Propiedades mecánicas y comportamiento a la corrosión de piezas soldadas de acero inoxidable dúplex utilizando electrodos novedosos

Scientific Reports volumen 12, número de artículo: 22405 (2022) Citar este artículo

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Las propiedades mecánicas y de corrosión de las estructuras soldadas de acero inoxidable dúplex (DSS) son de suma consideración en muchas aplicaciones de ingeniería. La investigación actual investiga las propiedades mecánicas y la integridad de la corrosión de la soldadura de acero inoxidable dúplex en un ambiente simulado de NaCl al 3,5% utilizando electrodos novedosos especialmente desarrollados sin la adición de elementos de aleación a las muestras de fundente. Se utilizaron dos tipos diferentes de fundentes con índices de basicidad de 2,40 y 0,40 para recubrir los electrodos E1 y E2 respectivamente para la soldadura de placas DSS. La estabilidad térmica del fundente formulado se evaluó mediante análisis termogravimétrico. La composición química, mediante espectroscopía de emisión óptica, y las propiedades mecánicas y de corrosión de las uniones soldadas se evaluaron según diferentes normas ASTM. Se utilizó difracción de rayos X para descubrir las fases presentes en las uniones soldadas DSS, mientras que se utilizó un electrón de barrido equipado con EDS para el examen microestructural de las soldaduras. La resistencia máxima a la tracción de las uniones soldadas realizadas con el electrodo E1 estuvo en el rango de 715 a 732 MPa y la del electrodo E2 fue de 606 a 687 MPa. La dureza aumentó con el aumento de la corriente de soldadura de 90 a 110 A. La unión soldada con electrodo E1 recubierto con fundente básico tiene mejores propiedades mecánicas. La estructura de acero en un ambiente de NaCl al 3,5% posee una resistencia sustancial al ataque de corrosión. Esto valida el rendimiento de las uniones soldadas realizadas por el electrodo recientemente desarrollado. Los resultados se discuten sobre la base del agotamiento de elementos de aleación como Cr y Mo observado en las soldaduras con los electrodos recubiertos E1 y E2, así como la precipitación de Cr2N en las uniones soldadas realizadas por los electrodos E1 y E2.

Históricamente hablando, la primera referencia formal a los aceros inoxidables dúplex (DSS) se hizo en 1927 y se limitó a algunas piezas fundidas y no se utilizó en la mayoría de las aplicaciones de ingeniería debido al alto contenido de carbono1. pero posteriormente el contenido de carbono se redujo hasta el 0,03% como estándar y estos aceros se están utilizando progresivamente para diversas aplicaciones2,3. Los DSS son una familia de aleaciones que contienen cantidades aproximadamente iguales de ferrita y austenita. Se reveló que la fase de ferrita en los DSS brinda una protección excepcional contra el agrietamiento por corrosión bajo tensión (SCC) inducido por cloruro, que es una preocupación importante para los aceros inoxidables austeníticos (ASS), durante el siglo XX. La demanda de DSS, por otro lado, está aumentando a un ritmo de hasta un 20% anual en varias industrias de ingeniería y otras4. Este acero innovador, que presenta una constitución bifásica de austenita-ferrita, se puede lograr seleccionando composiciones adecuadas y refinando fisicoquímico y termomecánico. En comparación con el grado monofásico de acero inoxidable, los DSS tienen un límite elástico más alto y una capacidad excepcional para resistir SCC5,6,7,8. En entornos hostiles que contienen ácidos, cloruros de ácido, agua de mar y productos químicos cáusticos, la estructura de doble fase confiere a estos aceros una resistencia, tenacidad y una resistencia a la corrosión mejoradas incomparables9. Las estructuras DSS, especialmente las que contienen bajo contenido de níquel (DSS magro), han registrado numerosos logros excepcionales en comparación con el hierro cúbico centrado en la cara (FCC) debido a la fluctuación anual de los precios de las aleaciones de níquel (Ni) en el mercado general10,11. El principal problema de las estructuras ASS es que son vulnerables a una variedad de condiciones duras12. Como resultado, varios sectores y empresas de ingeniería están intentando promover aceros inoxidables de reemplazo con contenido reducido de níquel (Ni) que funcionen tan bien o mejor que los ASS tradicionales con características de soldabilidad adecuadas con aplicación en campos industriales como la fabricación de intercambiadores de calor de agua de mar. y contenedores de productos químicos para uso en ambientes de cloruro con altas concentraciones13.

