Noticias

Jun 11, 2023

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

Scientific Reports volumen 13, Número de artículo: 4592 (2023) Citar este artículo 1168 Accesos Detalles métricos Los efectos de la atmósfera post-tratamiento térmico sobre la microestructura y la resistencia a la corrosión de

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

1168 Accesos

Detalles de métricas

Se investigaron los efectos de la atmósfera posterior al tratamiento térmico sobre la microestructura y la resistencia a la corrosión de uniones soldadas de acero inoxidable dúplex. El tratamiento térmico post soldadura (PWHT) se realizó con y sin atmósfera protectora. El nitrógeno y el argón se utilizan individualmente como gases protectores. El examen detallado de la microestructura (óptico y SEM) demuestra que los precipitados de nitruros se observan altamente en las zonas soldadas para muestras protegidas con nitrógeno. Se observó una caída de la fracción de volumen de ferrita en muestras tratadas térmicamente después de la soldadura en comparación con muestras soldadas sin tratamiento térmico, lo que condujo a una mejora de la resistencia a la corrosión de las uniones soldadas tratadas térmicamente. Una excepción al uso de nitrógeno como atmósfera de tratamiento térmico es la disminución de la resistencia a la corrosión de las piezas soldadas 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 última a la tracción y el alargamiento después del PWHT. La resistencia máxima a la tracción inicial del material base de acero inoxidable dúplex 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 su uso en entornos severos, como tuberías de aguas profundas para transferir material petrolífero, desalinización de agua de mar, reactores, petroleros, industrias químicas y petroquímicas de refinerías de petróleo 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 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 las fases intermetálicas (fases nocivas), como la fase sigma (σ), la fase chi (χ), la austenita secundaria (γ2), los nitruros (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 las fases de ferrita y austenita que, en consecuencia, conducen a diferentes resistencias a la corrosión. La influencia de la soldadura no sólo se limita a la composición química, sino que también afecta a la fracción de volumen de ferrita debido al calor12,13. Mientras que Nilsson14 indicó que la soldadura de múltiples pasadas permite formar una cantidad excesiva de austenita secundaria, por 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 para controlar la microestructura del área de soldadura y, por tanto, las propiedades después de la soldadura15,16,17. Khan et al.15 han intentado investigar el efecto del metal de aportación 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 API X70 de alta resistencia y baja aleación. Concluyeron 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 múltiples austenita reformada incrustada en la matriz de ferrita. Además, Ramkumar et al.18 investigan la soldabilidad y 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 aportación 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, alotriomorfa y austenita en forma de widmanstätten 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, el método más famoso e importante para mejorar la microestructura es el tratamiento térmico post-soldadura (PWHT). Para un (PWHT) adecuado se deben controlar las siguientes variables: temperatura de calentamiento, tiempo de mantenimiento, velocidad de enfriamiento y atmósfera del 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 nocivas) que depende de la presencia de Cr, Mo y C.

Se llevaron a cabo 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 es entre 1000 y 1200 ℃ seguido del enfriamiento con agua8,19,20,21. Por otro lado, Shen19 indicó que la temperatura óptima de recocido para DSS sin presencia de precipitación intermetálica es entre 1050 y 1100 °C. Mientras 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 óptimas de recocido (no intermetálicas) son 1050 °C y 1080 °C. Además, la mayor resistencia a la corrosión por picaduras se obtuvo a una temperatura de recocido de 1080 °C durante 3 minutos.

Durante PWHT se debe considerar el tiempo de recocido y la velocidad de enfriamiento. Varios estudios indican los efectos del tiempo de recocido en 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 velocidad de enfriamiento durante PWHT es una preocupación importante, la velocidad de enfriamiento más lenta después del tratamiento con solución de las uniones soldadas conduce a la formación de fases dañinas24,25.

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

Por lo tanto, el procedimiento PWHT debe observarse cuidadosamente para evitar la formación de fases nocivas. 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 llevaron a cabo pocos estudios sobre el efecto de la atmósfera de tratamiento térmico en la microestructura de las uniones soldadas DSS, fue interesante estudiar en detalle el efecto de diferentes atmósferas protectoras (argón y nitrógeno) durante PWHT sobre la microestructura, las propiedades mecánicas y la corrosión. Resistencia de las soldaduras DSS. Además, el nitrógeno es un gas de bajo coste en comparación con el gas argón.

