de bajo costo en comparación con el gas argón.

En este artículo, el tratamiento térmico posterior a la soldadura se realizó a 1050 °C seguido de enfriamiento rápido con agua para evitar la formación de fases dañinas (sigma, austenita secundaria, chi, nitruro y carburos) que deterioran la microestructura, las propiedades mecánicas y la resistencia a la corrosión.

En el presente trabajo, se soldaron placas DSS utilizando diferentes procesos de soldadura en la misma unión con un ángulo de ranura de 60°. La figura 1 muestra la geometría de ranura utilizada.

Diagrama esquemático de la geometría de la ranura en V.

La soldadura se realizó sobre placas industriales laminadas en caliente S32205 DSS de 8,5 mm de espesor y dimensiones adoptadas de 100 × 100 mm (largo × ancho). El proceso de soldadura se realizó en la raíz con soldadura por arco de metal blindado (SMAW) con metal de aporte E2209-16 mientras que el relleno y la tapa se soldaron mediante soldadura por arco de tungsteno con gas (GTAW) con metal de aporte ER2209 que se observa en la Fig. 2. La Tabla 1 muestra la composición química de la placa DSS y diferentes metales de aporte utilizados en la soldadura.

Macro sección de una unión soldada que muestra las secuencias y el número de pasadas diferentes.

Estos metales de aporte fueron elegidos porque tiene una composición química similar a la del metal base (2205 DSS) que se observa en la Tabla 1. Además, los metales de aporte seleccionados tienen una mayor proporción de níquel en comparación con el metal base. Además, el níquel aumenta la fracción de volumen de la fase austenita en la zona de soldadura, por lo que ofrece una excelente resistencia a la tensión, la corrosión, el agrietamiento y las picaduras16.

Además, se utilizó soldadura por arco metálico de protección (SMAW) para sustituir el gas de respaldo y garantizar una soldadura de alta calidad en el llenado y tapado. Los parámetros del proceso para la soldadura por arco de metal de protección (SMAW) y la soldadura por arco de tungsteno con gas (GTAW) se muestran en la Tabla 2. Una de las uniones soldadas resultantes se muestra en la Fig. 2.

Después de soldar, se quitaron la tapa y la raíz usando una máquina fresadora con fluido de corte, luego las muestras se cortaron usando una máquina cortadora de alambre.

Para investigar el efecto de la atmósfera de tratamiento térmico después de PWHT en la evolución de la microestructura, la resistencia a la corrosión por picaduras, las propiedades mecánicas y la precipitación de la fase secundaria, las muestras se recocieron a 1050 \(^\circ{\rm C}\) durante 25 min. , y luego enfriado con agua como se ve en la Fig. 3. El tratamiento térmico posterior a la soldadura (PWHT) se llevó a cabo en un horno tubular usando diferentes atmósferas (argón y nitrógeno, y sin gas de protección). La Tabla 3 muestra las condiciones de tratamiento térmico posteriores a la soldadura utilizadas.

(a) Unión de soldadura esquemática, (b) proceso de soldadura esquemático, (c) proceso de recocido esquemático, (d) condición de tratamiento térmico, (e) tapa de soldadura y (f) raíz de soldadura.

Además, para observar la microestructura se utilizó un microscopio óptico (OM), y las muestras se pulieron con pasta de diamante a 0,25 µm y se rectificaron con papel abrasivo SiC de grano 400, 600, 800, 1000, 1200, 1500 a 2000 sucesivamente. Luego se utilizó grabado electrolítico en solución de hidróxido de potasio (KOH) (20 g de hidróxido de potasio (KOH) y 100 mL de agua desionizada aplicando 7 V durante 10-15 s).

Se usó hidróxido de potasio (solución de KOH al 20 %) para el grabado electrolítico porque tiene una excelente capacidad para atacar altamente diferentes fases (ferrita, austenita y sigma) y distinguirlas altamente por un buen contraste de gris, blanco y oscuro, respectivamente, basado en metalografía óptica. Esto se usó para calcular la fracción de volumen de austenita y ferrita mediante el software Image J. Se utilizó el software MATLAB para calcular claramente la fracción volumétrica de ferrita, austenita y fases secundarias28. El ácido oxálico también se utilizó para mostrar la austenita secundaria o intermetálica.