En los avances tecnológicos modernos, la fabricación mediante soldadura juega un papel fundamental. Generalmente, los componentes estructurales de acero DSS se unen mediante soldadura por arco metálico con gas o técnica de soldadura por arco metálico protegido. La soldadura está influenciada en gran medida por la composición del electrodo de soldadura utilizado para la soldadura. El electrodo de soldadura consta de dos componentes; metal y fundente. Lo más común es que el electrodo esté recubierto con fundente, una mezcla de metales que emite gases y genera escoria protectora a medida que se descompone para proteger la soldadura de la contaminación, aumentar la estabilidad del arco y también proporcionar componentes de aleación para mejorar la calidad de la soldadura14. Hierro fundido, aluminio, acero inoxidable, acero dulce, acero de alta resistencia, cobre, latón y bronce son algunos de los metales para electrodos de soldadura, y celulosa, polvo de hierro e hidrógeno son algunos de los materiales fundentes que se utilizan. A veces también se añaden sodio, titanio y potasio a las mezclas de fundente.

Algunos investigadores han intentado estudiar el efecto de la constitución de los electrodos sobre la integridad mecánica y de corrosión de las estructuras de acero soldadas. Singh et al.15 estudiaron la influencia de la composición del fundente en el porcentaje de elongación y la resistencia a la tracción de las soldaduras en soldadura por arco sumergido. Los resultados demuestran que CaF2 y NiO son determinantes importantes de la resistencia a la tracción frente a la presencia de FeMn. Chirag et al.16 investigaron las uniones SMAW variando concentraciones de rutilo (TiO2) en una mezcla de fundente de electrodo. Se encontró que las propiedades de microdureza aumentaron debido al aumento en el porcentaje y migración de carbono y silicio. Kumar17, estudió el desarrollo y diseño de fundentes aglomerados en soldadura por arco sumergido para soldadura de placas de acero. Nwigbo y Atuanya18 investigaron la producción de un fundente para soldadura por arco con un aglutinante a base de silicato de sodio enriquecido con potasa y encontraron que la soldadura tenía una resistencia a la tracción de hasta 430 MPa, con una estructura de grano aceptable. Lothongkum et al.19 examinaron el comportamiento a la corrosión de aceros inoxidables dúplex 28Cr–7Ni–O–0,34N con fracciones de volumen de austenita que oscilan entre 0,35 y 0,64, en una solución de NaCl al 3,5% en peso saturada con aire, utilizando el método potenciodinámico a pH. 2, 7, 10 y 27°C. Tanto el acero inoxidable dúplex como el microdúplex mostraron una influencia similar del nitrógeno en el comportamiento de corrosión. El nitrógeno no tuvo influencia sobre el potencial de corrosión o la velocidad a pH 7 y 10; sin embargo, el pH 10 tuvo un potencial de corrosión menor que el pH 7. Por otro lado, en todos los niveles de pH examinados, el potencial de picadura de los aceros aumentó a medida que el nitrógeno El contenido en ellos aumentó. Lacerda et al.20 utilizaron una técnica de polarización potenciodinámica cíclica para investigar el comportamiento de corrosión por picaduras de aceros inoxidables dúplex UNS S31803 y UNS S32304 en una solución de NaCl al 3,5% en peso. En una solución de NaCl al 3,5% en peso, las dos placas de acero investigadas mostraron signos de corrosión por picaduras. En comparación con el acero UNS S32304, el acero UNS S31803 tenía un mayor potencial de corrosión (Ecorr), potencial de picaduras (Epit) y resistencia a la polarización (Rp). El acero UNS S31803 tuvo una mayor capacidad de repasivación que el acero UNS S32304. Según Jiang et al.21, los picos de reactivación correspondientes a las fases duales (austenita y ferrítica) del acero inoxidable dúplex incluyen hasta un 65% de composición de ferrita, y la densidad de corriente de reactivación de la ferrita aumenta con el tiempo de tratamiento térmico. A diferentes potenciales electroquímicos, las fases austenita y ferrítica exhiben respuestas electroquímicas distintas, como es bien sabido21,22,23,24. Abdo et al.25 utilizaron la polarización mediante medición potenciodinámica y espectroscopia de impedancia electroquímica para investigar la corrosión causada por la electroquímica de 2205 DSS soldado con láser en un ambiente de agua de mar artificial (3,5% NaCl) bajo diferentes niveles de acidez y condiciones de alcalinidad. Se observó corrosión por picaduras en las superficies expuestas de las muestras de DSS analizadas. Con base en los hallazgos, se descubrió una relación proporcional entre el valor de pH del medio de la solución y la resistencia de la película formada debido a los procesos de transferencia de carga, lo que tiene un impacto directo en la formación de picaduras y sus especificaciones. El objetivo de este estudio fue ver cómo las composiciones de electrodos de soldadura recientemente desarrolladas afectaban la integridad mecánica y de desgaste del DSS 2205 soldado en un ambiente de NaCl al 3,5%.