En este artículo, el tratamiento térmico posterior a la soldadura se realizó a 1050 °C seguido de un enfriamiento con agua para evitar la formación de fases nocivas (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 ranura en V.

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

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

Se eligieron estos metales de aportación porque tienen una composición química similar a la del metal base (2205 DSS) que se ve en la Tabla 1. Además, los metales de aportación seleccionados tienen una mayor proporción de níquel en comparación con el metal base. Además, el níquel conduce a un aumento de la fracción de volumen de la fase de austenita en la zona de soldadura, por lo tanto, 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 taponado. Los parámetros del proceso tanto para la soldadura por arco de metal de protección (SMAW) como para 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 retiraron la tapa y la raíz usando una 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 sobre 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 se enfrió 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 utilizando diferentes atmósferas (argón y nitrógeno, y sin gas protector). La Tabla 3 muestra las condiciones de tratamiento térmico posteriores a la soldadura utilizadas.

(a) Junta de soldadura esquemática, (b) proceso de soldadura esquemático, (c) proceso de recocido esquemático, (d) condición del 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 molieron sucesivamente con papel abrasivo SiC de grano 400, 600, 800, 1000, 1200, 1500 a 2000. 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 a 15 s).

Se utilizó hidróxido de potasio (solución de KOH al 20%) para el grabado electrolítico porque tiene una excelente capacidad para atacar diferentes fases (ferrita, austenita y sigma) y distinguirlas altamente por un buen contraste de gris, blanco y oscuro, respectivamente, según Metalografía óptica. Esto se utilizó 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 de volumen 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.

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

Para evaluar el efecto de la atmósfera de tratamiento térmico durante PWHT sobre 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 calomelanos saturados (SCE). Además, las muestras se pulieron con pasta de diamante a 0,25 µm y se molieron sucesivamente con papel abrasivo SiC de grano 400, 600, 800, 1000, 1200, 1500 a 2000 y se utilizó una solución de corrosión electroquímica 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 (finos puntos negros o líneas entre granos de ferrita). La Figura 4B muestra la fotografía SEM donde los nitruros aparecen claramente como puntos negros.

Óptico, 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), ver Fig. 4C. La Figura 4D muestra la fracción de volumen de diferentes fases mediante el software MATLAB, por otro lado, la Fig. 4E muestra la fracción de volumen de la fase de austenita mediante el software Image J, donde muestra el acercamiento de la fracción de volumen de la fase de austenita con el software MATLAB.

Las nomenclaturas para la microestructura de las zonas de soldadura mientras se suelda es (W) y los tres símbolos de tratamiento térmico posterior a la soldadura con aire, nitrógeno y argón son Cabello, Nitrógeno y Hargón, respectivamente. Se observa en la muestra soldada (W) que presenta diferentes tipos de austenita. Se denominan austenita de límite de grano (GBA), austenita de Widmanstattten (WA) y austenita intergranular (IGA). El GBA crece en los límites del grano de ferrita, luego el WA crece a partir del GBA, también el 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 evidencia clara de la austenita secundaria es la 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 la muestra (W) sin proceso PWHT, (A) microestructura óptica, (B) fotografía SEM, (C) fracción de volumen de diferentes fases mediante software MATLAB y (D) contenido de austenita. de una imagen aleatoria de la zona de soldadura mediante el software Image J.

Micrografías ópticas SEM de zonas de soldadura y análisis EDS apuntan a la austenita secundaria de la muestra W (sin proceso PWHT).

Por otro lado, existía un alto porcentaje de ferrita (59%) en la muestra en condiciones de soldadura, 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 fotografía óptica no muestra austenita secundaria (SA). Por lo tanto, fue necesario utilizar una fotografía 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), ver 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 adolece de una baja resistencia a la corrosión14.