Se llevaron a cabo pruebas de tracción para observar la resistencia máxima a la tracción (UTS), la tensión de prueba (PS), el alargamiento y el coeficiente de tracción.

Se realizó la prueba de dureza Vickers en las muestras pulidas (W, HAir, HArgon y HNitrogen) se realizó una fuerza de prueba de 1 kg, y el tiempo de duración de la fuerza de prueba fue de 15 s. Los valores de dureza se midieron en tres zonas (BM, HAZ, WZ) y se tomaron valores promedio.

Con el fin de evaluar el efecto de la atmósfera de tratamiento térmico durante PWHT en la corrosión por picaduras de la zona de soldadura. Todas las mediciones se llevaron a cabo con el analizador electroquímico IviumStat utilizando tres electrodos: electrodo de referencia (RE), lámina de platino utilizada como contraelectrodo (CE) y electrodo de calomelano saturado (SCE). Además, las probetas se pulieron con pasta de diamante a 0,25 µm y se rectificaron con papel abrasivo SiC de grano 400, 600, 800, 1000, 1200, 1500 a 2000 sucesivamente y se utilizó una solución de corrosión electroquímica a partir de NaCl al 3,5 %.

La figura 4A muestra la microestructura óptica del metal base. Consiste en F (gris), A (estructura blanca alargada o con bandas) y precipitados de nitruro en el límite del subgrano δ (puntos negros finos o líneas entre los granos de ferrita). La Figura 4B muestra la foto SEM donde los nitruros aparecen claramente como puntos negros.

Óptica, micrografía SEM, análisis EDS y diferente fracción de volumen de diferentes fases para metal base, (A) microestructura óptica, (B) fotografía SEM, (C) análisis EDS, (D) fracción de volumen por MATLAB y (E) fracción de volumen por Imagen J.

EDS revela que existe una gran cantidad de contenido de nitrógeno y, en consecuencia, muestra una disminución del contenido de cromo en el punto EDS analizado seleccionado (nitruro de cromo), consulte la Fig. 4C. La Figura 4D muestra la fracción volumétrica de las diferentes fases mediante el software MATLAB, por otro lado, la Figura 4E muestra la fracción volumétrica de la fase austenítica mediante el software Image J, donde se muestra el acercamiento de la fracción volumétrica de la fase austenítica con el software MATLAB.

Las nomenclaturas para la microestructura de las zonas de soldadura soldadas es (W) y los tres símbolos de tratamiento térmico posterior a la soldadura durante el aire, el nitrógeno y el argón son Hair, Hnitrogen y Hargon, respectivamente. Se nota que la muestra soldada (W) exhibe diferentes tipos de austenita. Se denominan austenita de límite de grano (GBA), austenita de Widmanstattten (WA) y austenita intergranular (IGA). GBA crece en los límites del grano de ferrita, luego WA crece a partir de GBA, también IGA se nuclea en el grano de ferrita que contiene una alta concentración de Ni, como se muestra en la Fig. 512. Además, la austenita secundaria apareció en la microestructura, la clara evidencia de austenita secundaria es EDS resultados que revelan un alto contenido de níquel, calcio, aluminio y oxígeno. En consecuencia, muestra una disminución drástica de los contenidos de cromo y molibdeno en el punto EDS analizado seleccionado, como se ve en la Fig. 6B6,8,14,29.

Micrografías ópticas, SEM y diferentes fracciones de volumen para zonas de soldadura de Muestra (W) sin proceso PWHT, (A) microestructura óptica, (B) foto SEM, (C) fracción de volumen de diferentes fases por software MATLAB y (D) contenido de austenita de una imagen aleatoria de la zona de soldadura por el software de imagen J.

Micrografías SEM ópticas de zonas de soldadura y punto de análisis EDS en austenita secundaria de muestra W (sin proceso PWHT).

Por otro lado, existía un alto porcentaje de ferrita (59 %) en la muestra de condición soldada como se ve en la Fig. 5C,D.

La figura 5A muestra la microestructura óptica de la zona de soldadura que contiene GBA, F, A, WA e IGA. Sin embargo, la foto óptica no muestra austenita secundaria (SA). Por lo tanto, fue necesario usar una foto SEM para demostrar la austenita secundaria (SA), ver Fig. 5B. La austenita secundaria se formó como se ve en la Fig. 5B debido al uso de soldadura de múltiples pasadas donde la técnica de múltiples pasadas permite formar una cantidad excesiva de austenita secundaria14.