Los minerales fundentes (ingredientes) utilizados para la formulación de los recubrimientos de los electrodos son carbonato de calcio (CaCO3) que se obtuvo del área de Obajana del estado de Kogi en Nigeria, fluoruro de calcio (CaF2) que se obtuvo del estado de Taraba en Nigeria, sílice (SiO2), talco. (Mg3Si4O10(OH)2) y rutilo (TiO2) se obtuvieron de Jos-Nigeria, mientras que el caolín (Al2(OH)4Si2O5) se obtuvo de Kankara en el estado de Katsina-Nigeria. El silicato de potasio se utilizó como aglutinante y se obtuvo de la India.

Los óxidos constituyentes se pesaron de forma independiente en una báscula digital como se muestra en la Tabla 1. Luego se mezclaron concienzudamente en una máquina mezcladora eléctrica (Modelo No: 641-048) en India Steel and Wire Product Limited (ISWP) con un aglutinante de silicato de potasio ( 23% peso) durante 30 min para lograr una pasta semisólida congruente. El fundente mixto húmedo se prensó en forma cilíndrica desde la máquina briquetadora y se entregó a una cámara de extrusión bajo un rango de presión entre 80 y 100 kg/cm2 mientras que un alambrón de acero inoxidable de 3,15 mm de diámetro se alimentaba desde la cámara de alimentación de alambre. de la prensa de extrusión y recubierto con el fundente mediante un sistema de boquilla/caja de matriz incorporado en la prensa de extrusión para la extrusión de electrodos. Se obtuvo un factor de recubrimiento de 1,70 mm; donde el factor de recubrimiento se define como la relación entre el diámetro del electrodo y el diámetro del alambre central. Posteriormente, los electrodos recubiertos se secaron al aire durante 24 h antes de hornearse en el horno durante 2 h a 150-250 °C \(-\) en un horno de mufla (modelo PH-248-0571/5448). La basicidad del flujo se calculó utilizando la ecuación. (1)26;

La estabilidad térmica de las muestras de fundente formuladas para E1 y E2 se determinó mediante análisis termogravimétrico (TGA). Se cargaron aproximadamente 25,33 mg de muestra de flujo en el equipo TGA para su análisis. El experimento se llevó a cabo en un ambiente inerte obtenido por el flujo continuo de 60 mL/min de N2. Las muestras se calentaron de 30 a 1000 °C a velocidades de calentamiento de 10 °C/min. La descomposición térmica, así como la pérdida de peso de las muestras a temperaturas específicas, se evaluaron a partir de los gráficos TGA siguiendo los enfoques mencionados por Wang et al.27, Xu et al.28 y Dagwa et al.29.

Se mecanizaron dos placas de DSS que tenían dimensiones de 300 × 60 × 6 mm en preparación para la soldadura. Se realizó un diseño de soldadura con ranura en V con una separación de raíz de 3 mm, una apertura de raíz de 2 mm y un ángulo de ranura de 60°. A continuación se limpió la placa con acetona para eliminar cualquier posible suciedad. Se utilizó una máquina de soldadura por arco metálico blindado (SMAW) con polaridad positiva de electrodo de corriente continua (DCEP) para soldar las placas utilizando 3,15 mm de diámetro de los electrodos recubiertos (E1 y E2) y el electrodo de control (C). Se utilizó mecanizado por descarga eléctrica (EDM) (Modelo: Excetek-V400) para mecanizar las muestras para pruebas mecánicas y caracterización de la corrosión del acero soldado. La Tabla 2 presenta códigos de muestra y su descripción, mientras que la Tabla 3 muestra los diferentes parámetros operativos de soldadura utilizados para soldar placas DSS. Se utilizó la ecuación (2) para calcular el aporte de calor en consecuencia30.