La Figura 7A muestra la microestructura óptica de una muestra no protegida (la muestra se sometió a PWHT sin ningún gas protector). 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 fotografía SEM donde los nitruros aparecen claramente como puntos negros. La Figura 7C muestra diferentes fracciones de volumen de F (40%), A (56%) y nitruros (4%) mediante el software MATLAB. La Figura 7D muestra la fracción de volumen de A (56,95) mediante 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 mediante software MATLAB y (D) contenido de austenita de una Imagen aleatoria de la zona de soldadura mediante 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 diferentes fracciones de volumen de A (60) y F (40%) mediante el software MATLAB. La Figura 8D muestra la fracción de volumen de A (56,69) mediante el software Image J.

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

La Figura 9A muestra la microestructura óptica de una muestra protegida con gas nitrógeno (HNitrógeno). Consta de 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. Las fracciones de volumen diferentes según el software MATLAB de F, A y nitruros son 37, 52 y 11%, respectivamente, como se ve en la Fig. 9C. Como muestra la Fig. 9D, la fracción de volumen de A (48,87) mediante el software Image J.

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

Austenita (color abierto y más blanco), claro oscuro como 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 una muestra no protegida con proceso PWHT que contiene F (claro oscuro), 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 (HArgón) 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 (HArgón). Se compone de ferrita (oscura) y austenita (gris).

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

La Figura 13A muestra la microestructura óptica de una muestra de la zona afectada por el calor (HAZ) (HNitrógeno) 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 (HNitrógeno) en detalles. Se compone de ferrita (oscura) y austenita (gris).

Micrografías ópticas y SEM de la zona de la muestra afectada por el calor (HNitrógeno) 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, HAir, HArgon, HNitrogen) mediante 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 es la fracción de volumen de austenita más alta (HNitrógeno, HAir, HArgón y W) respectivamente.

Fracción de volumen de la fase de austenita de una imagen aleatoria de la zona afectada por el calor de las muestras (W, HAir, HArgón y HNitrógeno).

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 del 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 entonces un papel importante para restablecer este equilibrio. Por otro lado, se puede producir un aumento en el tamaño del grano de ferrita en la interfaz HAZ-WZ para la muestra soldada sin PWHT a partir del alto aporte de calor producido por el proceso de soldadura30. Además, uno de los factores más importantes que puede controlar la microestructura de la ZAC es el proceso de recalentamiento debido a las técnicas de soldadura de múltiples pasadas6,30,31.

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

Debido a la diferencia entre el metal de aportación y el metal base en el punto de fusión, se forma una macrosegregación cerca del límite de fusión. La macrosegregación adopta diferentes formas, como zona de transición (TZ), zona no mezclada (UZ) y zona parcialmente mezclada (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), la primera es isla mientras que la segunda es península y la tercera es playa deficiente en relleno32,33. La Figura 16 muestra la formación de una microestructura en gradiente (isla y península) cerca del límite de fusión.

Límite de fusión (interfaz HAZ-WZ).

La Figura 17 muestra la fracción de volumen de austenita en las muestras investigadas. Por el contraste de colores entre las fases austenita, ferrita e intermetálica. Las mediciones se realizaron con el software Image J para calcular la fracción de volumen de las fases de ferrita y austenita. Considerando la proporción de la fracción en volumen de la fase de ferrita se incluye la fracción en 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 (HNitrógeno) revela el contenido de austenita más bajo en la zona de soldadura. Además, el mayor contenido de austenita en la zona de soldadura se observa en la muestra sin tratamiento térmico en atmósfera protegida (muestra HAir). Además, la fracción de volumen de austenita de la zona afectada por el calor de las muestras (HAir y HNitrógeno) fue convergente.

La fracción de volumen de la fase de austenita en la zona afectada por el calor y la zona de soldadura de las muestras investigadas.

Varios investigadores estudiaron el efecto del tratamiento térmico posterior a la soldadura sobre las propiedades de las uniones soldadas de acero inoxidable dúplex. En el presente trabajo se utilizan individualmente dos tipos de atmósferas controladas que son argón y nitrógeno frente a 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 de 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 produce precipitación en la segunda fase, mientras que se observa precipitación en la segunda fase en la microestructura de la muestra bajo una atmósfera de nitrógeno. Además, la muestra desprotegida (el aire es la atmósfera del horno) da precipitados intermetálicos con una microestructura algo similar a la protegida con nitrógeno. El gas nitrógeno está clasificado como un gas inerte y la probable interacción 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 sobre las aleaciones de hierro durante el recocido. Observaron 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 de temperatura y tiempo del proceso y de 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 con argón no revelan precipitación. Esto concuerda con los resultados de Brunzel et al.35 donde se observa precipitación de nitruro. 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 del nitrógeno en la atmósfera.