La figura 6A muestra (SA) usando microestructura óptica y SEM. EDS revela que existe una gran cantidad de contenidos de Ni, Ca, Al y O y, en consecuencia, muestra una disminución drástica de los contenidos de Cr y Mo en el punto EDS analizado seleccionado (austenita secundaria), véase la Fig. 6B. Además, hay dos tipos de (SA), el primero es austenita secundaria intergranular mientras que el segundo es austenita secundaria intragranular como se ve en detalle en la Fig. 6C. Es bien sabido que la austenita secundaria sufre de baja resistencia a la corrosión14.

La figura 7A muestra la microestructura óptica de la muestra no protegida (la muestra se sometió a PWHT sin ningún gas de protección). La microestructura óptica consta de F (gris), PA (blanco), IGA (estructura fina) y precipitados de nitruro (puntos negros). La microestructura óptica también muestra austenita columnar (estructura dendrítica). La Figura 7B muestra una foto SEM donde los nitruros aparecen claramente como puntos negros. La figura 7C muestra una fracción de volumen diferente de F (40 %), A (56 %) y nitruros (4 %) mediante el software MATLAB. La Figura 7D muestra la fracción de volumen de A (56,95) por el software Image J.

Micrografías ópticas, SEM y diferentes fracciones de volumen para zonas de soldadura de muestra (HAir) no protegidas durante el proceso PWHT (A) microestructura óptica, (B) fotografía SEM, (C) fracción de volumen por software MATLAB y (D) contenido de austenita de una imagen aleatoria de la zona de soldadura por el software image J.

La figura 8A muestra la microestructura óptica de una muestra protegida con gas argón (Hargon). La microestructura consta de F (gris), A (columnar en blanco), IGA (estructura fina). La Figura 8B muestra una foto SEM donde no existían nitruros, además, no hay ningún intermetálico obvio. La Figura 8C muestra una fracción de volumen diferente de A (60) y F (40%) por el software MATLAB. La Figura 8D muestra la fracción de volumen de A (56,69) por el software Image J.

Micrografías ópticas y SEM de zonas de soldadura de muestra (HArgon) protegidas con gas argón durante el proceso PWHT (A) microestructura óptica, (B) fotografía SEM, (C) fracción de volumen por software MATLAB y (D) contenido de austenita de una imagen aleatoria de la zona de soldadura por el software image J.

La Figura 9A muestra la microestructura óptica de una muestra protegida con gas nitrógeno (HNitrogen). Consiste en pocas cantidades de F (gris), A (grueso y columnar en blanco), IGA (estructura fina) y precipitados de nitruro (puntos negros). La Figura 9B muestra la foto SEM donde existen muchos nitruros en negro mientras que la ferrita está en gris. La fracción de volumen diferente por el software MATLAB de F, A y nitruros es 37, 52 y 11%, respectivamente, como se ve en la Fig. 9C. Como la Fig. 9D muestra la fracción de volumen de A (48,87) por el software Image J.

Micrografías ópticas, SEM y diferentes fracciones de volumen para las zonas de soldadura de la muestra (HNitrogen) protegidas con gas nitrógeno durante el proceso PWHT (A) microestructura óptica, (B) fotografía SEM, (C) fracción de volumen por software MATLAB y (D) contenido de austenita de una imagen aleatoria de la zona de soldadura por el software de imagen J.

La figura 10A muestra la microestructura óptica de la zona afectada por el calor (HAZ) de la muestra (W) que contiene F, A. La figura 10B muestra SEM de la zona afectada por el calor (HAZ) de la muestra (W) sin proceso PWHT. Se compone de austenita y ferrita.

Micrografías ópticas y SEM de la zona afectada por el calor de la muestra (W) sin proceso PWHT.

Austenita (color abierto y más blanco), oscuro claro ya que en el lado izquierdo es Ferrita.

La figura 11A muestra la microestructura óptica de la zona afectada por el calor (HAZ) de la muestra (HAir) de la muestra no protegida con el proceso PWHT que contiene F (oscuro claro), A (blanco). La figura 11B muestra SEM de la zona afectada por el calor (HAZ) de la muestra (HAir). Se compone de Ferrita y Austenita.

Micrografías ópticas y SEM de la zona de la muestra afectada por el calor (HAir) no protegida durante el proceso PWHT.