Utilizando el espectroscopía de emisión óptica (OES) Bruker Q8 MAGELLAN con una longitud de onda entre 110 y 800 nm y el software de base de datos SQL, se determinó la composición química de las uniones soldadas con electrodos E1, E2 y C, así como de la muestra de metal base. . OES utiliza energía eléctrica en forma de chispa generada entre un electrodo y la muestra de metal de investigación. La muestra de los constituyentes se vaporiza y atomiza, seguido de la excitación de los átomos que posteriormente emite espectros de líneas particulares31. Para realizar el análisis cualitativo de las muestras, los tubos fotomultiplicadores miden la presencia del espectro extraído para cada elemento así como la intensidad del espectro. Posteriormente, se calculó el número equivalente de resistencia a las picaduras (PREN) utilizando la ecuación. (3) relación32 mientras que se utilizó el Diagrama de Constitución de la CMR de 1992 para calcular los equivalentes de cromo y níquel (Creq y Nieq) a partir de las Ecs. (4) y (5) respectivamente33,34;

Tenga en cuenta que PREN solo tiene en cuenta los efectos positivos de los tres elementos principales, Cr, Mo y N, mientras que el factor de nitrógeno x está en el rango de 16 a 30. Normalmente, x se elige de una lista de 16, 20 o 30. En el estudio de aceros inoxidables dúplex, se utiliza con mayor frecuencia un valor medio de 20 para calcular el valor PREN35,36.

La prueba de tracción de las uniones soldadas producidas utilizando los distintos electrodos se llevó a cabo de acuerdo con la norma ASTM E8-21 mediante una máquina de prueba universal (Instron 8800 UTM), a una velocidad de deformación de 0,5 mm/min. La resistencia máxima a la tracción (UTS), el límite elástico compensado (YS) del 0,2 % y el porcentaje de elongación se calcularon de acuerdo con la norma ASTM E8-2137.

La muestra soldada de DSS 2205 se esmeriló y pulió inicialmente utilizando granos de diferentes tamaños (120, 220, 320, 400, 600, 800, 1000 y 1200) antes del análisis de dureza. Se utilizó un durómetro Vickers (marca Omnitech, modelo F.-AUTO) con una carga de prueba de 1 kgf para realizar la prueba de dureza según la norma ASTM E92-1738 (˂ 1- ≤ 120 kg) en las muestras soldadas fabricadas con E1. , E2 y C. La dureza se midió en diez (10) lugares desde el centro de la soldadura hacia el metal base con un intervalo de 1 mm.

El difractómetro de rayos X (D8 Discover, Bruker, Alemania) configurado con el software Bruker XRD Commander para la adquisición de datos y radiación Cu-K-α filtrada con Fe que tiene una energía de 8,04 keV con una longitud de onda correspondiente de 1,5406 Å y una velocidad de escaneo de 3 Se utilizó ° min-1 que tiene un rango de escaneo (2θ) entre 38 y 103 ° para analizar las fases presentes en las uniones soldadas DSS con electrodos E1, E2 y C junto con BM. Se utilizó el método de refinamiento de Rietveld para indexar las fases constituyentes utilizando el software MAUD descrito por Lutterotti39. Con base en ASTM E1245-03, se realizó un análisis metalográfico cuantitativo de las imágenes de microscopía de uniones soldadas con electrodos E1, E2 y C utilizando el software Image J40. Las fracciones de volumen de las fases de ferrita-austenita con sus promedios y desviaciones se calcularon como se muestra en la Tabla 5 de los resultados. El análisis del microscopio óptico (OM) se llevó a cabo en el BM y en las uniones soldadas con electrodos E1 y E2 para estudios morfológicos de las muestras como se indica en la configuración de la muestra en la Fig. 6d. Las muestras se pulieron con papel de carburo de silicio (SiC) con granos de 120, 220, 320, 400, 600, 800, 1000, 1200, 1500 y 2000. Posteriormente, se grabaron electrolíticamente en ácido oxálico acuoso al 10% a temperatura ambiente a un voltaje de 5 V durante 10 s y montado en un microscopio óptico LEICA DM 2500 M para caracterizaciones morfológicas. Se realizó un pulido adicional de la muestra con papel de carburo de silicio (SiC) de 2500 granos para el análisis SEM-BSE. Además, se utilizó una máquina de microscopio electrónico de barrido (SEM) de emisión de campo de ultra alta resolución (FEI NOVA NANOSEM 430, EE. UU.) equipada con EDS para llevar a cabo el examen microestructural de las soldaduras. La configuración de la muestra de 20 × 10 × 6 mm se molió utilizando diferentes granos de papel de lija de SiC de tamaños de 120 a 2500. La muestra se grabó electrolíticamente en 40 g de NaOH con 100 ml de agua destilada a un voltaje de 5 V durante 15 s. y luego se montó en el soporte de muestra ubicado en la cámara SEM para el análisis de la muestra después de que la cámara se purgó con N2. El haz de electrones generado a partir de un filamento de tungsteno calentado se rastreó sobre la muestra para producir imágenes de diferentes aumentos con resultados EDS obtenidos adoptando los enfoques de Rocha et al.41 y Mokobi42.