La cantidad de nitrógeno disuelto en el hierro depende de la temperatura, la presión parcial del nitrógeno y la forma y el 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 las muestras de tracción, (B) muestras de tracción fracturadas, (C) curvas de tensión-deformación de ingeniería de muestras (W, HAir, HArgón, HNitrógeno), (D) valor de resistencia máxima a la tracción y prueba, (E) porcentaje alargamiento de muestras, (F) coeficiente de tracción.

La Figura 18C muestra curvas de tensión-deformación de ingeniería de muestras (W, HAir, 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 HArgon, respectivamente. La resistencia a la tracción máxima de las muestras soldadas y de HArgón fue de 769,3 MPa y 737,8 MPa, respectivamente, Fig. 18D. Además, se observa una clara disminución en la UTS alcanzando el 14,5% y el 7,3% para las muestras de HAir y HNitrogen respectivamente. La resistencia a la tracción máxima de las muestras de HAir y HNitrógeno fue de 628,4 MPa y 681,4 MPa como se muestra 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 las muestras soldadas de HAir, HArgón y HNitrógeno que se muestran respectivamente en la Fig. 18D.

La Figura 18B muestra especímenes de tracción fracturados. Ubicación observada de la falla de la 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 de HAir, HArgón y HNitrógeno. El coeficiente de tracción fue de 104,7, 85,5, 100,4 y 92,7% para muestras soldadas de HAir, HArgón y HNitrógeno, respectivamente.

La Figura 18E muestra el porcentaje de alargamiento de las muestras. En términos de alargamiento, se observa una reducción significativa en 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 que se ven en la Fig. 18C y el porcentaje de alargamiento visto en la Fig. 18E deterioraron 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 HArgón 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 muestra en la Fig. 18E.

Figura 19 esquemática que 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, ver 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 aparente aumento de los valores de dureza para la zona de soldadura en las muestras de PWHA utilizando 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 las fases de ferrita como de austenita (que se muestran en la Tabla 5) también pueden provocar variaciones en los valores de dureza. Además, el efecto de la velocidad de enfriamiento y el 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 de Tafel de muestras (W, HAir, HArgón, HNitrógeno), las curvas de polarización indican cosas interesantes. Aunque no hay ninguna presencia intermetálica obvia en la muestra de HArgón ni precipitados (nitruro) en la zona de soldadura de la muestra de HAir. La mayor resistencia a la corrosión fue (HAir, HArgón, HNitrógeno, W) respectivamente vista en la Fig. 21, atribuida a la fracción de volumen de austenita y ferrita donde la corrosión se produce en la ferrita debido en primer lugar 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 velocidad de difusión por picadura más rápida en las muestras27. Por eso fue necesario investigar la fracción volumétrica de ferrita y austenita. Zhang et al.28 concluyeron que PWHT para soldaduras de acero inoxidable 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 austenita secundaria en la muestra de W fue la razón principal del aumento de la velocidad de corrosión en estas muestras14,39. Como la densidad de la corriente de corrosión es el factor principal para determinar la velocidad de corrosión. Por lo tanto, aumentar la densidad de la corriente de corrosión conduce a una velocidad 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, HArgón, HNitrógeno, W) respectivamente.

Curvas de polarización de la zona de soldadura de muestras (W, HAir, HArgón, HNitrógeno).

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

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

El uso de nitrógeno como gas protector durante el tratamiento térmico conduce a la formación de precipitados de nitruro. El mismo resultado también se obtiene 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 tratadas térmicamente usando 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 usaron argón y aire durante el tratamiento térmico.

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

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

Se observa una reducción de la resistencia a la corrosión para el tratamiento térmico posterior a la soldadura utilizando nitrógeno (muestra HNitrógeno) y como 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 informarles que este trabajo es parte de un largo estudio de investigación, y los datos sin procesar no serán públicos en este momento, pero estarán disponibles a pedido del autor correspondiente.