La figura 12A muestra la microestructura óptica de la zona afectada por el calor (HAZ) de la muestra (HArgon) protegida con gas argón durante el proceso PWHT que contiene F (oscuro), A (blanco). La Figura 12B muestra SEM de la zona afectada por el calor (HAZ) de la muestra (HArgon). Se compone de Ferrita (oscura) y Austenita (Gris).

Micrografías ópticas y SEM de la zona de la muestra afectada por el calor (HArgon) protegida con gas Argon durante el proceso PWHT.

La Figura 13A muestra la microestructura óptica de la muestra de la zona afectada por el calor (HAZ) (nitrógeno H) protegida con gas nitrógeno durante el proceso PWHT que contiene F (gris), A (blanco). La figura 13B muestra SEM de la zona afectada por el calor (HAZ) de la muestra (nitrógeno H) en detalle. Se compone de ferrita (oscura) y austenita (gris).

Micrografías ópticas y SEM de la zona de la muestra afectada por el calor (nitrógeno H) protegida con gas nitrógeno durante el proceso PWHT.

La Figura 14 muestra el contenido de austenita (fracción de volumen de austenita) para una imagen de la zona afectada por el calor de muestras (W, HAire, HArgon, HNitrogen) por el software image J. Se observa una clara reducción de la fracción de austenita y, en consecuencia, aumentos del contenido de ferrita en la muestra (W) en comparación con las muestras tratadas térmicamente. y en orden de muestras de donde la mayor fracción de volumen de austenita es (HNitrogen, HAir, HArgon y W) respectivamente.

Fracción de volumen de la fase austenita de una imagen aleatoria de la zona afectada por el calor de las Muestras (W, HAire, HArgon y HNitrogen).

La Figura 15 muestra un agotamiento de la fracción de austenita en la zona afectada por el calor en la interfaz adyacente al baño de soldadura, mientras que se observa un aumento de la fracción de austenita en estas interfaces después de PWHT. La interrupción del equilibrio austenita/ferrita en los aceros inoxidables dúplex puede deteriorar las propiedades, especialmente la resistencia a la corrosión. Por lo tanto, puede haber una necesidad urgente de restablecer este equilibrio cuando se altera debido al proceso de soldadura, y PWHT tendrá un papel importante para restablecer este equilibrio. Por otro lado, un aumento en el tamaño de grano de ferrita en la interfaz HAZ-WZ para la muestra soldada sin PWHT que puede producirse a partir de la alta entrada de calor producida por el proceso de soldadura30. Además, uno de los factores más importantes que pueden controlar la microestructura de la ZAT es el proceso de recalentamiento debido a las técnicas de soldadura de pasadas múltiples6,30,31.

Interfaz HAZ-WZ de (W, HAir, HArgon, HNitrogen).

Debido a la diferencia entre el metal de aporte y el metal base en el punto de fusión, se forma una macrosegregación cerca del límite de fusión. La macrosegregación adopta diferentes formas, como la zona de transición (TZ), la zona no mixta (UZ) y la zona parcialmente mixta (PMZ). Varios estudios indican que la mezcla de níquel durante el proceso de soldadura conduce a la formación de una microestructura de gradiente cerca del límite de fusión (interfaz HAZ-WZ)32,33. Además, existen diferentes tipos para describir la Zona No Mixta (UZ), el primero es isla mientras que el segundo es península y el tercero es playa deficiente en relleno32,33. La figura 16 muestra la formación de una microestructura de gradiente (isla y península) cerca del límite de fusión.

Límite de fusión (interfaz HAZ-WZ).

La figura 17 muestra la fracción volumétrica de austenita en las muestras investigadas. Por el contraste de colores entre las fases austenita, ferrita e intermetálica. Las mediciones se llevaron a cabo mediante el software Image J para calcular la fracción de volumen de las fases de ferrita y austenita. Teniendo en cuenta que la proporción de la fracción de volumen de la fase de ferrita incluye la fracción de volumen de las fases intermetálicas, y debido a la distribución no homogénea de los elementos de aleación dentro del DSS. Se midieron cinco imágenes de ubicaciones aleatorias en cada zona (HAZ y WZ). Se observa una clara reducción de la fracción de ferrita y, en consecuencia, aumentos del contenido de austenita en las muestras tratadas térmicamente en comparación con la muestra soldada (W). Entre las muestras tratadas térmicamente en diferentes atmósferas, la muestra tratada bajo atmósfera de nitrógeno (HNitrogen) revela el contenido más bajo de austenita en la zona de soldadura. Además, el mayor contenido de austenita de la zona de soldadura se observa en la muestra sin tratamiento térmico en atmósfera protegida (muestra HAir). Además, esa fracción de volumen de austenita de la zona afectada por el Calor de las muestras (HAire y HNitrogen) fue convergente.