Se utilizó la técnica electroquímica según las normas ASTM G59–9743 y ASTM G5–1444 para polarización potenciodinámica para evaluar los potenciales de deterioro de la placa DSS 2205 soldada con electrodos E1, E2 y C en un ambiente de NaCl al 3,5%. Las pruebas electroquímicas se llevaron a cabo utilizando un aparato Potenciostato-Galvanostato/ZRA controlado por computadora (Modelo: PC4/750, Gamry Instruments, EE. UU.). Las pruebas electroquímicas se realizaron con tres configuraciones de prueba de electrodos: el DSS 2205 como electrodo de trabajo, un electrodo de calomelanos saturados (SCE) como electrodo de referencia y una varilla de grafito como contraelectrodo. Para las mediciones se utilizó una celda electroquímica en la que el área de la región expuesta a la solución es de 0,78 cm2 del electrodo de trabajo. A una velocidad de exploración de 1,0 mV/s, las mediciones se realizaron entre los potenciales de − 1,0 V y + 1,6 V en un OCP preestabilizado (Wrt OCP).

Las pruebas electroquímicas de temperatura crítica de picaduras se realizaron en NaCl al 3,5% para evaluar la resistencia a la corrosión por picaduras de las soldaduras preparadas con electrodos E1, E2 y C. Es importante mencionar aquí que los resultados de la prueba de polarización potenciodinámica (discutidos en una sección posterior en la Fig. 11b) no revelaron una indicación clara de potenciales de picadura (entre regiones pasivas y transpasivas) en el BM, y las muestras soldadas con E1, Electrodos E2 y C. Por lo tanto, se llevaron a cabo mediciones de CPT para determinar exactamente los potenciales de picadura de los materiales de soldadura. Los experimentos CPT se realizaron de acuerdo con la literatura publicada sobre soldaduras de acero inoxidable dúplex45 y la norma ASTM G150-1846. Se seccionaron muestras con un área de superficie de 1 cm2 que consistían en regiones de base, soldadura y HAZ de cada acero soldado (C-110A, E1-110A y E2-90A). Las muestras se pulieron siguiendo los procedimientos estándar de preparación de muestras metalográficas utilizando papeles de lija y una suspensión de polvo de alúmina de 1 µm. Después del pulido, las muestras se limpiaron con ultrasonido en acetona durante 2 minutos. Se añade la solución de prueba de NaCl al 3,5 % en la celda de prueba CPT y la temperatura inicial se ajustó a 25 °C usando un termostato (Neslab RTE-111). Después de alcanzar la temperatura de prueba inicial de 25 °C, se purgó gas Ar durante 15 minutos, luego se colocó la muestra en la celda y se midió el OCP durante 15 minutos. Posteriormente, a la temperatura inicial de 25 °C, la muestra se polarizó aplicando 0,3 V y se midió la corriente durante 10 minutos45. El calentamiento de la solución se inició a 1 °C/minuto hasta 50 °C. Durante el calentamiento de la solución de prueba, la temperatura de la solución se monitoreó continuamente usando un sensor de temperatura y almacenó los datos de tiempo versus temperatura, al mismo tiempo se midió la corriente usando un potenciostato/galvanostato. Se utilizó un electrodo de grafito como contraelectrodo y todos los potenciales se midieron en relación con un electrodo de referencia de Ag/AgCl. Durante toda la prueba se realizó una purga de gas argón.