Shamanth, V., Ravishankar, KS y Hemanth, K. Aceros inoxidables dúplex: efecto del tratamiento térmico de reversión. Acero inoxidable. Aleaciones de aceros. https://doi.org/10.5772/intechopen.80007 (2019).

Artículo de Google Scholar

Francis, R. & Byrne, G. Aceros inoxidables dúplex: aleaciones para el siglo XXI. Metales 11(5), 836. https://doi.org/10.3390/met11050836 (2021).

Artículo CAS Google Scholar

Holländer Pettersson, N., Lindell, D., Lindberg, F. & Borgenstam, A. Formación de nitruro de cromo y austenita intragranular en un acero inoxidable súper dúplex. Metal. Madre. Trans. A 50(12), 5594–5601. https://doi.org/10.1007/s11661-019-05489-2 (2019).

Artículo CAS Google Scholar

Maetz, J.-Y., Douillard, T., Cazottes, S., Verdu, C. & Kléber, X. Carburos M23C6 y nitruros de cr2n en acero inoxidable dúplex envejecido: una investigación de tomografía Sem, TEM y Fib. Micrón 84, 43–53. https://doi.org/10.1016/j.micron.2016.01.007 (2016).

Artículo CAS PubMed Google Scholar

Maetz, J.-Y., Cazottes, S., Verdu, C. y Kleber, X. Precipitación y transformaciones de fase en acero inoxidable dúplex magro 2101 durante el envejecimiento isotérmico. Metal. Madre. Trans. A 47(1), 239–253. https://doi.org/10.1007/s11661-015-3215-7 (2015).

Artículo CAS Google Scholar

Ramirez, AJ, Brandi, SD & Lippold, JC Precipitación secundaria de austenita y nitruro de cromo en zonas simuladas afectadas por el calor de aceros inoxidables dúplex. Ciencia. Tecnología. Soldar. Unirse. 9(4), 301–313. https://doi.org/10.1179/136217104225021715 (2004).

Artículo CAS Google Scholar

Calliari, I. et al. Investigación sobre transformaciones de fase de estado sólido en un grado de acero inoxidable dúplex 2510. Metales 10(7), 967. https://doi.org/10.3390/met10070967 (2020).

Artículo CAS Google Scholar

Zhang, Z., Zhao, H., Zhang, H., Hu, J. & Jin, J. Evolución de la microestructura y comportamiento de corrosión por picaduras de soldaduras de acero inoxidable súper dúplex UNS S32750 después de un tratamiento térmico de corta duración. Corros. Ciencia. 121, 22–31. https://doi.org/10.1016/j.corsci.2017.02.006 (2017).

Artículo CAS Google Scholar

Maurya, AK, Chhibber, R. & Pandey, C. Efecto del aporte de calor en soldaduras por arco de tungsteno con gas de acero inoxidable súper dúplex (UNS S32750) y acero nitrónico (n 50): mecanismo, microestructura y propiedades mecánicas. J. Mater. Ing. Llevar a cabo. https://doi.org/10.1007/s11665-022-07471-3 (2022).

Artículo de Google Scholar

Wu, T. y col. Efecto del aporte de calor sobre la evolución microestructural de austenita de la zona afectada por el calor simulada en acero inoxidable dúplex 2205. J. Hierro. Res. de acero. En t. 26(5), 435–441. https://doi.org/10.1007/s42243-018-0134-z (2018).

Artículo CAS Google Scholar

Verma, J. & Taiwade, RV Efecto de los procesos y condiciones de soldadura sobre la microestructura, las propiedades mecánicas y la resistencia a la corrosión de las soldaduras de acero inoxidable dúplex: una revisión. J. Manuf. Proceso. 25, 134-152. https://doi.org/10.1016/j.jmapro.2016.11.003 (2017).

Artículo de Google Scholar

Chaudhari, AN y cols. Comportamiento de soldadura del acero inoxidable dúplex AISI 2205: una revisión. Madre. Hoy Proc. 18, 2731–2737. https://doi.org/10.1016/j.matpr.2019.07.136 (2019).