La fracción de volumen de la fase austenita en la zona afectada por el calor y la zona de soldadura para los especímenes investigados.

Varios investigadores estudiaron el efecto del tratamiento térmico posterior a la soldadura en las propiedades de las uniones soldadas de acero inoxidable dúplex. En el presente wok se utilizan individualmente dos tipos de atmósferas controladas que son argón y nitrógeno en comparación con muestra no protegida. La mayoría de los procesos de tratamiento térmico utilizan argón como atmósfera controlada y el uso de nitrógeno como atmósfera controlada para el tratamiento térmico posterior a la soldadura del acero inoxidable dúplex casi no se encuentra en las publicaciones. El uso de nitrógeno (pureza del 95 %) en lugar de argón como atmósfera controlada tiene consideraciones económicas porque el gas nitrógeno es menos costoso que el gas argón34. Las investigaciones microestructurales para muestras tratadas térmicamente indican que el uso de argón como atmósfera controlada no da como resultado una precipitación de segunda fase, mientras que la precipitación de segunda fase se observa en la microestructura de la muestra bajo atmósfera de nitrógeno. Además, la muestra desprotegida (el aire es la atmósfera del horno) da precipitados intermetálicos con una microestructura algo similar a uno protegido con nitrógeno. El gas nitrógeno se clasifica como un gas inerte y la interacción probable con el acero inoxidable dúplex durante el tratamiento térmico está fuera de discusión. Por otro lado, Brunzel et al.35 estudiaron el efecto del gas nitrógeno en las aleaciones de hierro durante el recocido. Notaron un aumento del contenido de nitrógeno (en forma de nitruros) en el acero después del proceso de recocido en comparación con el material de partida antes del recocido. Además, concluyeron que la intensidad del efecto del gas nitrógeno para formar nitruros depende principalmente de los parámetros temperatura-tiempo del proceso y la composición de la atmósfera, así como del contenido de elementos de aleación en el acero. En el presente trabajo, se detectan precipitados de nitruro en las regiones de ferrita para muestras calentadas sin atmósfera controlada y calentadas con atmósferas controladas de nitrógeno, mientras que las muestras tratadas en atmósfera controlada de argón no muestran precipitación. Esto concuerda con los resultados de Brunzel et al.35 donde se observa precipitación de nitruros. La interacción del nitrógeno molecular y las aleaciones de hierro obedece a la reacción:

que tiene una constante de equilibrio:

donde a \(N\) es la actividad termodinámica del nitrógeno en una solución sólida de hierro, y PN2 es la presión parcial de nitrógeno en la atmósfera.

La cantidad de nitrógeno disuelto en el hierro depende de la temperatura, la presión parcial de nitrógeno y la forma y contenido de los elementos de aleación en la aleación en equilibrio con la atmósfera gaseosa36. Además, la solubilidad del nitrógeno en la austenita es mayor que la de la ferrita y con el aumento de la temperatura la solubilidad del nitrógeno disminuye en la austenita y aumenta en la ferrita37.

Se realizaron pruebas de tracción para observar la resistencia máxima a la tracción (UTS), la tensión de prueba (PS), el alargamiento y el coeficiente de tracción. La figura 18A muestra las dimensiones de las muestras de tracción.

(A) Dimensiones de muestras de tracción, (B) especímenes de tracción fracturados, (C) curvas de tensión-deformación de ingeniería de muestras (W, HAir, HArgón, HNitrógeno), (D) valor de resistencia última a la tracción y prueba, (E) porcentaje alargamiento de las muestras, (F) coeficiente de tracción.