La Figura 1 muestra la composición de los ingredientes del fundente F1 y F2 (% en peso) utilizados en la producción de electrodos básicos (E1) y ácidos (E2), respectivamente. El índice de basicidad del flujo se utiliza para predecir las propiedades mecánicas y metalúrgicas de la unión soldada. F1 es el ingrediente fundente utilizado para el revestimiento del electrodo E1 y se denomina fundente básico porque tiene un índice de basicidad > 1,2 (es decir, 2,40), mientras que F2 es un fundente utilizado para el revestimiento del electrodo E2 y se denomina fundente ácido porque tiene un índice de basicidad < 0,9 (es decir, 0,40). Es evidente que los electrodos recubiertos con fundente básico poseen buenas propiedades mecánicas que los electrodos recubiertos con fundente ácido en la mayoría de los escenarios. Esta propiedad es función del predominio de los óxidos básicos en el sistema de formulación de fundente del electrodo E1. Por el contrario, la capacidad de eliminación (desprendimiento) de escoria y las bajas salpicaduras de soldadura observadas en uniones soldadas con electrodos E2 son una característica de los electrodos recubiertos con fundente ácido con alto contenido de rutilo. Esta observación se corresponde con los hallazgos de Gill47 sobre la influencia del contenido de rutilo en la capacidad de desprendimiento de la escoria y las bajas salpicaduras de soldadura en electrodos recubiertos con fundente ácido, lo que ayuda a facilitar la rápida congelación de la escoria. El caolín en el sistema de fundente utilizado en los electrodos de revestimiento E1 y E2 sirve como agente resbaladizo y el talco mejora la extrudabilidad del electrodo. El aglutinante de silicato de potasio en el sistema de fundente ayuda a lograr mejores características de estabilidad y cebado del arco y también mejora la capacidad de desprendimiento de la escoria en la soldadura, además de su propiedad de capacidad de unión. Dado que el CaCO3 es un disyuntor de red (interruptor de escoria) en la formulación de fundente y tiende a producir muchos humos durante la soldadura al descomponerse térmicamente en CaO y aproximadamente un 44 % de CO2, la adición de TiO2 (como formador de red/formador de escoria) en el constituyente del fundente ayuda para reducir los humos durante la soldadura, mejorando así la capacidad de desprendimiento de la escoria, según lo opinado por Jing et al.48. El contenido de fluoruro en el fundente (CaF2) es un agente fundente químicamente agresivo que mejora la limpieza de la soldadura. Jastrzębska et al.49 informaron sobre la influencia de la composición de fluoruro en las características de limpieza de la soldadura. Generalmente, la adición de fundentes al dominio de soldadura tiene como objetivo mejorar la estabilidad del arco, agregar elementos de aleación, proporcionar escoria, aumentar la productividad y refinar el baño de soldadura50.

Ingredientes del fundente para el recubrimiento de electrodos SMAW.

Las curvas TGA-DTG presentadas en las figuras 2a yb revelan una pérdida de peso en tres pasos al calentar en el rango de temperatura de 30 a 1000 °C en un ambiente de gas nitrógeno. Los resultados en las figuras 2a y b muestran que la curva TGA cae en picado hasta que finalmente se vuelve paralela al eje de temperatura en alrededor de 866,49 °C y 849,10 °C respectivamente para muestras de flujo básico y ácido. La pérdida de peso del 1,30 y el 0,81% experimentada al inicio de la curva TGA en las figuras 2a y b se debió a la evaporación y deshidratación de la humedad absorbida y superficial de los ingredientes del fundente. La segunda y tercera etapas de las descomposiciones principales de la muestra de flujo básico en la Fig. 2a ocurren en los rangos de temperatura de 619,45 °C a 766,36 °C y 766,36 °C a 866,49 °C con su porcentaje de pérdida de masa de 2,84 y 9,48% respectivamente. Mientras que la muestra de flujo ácido en la Fig. 7b ocurre en los rangos de temperatura de 665,23 °C a 745,37 °C y 745,37 °C a 849,10 °C con su porcentaje de pérdida de masa de 0,81 y 6,73% respectivamente, que se atribuye a la descomposición térmica de materias volátiles tapadas en las mezclas de fundente ya que los ingredientes del fundente son materias inorgánicas. Por tanto, la reducción y la oxidación eran espantosas. Esto está en consonancia con los resultados de Balogun et al.51, Kamli et al.52 y Adeleke et al.53. La suma de la pérdida de masa observada en las muestras de flujo en las figuras 2a y b es respectivamente 13,26 y 8,43%. La menor pérdida de masa observada con la muestra de fundente en la Fig. 2b se debe al alto punto de fusión de TiO2 y SiO2 (1843 y 1710 °C respectivamente) como los principales óxidos constituyentes en la mezcla de fundente54,55 en comparación con la baja temperatura de fusión de el óxido dominante: CaCO3 (825 °C) en la muestra de flujo en la Fig. 2a56. Estas variaciones en las temperaturas de fusión de los óxidos principales en las mezclas de fundente han sido bien informadas por Shi et al.54, Ringdalen et al.55 y Du et al.56. Después de una pérdida de peso sucesiva observada en las figuras 2a y b, se puede concluir que las muestras de flujo utilizadas en los recubrimientos de electrodos E1 y E2 experimentaron una descomposición en una sola etapa, como lo postula Brown57. Los rangos de temperatura del proceso se pueden ver en la curva derivada (% en peso) en las figuras 2a y b. Dado que la curva TGA no puede indicar exactamente la temperatura específica donde ocurre la transformación de fase y la cristalinidad del sistema de flujo, se tomó la derivada de la TGA para determinar el valor de temperatura exacto en forma de pico endotérmico para cada fenómeno (transformación de fase) en el sistema de flujo formulado.