Artículo CAS Google Scholar

Geng, S., Sun, J., Guo, L. y Wang, H. Evolución de la microestructura y el comportamiento de la corrosión en juntas de soldadura GTA de acero inoxidable dúplex 2205. J. Manuf. Proceso. 19, 32–37. https://doi.org/10.1016/j.jmapro.2015.03.009 (2015).

Artículo de Google Scholar

Nilsson, J.-O., Karlsson, L. y Andersson, J.-O. Formación de austenita secundaria y su relación con la corrosión por picaduras en metal de soldadura de acero inoxidable dúplex. Madre. Ciencia. Tecnología. 11(3), 276–283. https://doi.org/10.1179/mst.1995.11.3.276 (1995).

Artículo ADS CAS Google Scholar

Khan, WN y Chhibber, R. Efecto del metal de aportación sobre la solidificación, la microestructura y las propiedades mecánicas de soldaduras GTA de acero súper dúplex/tubería diferentes. Madre. Ciencia. Ing. A 803, 140476. https://doi.org/10.1016/j.msea.2020.140476 (2021).

Artículo CAS Google Scholar

Kellai, A., Lounis, A., Kahla, S. & Idir, B. Efecto del metal de aportación de paso de raíz sobre la microestructura y las propiedades mecánicas en la soldadura de múltiples pasos de aceros inoxidables dúplex. En t. J. Adv. Fabricante. Tecnología. 95(9–12), 3215–3225. https://doi.org/10.1007/s00170-017-1412-9 (2017).

Artículo de Google Scholar

Tümer, M., Mert, T. & Karahan, T. Investigación de la microestructura, el comportamiento mecánico y de corrosión de soldaduras diferentes de aleación a base de níquel 625/acero inoxidable dúplex UNS S32205 utilizando metal de aportación ernicrmo-3. Soldar. Mundo 65(2), 171–182. https://doi.org/10.1007/s40194-020-01011-0 (2020).

Artículo CAS Google Scholar

Devendranath Ramkumar, K. et al. Caracterización de la resistencia de la soldadura y tenacidad al impacto en la soldadura multipasada de acero inoxidable superdúplex UNS 32750. Mater. Des. 60, 125-135. https://doi.org/10.1016/j.matdes.2014.03.031 (2014).

Artículo CAS Google Scholar

Shen, W. y col. Efecto de la proporción de ferrita y los precipitados sobre la corrosión bifásica del acero inoxidable súper dúplex S32750 con diferentes temperaturas de recocido. Res. de acero. En t. 92(6), 2000568. https://doi.org/10.1002/srin.202000568 (2021).

Artículo CAS Google Scholar

Tan, H. y col. Efecto de la temperatura de recocido sobre la resistencia a la corrosión por picaduras del acero inoxidable súper dúplex UNS S32750. Madre. Carácter. 60(9), 1049–1054. https://doi.org/10.1016/j.matchar.2009.04.009 (2009).

Artículo CAS Google Scholar

Zhang, Z. y col. Efecto del tratamiento térmico post-soldadura sobre la evolución de la microestructura y el comportamiento de corrosión por picaduras de soldaduras de acero inoxidable dúplex UNS S31803. Corros. Ciencia. 62, 42–50. https://doi.org/10.1016/j.corsci.2012.04.047 (2012).

Artículo CAS Google Scholar

Zhang, J., Hu, X., Lin, P. y Chou, K. Efecto del recocido en solución sobre la evolución de la microestructura y el comportamiento de corrosión del acero inoxidable dúplex 2205. Madre. Corros. 70(4), 676–687. https://doi.org/10.1002/maco.201810536 (2018).

Artículo ADS CAS Google Scholar

de Rezende, SC et al. Efecto del tiempo de recocido en solución sobre la microestructura y la resistencia a la corrosión del acero inoxidable dúplex. Madre. Ciencia. Foro 930, 374–379. https://doi.org/10.4028/www.scientific.net/msf.930.374 (2018).

Artículo de Google Scholar

Cronemberger, MER, Nakamatsu, S., Della Rovere, CA, Kuri, SE y Mariano, NA Efecto de la velocidad de enfriamiento en el comportamiento de la corrosión del acero inoxidable dúplex SAF 2205 fundido después del tratamiento de recocido en solución. Madre. Res. 18, 138-142. https://doi.org/10.1590/1516-1439.352114 (2015).