La Figura 18C muestra las curvas de tensión-deformación de ingeniería de muestras (W, HAire, HArgon, HNitrogen). Los resultados indican que la resistencia máxima a la tracción del metal base fue de 734,9 MPa, mientras que un aumento observado en UTS alcanzó el 4,7 % y el 0,4 % para las muestras soldadas y de argón, respectivamente. La resistencia máxima a la tracción de las muestras soldadas y de argón fue de 769,3 MPa y 737,8 MPa, respectivamente, Fig. 18D. Además, se observa un claro descenso en la UTS alcanzando el 14,5% y el 7,3% para las muestras de HAir y HNitrogen respectivamente. La resistencia máxima a la tracción de las muestras de HAir y HNitrogen fue de 628,4 MPa y 681,4 MPa como se ve en la Fig. 18D.

Además, la tensión de prueba (PS) fue de 554,3, 574,3, 512, 561,7 y 512,3 MPa para el metal base, como muestras soldadas, HAir, HArgon y HNitrogen, respectivamente, que se muestran en la Fig. 18D.

La Figura 18B muestra especímenes de tracción fracturados. Ubicación observada de la falla de una muestra soldada lejos de la zona de soldadura. Además, la falla ocurrió en la zona de soldadura de las muestras PWHT.

La Figura 18F muestra el coeficiente de tracción del metal base, como muestras soldadas, HAir, HArgon y HNitrogen. El coeficiente de tracción fue 104,7, 85,5, 100,4 y 92,7 % para muestras soldadas, HAir, HArgon y HNitrogen, respectivamente.

La figura 18E muestra el porcentaje de elongación de las muestras. En términos de elongación, se nota una reducción significativa para las muestras de HAir y HNitrogen. Esta reducción de la ductilidad puede atribuirse a la formación de nitruros en la muestra de HAir y HNitrógeno. Además, las fases dañinas hacen que el acero inoxidable dúplex sea propenso a la fragilización4, en consecuencia, baja resistencia a la corrosión y propiedades mecánicas deterioradas19,20,23,26,27. Lo confirma. Las curvas de tensión-deformación de ingeniería que se ven en la Fig. 18C y el porcentaje de elongación que se ve en la Fig. 18E deterioran las propiedades mecánicas de las muestras de HAir y HNitrógeno debido a la formación de nitruro. En consecuencia, se observó una caída en la muestra de argón en comparación con la muestra soldada. Bhanu32 indicó que el PWHT puede afectar negativamente la ductilidad. Por lo tanto, las muestras se pueden clasificar después de la prueba de tracción en dúctiles y frágiles como se ve en la Fig. 18E.

El esquema de la Figura 19 muestra las ubicaciones de los valores de dureza medidos. Los valores promedio de dureza para la zona de soldadura para las muestras W, HAir, HArgon y HNitrogen fueron 340, 411, 343 y 391 respectivamente, véase la Fig. 20. Mientras que el promedio de dureza de la zona afectada por el calor fue (298, 323, 323 y 306) para muestras (W, HAir, HArgon y HNitrogen) respectivamente como se muestra en la Fig. 20. Además, los valores de dureza del metal base fueron (286, 325, 317 y 304) de (W, HAir, HArgon y HNitrogen ) muestras respectivamente. La Tabla 4 muestra los valores de dureza de las muestras en detalle.

Las zonas donde se midió la dureza en cada muestra.

Valores medios de dureza de la zona de soldadura y zona afectada por el calor.

El aumento aparente de los valores de dureza para la zona de soldadura en las muestras de PWHA que utilizan atmósferas de aire y nitrógeno puede deberse a la precipitación de nitruros. Además, la distribución no homogénea de los elementos de aleación dentro del DSS19 y el cambio en la composición química tanto en la fase de ferrita como en la de austenita (que se muestra en la Tabla 5) también pueden generar variaciones en los valores de dureza. Además, el efecto de la velocidad de enfriamiento y recalentamiento durante la soldadura conduce a diferentes valores de dureza en diferentes regiones de la zona de soldadura.