Curvas TGA-DTG que muestran descomposiciones térmicas de (a) flujo básico para el recubrimiento del electrodo E1 y (b) flujo ácido para el recubrimiento del electrodo E2.

La Tabla 4 presenta la espectrofotometría, así como los análisis SEM-EDS del metal base DSS 2205 y las uniones soldadas realizadas con electrodos E1, E2 y C. La composición de la placa base de 2205 cae bajo el estándar ASTM A240 de acero inoxidable dúplex como se muestra en la Tabla 4. El análisis de composición de E1 y E2 muestra una fuerte disminución en el contenido de cromo (Cr) a 18,94 y 17,04%, y molibdeno (Mo ) contenido de 0,06 y 0,08%, respectivamente, lo que ha contribuido significativamente a los bajos valores de PREN de las uniones soldadas con electrodos E1 y E2 en comparación con la unión soldada realizada con electrodo C. Esto se corresponde ligeramente con los valores calculados de PREN de las fases de ferrita/austenita del análisis SEM-EDS. En consecuencia, es evidente que el inicio de la picadura comienza en la fase con valores PREN bajos (uniones soldadas realizadas por E1 y E2), principalmente como se menciona en la Tabla 4. Esto indica agotamiento y posible precipitación de las aleaciones en la soldadura. Posteriormente, una disminución en los contenidos de aleaciones de Cr y Mo en la soldadura desarrollada utilizando electrodos E1 y E2 y su bajo número equivalente de resistencia a las picaduras (PREN) que se muestra en la Tabla 4 plantea un desafío para mantener la resistencia en ambientes corrosivos, especialmente ambientes que contienen cloruro. Los contenidos relativamente altos de níquel (Ni) del 11,14% y el límite aceptable de contenidos de manganeso en las uniones soldadas realizadas con electrodos E1 y E2 podrían haber contribuido positivamente a las propiedades mecánicas de las estructuras soldadas utilizadas en un entorno simulado de agua de mar (Fig. 3). . Este hallazgo se puede comparar con los trabajos de Yuan y Ou58, y Jing et al.48 sobre el efecto de composiciones altas de Ni y Mn en la mejora del comportamiento mecánico de estructuras DSS soldadas en un entorno de servicio severo.

Resultados de la prueba de tracción (a) UTS y YS compensado al 0,2% y (b) alargamiento uniforme y total con sus desviaciones estándar.