Artículo CAS Google Scholar

Shin, BH, Park, J., Jeon, J., Heo, SB y Chung, W. Efecto de la velocidad de enfriamiento después del tratamiento térmico sobre la corrosión por picaduras del acero inoxidable súper dúplex UNS S 32750. Anti-Corros. Métodos Mater. 65(5), 492–498. https://doi.org/10.1108/ACMM-05-2018-1939 (2018).

Artículo CAS Google Scholar

Ha, H.-Y., Jang, M.-H., Lee, T.-H. & Moon, J. Interpretación de la relación entre la fracción de ferrita y la resistencia a la corrosión por picaduras del acero inoxidable dúplex comercial 2205. Corros. Ciencia. 89, 154-162. https://doi.org/10.1016/j.corsci.2014.08.021 (2014).

Artículo CAS Google Scholar

Ja, H.-Y., Lee, T.-H., Lee, C.-G. & Yoon, H. Comprensión de la relación entre la resistencia a la corrosión por picaduras y la fracción de fase del acero inoxidable dúplex S32101. Corros. Ciencia. 149, 226–235. https://doi.org/10.1016/j.corsci.2019.01.001 (2019).

Artículo ADS CAS Google Scholar

Elshaer, RN, El-Fawakhry, MK y Farahat, AI Comportamiento de elementos de máquinas de acero al carbono en un ambiente ácido. Metalúrgico. Microestructura. Anal. 10(5), 700–711. https://doi.org/10.1007/s13632-021-00787-x (2021).

Artículo CAS Google Scholar

Yang, Y., Yan, B., Li, J. y Wang, J. El efecto de una gran entrada de calor en la microestructura y el comportamiento de corrosión de la zona afectada por el calor simulada en acero inoxidable dúplex 2205. Corros. Ciencia. 53(11), 3756–3763. https://doi.org/10.1016/j.corsci.2011.07.022 (2011).

Artículo CAS Google Scholar

Atamert, S. & King, JE Microestructuras de la zona afectada por el calor de aceros inoxidables súper dúplex parte 1. Madre. Ciencia. Tecnología. 8(10), 896–912. https://doi.org/10.1179/mst.1992.8.10.896 (1992).

Artículo ADS CAS Google Scholar

Hosseini, VA, Valiente Bermejo, MA, Gårdstam, J., Hurtig, K. y Karlsson, L. Influencia de múltiples ciclos térmicos en la microestructura de la zona afectada por el calor en acero inoxidable súper dúplex soldado con TIG. Soldar. Mundo 60(2), 233–245. https://doi.org/10.1007/s40194-016-0300-5 (2016).

Artículo CAS Google Scholar

Bhanu, V., Pandey, C. y Gupta, A. Unión diferente de la aleación martensítica de grado P91 y Incoloy 800HT para aplicaciones en calderas AUSC: microestructura, propiedades mecánicas y tensiones residuales. CIRP J. Manuf. Ciencia. Tecnología. 38, 560–580. https://doi.org/10.1016/j.cirpj.2022.06.009 (2022).

Artículo de Google Scholar

Dak, G. & Pandey, C. Una revisión crítica sobre juntas de soldaduras diferentes entre acero martensítico y austenítico para aplicaciones en plantas de energía. J. Manuf. Proceso. 58, 377–406. https://doi.org/10.1016/j.jmapro.2020.08.019 (2020).

Artículo de Google Scholar

Kostelitz, M., Pavee, C. & Guimier, A. Procesos de tratamiento térmico con atmósferas a base de nitrógeno y metanol. J. Calor. Tratar. 2(1), 35–42. https://doi.org/10.1007/bf02833072 (1981).

Artículo de Google Scholar

Brunzel, YM, Leonidova, MN, Korotkova, LF y Shavrikova, NV Saturación de nitrógeno del acero durante el recocido en atmósfera PSO-09. Reunió. Ciencia. Tratamiento térmico. 24(10), 693–698. https://doi.org/10.1007/bf00772754 (1982).