La figura 21 muestra las curvas de polarización de la prueba de corrosión Tafel de muestras (W, HAir, HArgón, Hnitrógeno), las curvas de polarización indican cosas emocionantes. Aunque no hay ningún intermetálico obvio en la muestra de argón y presencia de precipitados (nitruro) en la zona de soldadura de la muestra de aire. La mayor resistencia a la corrosión fue (HAire, HArgon, HNitrogen, W) respectivamente, que se observa en la Fig. 21, atribuida a la fracción de volumen de austenita y ferrita donde la corrosión se da en la ferrita en primer lugar debido a la solución de cloruro de sodio (NaCl) utilizada38. Como la presencia de un alto contenido de níquel y nitrógeno en la austenita conduce a una alta resistencia a la corrosión en la austenita en comparación con la ferrita que se ve en la Tabla 5. Además, una mayor fracción de volumen de ferrita conduce a una tasa de difusión de picaduras más rápida en las muestras27. Por lo que fue necesario investigar la fracción volumétrica de ferrita y austenita. Zhang et al.28 concluyeron que PWHT para soldaduras de aceros inoxidables dúplex aumenta la fracción de volumen de austenita (es decir, disminuye la fracción de volumen de ferrita equilibrada) lo que conduce a una mejora de la resistencia a la corrosión de las uniones soldadas, lo que concuerda con los resultados de este artículo. Pero la presencia significativa de nitruros en la muestra de nitrógeno y la austenita secundaria en la muestra de W fue la razón principal del aumento de la tasa de corrosión en estas muestras14,39. Como la densidad de corriente de corrosión es el factor principal para determinar la velocidad de corrosión. Por lo tanto, aumentar la densidad de corriente de corrosión conduce a una tasa de corrosión rápida. La Tabla 6 muestra el valor de densidad de corriente de corrosión, donde se Organizaron las muestras de acuerdo con la velocidad de corrosión lenta de la siguiente manera (HAir, HArgon, HNitrogen, W) respectivamente.

Curvas de polarización de la zona de soldadura de muestras (W, HAir, HArgon, HNitrogen).

Los siguientes son hallazgos importantes de este estudio sobre el efecto de la atmósfera de tratamiento térmico en la microestructura de las uniones soldadas de acero inoxidable dúplex:

PWHT mejora el refinado del grano y aumenta la fracción de austenita en la zona de soldadura y HAZ.

El uso de nitrógeno como gas de protección durante el tratamiento térmico conduce a la formación de precipitados de nitruro. También se obtiene el mismo resultado cuando las muestras se tratan térmicamente sin gas protegido, mientras que el uso de gas argón durante el tratamiento térmico no produce precipitación de nitruro.

Entre las muestras con tratamiento térmico que utilizan diferentes atmósferas de horno, la muestra que se calentó con nitrógeno durante PWHT tiene la fracción de volumen de ferrita más alta (fracción de volumen de austenita más baja) en comparación con las muestras que usan argón y aire durante el tratamiento térmico.

Se observa una caída significativa de UTS y ductilidad después de PWHT, especialmente cuando se usa aire y nitrógeno como atmósferas de tratamiento térmico.

Se observan valores de dureza Vickers más altos para las uniones soldadas con HAir y HNitrogen, y esto puede deberse a los precipitados de nitruro.

Se observa una reducción de la resistencia a la corrosión para el tratamiento térmico posterior a la soldadura con nitrógeno (muestra HNitrogen) y soldado (muestra W) debido a la precipitación de nitruro y austenita secundaria, respectivamente.

Finalmente, no se recomienda realizar PWHT para soldaduras de acero inoxidable dúplex si las propiedades mecánicas son de gran importancia, mientras que si se requiere mejorar las propiedades químicas y la resistencia a la corrosión, es preferible realizar PWHT porque mejora la resistencia a la corrosión de soldaduras dúplex.

En relación con la disponibilidad de datos sin procesar, quiero informarle que este trabajo es parte de un largo estudio de investigación, y los datos sin procesar no serán públicos en este momento, pero están disponibles a pedido del autor correspondiente.

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AYM y AHA escribieron el texto principal del manuscrito. ZAH y AIZF y AEE-N. figuras preparadas. Todos los autores revisaron el manuscrito.

Correspondencia a Ahmed Hussein Abdelraheem Mohamed.

Los autores declaran no tener conflictos de intereses.

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Mohamed, AY, Mohamed, AHA, Abdel Hamid, Z. et al. Efecto de las atmósferas de tratamiento térmico sobre la evolución de la microestructura y la resistencia a la corrosión de las soldaduras de acero inoxidable dúplex 2205. Informe científico 13, 4592 (2023). https://doi.org/10.1038/s41598-023-31803-5

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Recibido: 27 enero 2023

Aceptado: 17 de marzo de 2023

Publicado: 21 de marzo de 2023

DOI: https://doi.org/10.1038/s41598-023-31803-5

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