ADS del artículo Google Scholar

Pitkälä, J., Holappa, L. y Jokilaakso, A. Un estudio del efecto de los elementos de aleación y la temperatura sobre la solubilidad del nitrógeno en la fabricación industrial de acero inoxidable. Metal. Madre. Trans. B 53(4), 2364–2376. https://doi.org/10.1007/s11663-022-02534-1 (2022).

Artículo CAS Google Scholar

Başyiğit, A. & Kurt, A. Los efectos del gas nitrógeno en las propiedades microestructurales y mecánicas del acero inoxidable dúplex Tig Welded S32205. Metales 8(4), 226. https://doi.org/10.3390/met8040226 (2018).

Artículo CAS Google Scholar

Örnek, C., Davut, K., Kocabaş, M., Bayatlı, A. & Ürgen, M. Comprensión de la morfología de la corrosión del alambre de acero inoxidable dúplex en electrolito de cloruro. Corros. Madre. Degradar. 2(3), 397–411. https://doi.org/10.20944/preprints202106.0065.v1 (2021).

Artículo de Google Scholar

Wang, H. y col. Efecto de la precipitación de fase secundaria sobre las propiedades mecánicas y la resistencia a la corrosión del acero inoxidable hiperdúplex 00cr27ni7mo5n durante el tratamiento en solución. Materiales 15(21), 7533. https://doi.org/10.3390/ma15217533 (2022).

Artículo ADS CAS PubMed PubMed Central Google Scholar

Descargar referencias

Financiamiento de acceso abierto proporcionado por la Autoridad de Financiamiento de Ciencia, Tecnología e Innovación (STDF) en cooperación con el Banco Egipcio de Conocimiento (EKB). La financiación fue proporcionada por STDF (Banco Egipcio de Conocimientos).

Departamento de Producción Mecánica, Facultad de Tecnología y Educación, Universidad de Suez, Suez, 43527, Egipto

Abdelkarim Yousif Mohamed, Ahmed Hussein Abdelraheem Mohamed y AE El-Nikhaily

Instituto Central de Investigación y Desarrollo Metalúrgico (CMRDI), El Cairo, Egipto

Z. Abdel Hamid y Ahmed Ismail Zaky Farahat

También puedes buscar este autor en PubMed Google Scholar.

También puedes buscar este autor en PubMed Google Scholar.

También puedes buscar este autor en PubMed Google Scholar.

También puedes buscar este autor en PubMed Google Scholar.

También puedes buscar este autor en PubMed Google Scholar.

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.

Springer Nature se mantiene neutral con respecto a reclamos jurisdiccionales en mapas publicados y afiliaciones institucionales.

Acceso Abierto Este artículo está bajo una Licencia Internacional Creative Commons Attribution 4.0, que permite el uso, compartir, adaptación, distribución y reproducción en cualquier medio o formato, siempre y cuando se dé el crédito apropiado a los autores originales y a la fuente. proporcione un enlace a la licencia Creative Commons e indique si se realizaron cambios. Las imágenes u otro material de terceros en este artículo están incluidos en la licencia Creative Commons del artículo, a menos que se indique lo contrario en una línea de crédito al material. Si el material no está incluido en la licencia Creative Commons del artículo y su uso previsto no está permitido por la normativa legal o excede el uso permitido, deberá obtener permiso directamente del titular de los derechos de autor. Para ver una copia de esta licencia, visite http://creativecommons.org/licenses/by/4.0/.

Reimpresiones y permisos

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 soldaduras de acero inoxidable dúplex 2205. Informe científico 13, 4592 (2023). https://doi.org/10.1038/s41598-023-31803-5

Descargar cita

Recibido: 27 de enero de 2023

Aceptado: 17 de marzo de 2023

Publicado: 21 de marzo de 2023

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

Cualquier persona con la que compartas el siguiente enlace podrá leer este contenido:

Lo sentimos, actualmente no hay un enlace para compartir disponible para este artículo.

Proporcionado por la iniciativa de intercambio de contenidos Springer Nature SharedIt

Al enviar un comentario, acepta cumplir con nuestros Términos y pautas de la comunidad. Si encuentra algo abusivo o que no cumple con nuestros términos o pautas, márquelo como inapropiado.