Las propiedades de tracción del material base (BM) y las uniones soldadas realizadas por los electrodos desarrollados (E1 y E2) y el electrodo comprado comercialmente (C) se evaluaron utilizando dos corrientes de soldadura diferentes de 90 A y 110 A. Figuras 3 (a ) y (b) presentar la UTS, 0,2% de compensación YS y sus elongaciones con datos de desviaciones estándar. Los resultados de UTS y YS con compensación del 0,2% obtenidos de la Fig. 3a muestran valores óptimos para la muestra No.1 (BM), la muestra No.3 (unión soldada con E1), la muestra No.5 (unión soldada con E2) y la muestra No. .6 (unión soldada con C) son respectivamente 878 y 616 MPa, 732 y 497 MPa, 687 y 461 MPa, y 769 y 549 MPa con sus respectivas desviaciones estándar. Es evidente en la Fig. 3a que el BM así como las uniones soldadas con electrodo E1 en las dos condiciones de soldadura (90 A y 110 A); El electrodo E2 a 110 A y los electrodos C en las dos condiciones de soldadura (90 A y 110 A) que representan las muestras n.° 1, 2, 3, 6 y 7 respectivamente, poseen propiedades de tracción superiores a las mínimas recomendadas de 450 MPa YS y 620 MPa. UTS según lo propuesto por Grocki32. Los alargamientos porcentuales de las muestras soldadas con electrodos E1, E2 y C representados por las muestras No. 2, 3, 4, 5, 6 y 7 a corrientes de soldadura de 90 A y 110 A respectivamente representan la ductilidad y solidez de la soldadura en relación con el metal base. El menor alargamiento se atribuye a posibles defectos de soldadura o debido a las composiciones de fundente del electrodo (Fig. 3b). Se puede concluir que el BM de acero inoxidable dúplex y las uniones soldadas con electrodos E1, E2 y C generalmente demostraron características de tracción significativamente más altas debido a su Ni relativamente más alto (Tabla 4), pero se observó que esta característica era menos efectiva en las uniones soldadas. con E2 obtenido a partir de ingredientes fundentes ácidos. Gunn59 corrobora la afirmación sobre la influencia de la aleación de Ni en la mejora de las propiedades mecánicas, así como en el control del equilibrio de fases y la partición de elementos en uniones soldadas. Esto verifica aún más el hecho de que los electrodos desarrollados a partir de ingredientes de fundente básicos exhiben mejores propiedades mecánicas que los electrodos desarrollados a partir de mezclas de fundente ácidas, como opinan Bang et al.60. Por lo tanto, se trata de una contribución significativa al conocimiento existente sobre el rendimiento de la unión soldada con el electrodo recién recubierto (E1) que tiene buenas propiedades de tracción.

Las Figuras 4a yb muestran las muestras experimentadas de las características de microdureza Vickers de uniones soldadas con electrodos E1, E2 y C. La Figura 4a indica los resultados de dureza obtenidos en una dirección de la muestra (de WZ a BM), mientras que la Fig. 4b muestra los resultados de dureza obtenidos en ambos lados de la muestra transversalmente. Los valores de dureza adquiridos en la soldadura para las muestras N° 2, 3, 4 y 5 que representan la unión soldada con electrodos E1 y E2 podrían deberse a la constitución de grano grueso en el transcurso de la solidificación del ciclo de soldadura. Se observó un fuerte aumento en la dureza en la ZAC de grano grueso y ZAC de grano fino de todas las muestras No. 2-7 (consulte el código de muestra en la Tabla 2), lo que se puede acreditar al posible cambio en la microestructura de la soldadura que resulta en el cromo. -precipitado rico (Cr23C6) de las muestras soldadas. Los valores de dureza de las uniones soldadas de las muestras No. 6 y 7 en las Fig. 4a y b son mayores en comparación con las otras muestras soldadas No. 2, 3, 4 y 5 (Tabla 2). Esto se puede atribuir a la alta ferrita delta y a las tensiones residuales inducidas en la soldadura, así como al agotamiento de los componentes de elementos de aleación como Mo y Cr en las soldaduras, como afirman Mohammed et al.61, y Nowacki y Lukoje62. Parece haber consistencia en los valores de dureza de todas las muestras de experimentación consideradas en la zona BM. La tendencia de los resultados del análisis de dureza de las muestras soldadas es consistente con los hallazgos de otros investigadores61,63,64.

Valores de dureza de uniones soldadas de muestras de DSS (a) medio segmento de la muestra soldada y (b) segmento completo de la unión soldada.

Se obtuvieron las diversas fases presentes en el DSS 2205 soldado con electrodos E1, E2 y C y los espectros XRD en un ángulo de difracción de 2\(\theta\) se muestran en la Fig. 5. Los picos de austenita (\(\gamma\ )) y fases de ferrita (\(\alpha\)) identificadas en ángulos de difracción de 43 y 44°, que en última instancia validan las composiciones de la soldadura como acero inoxidable de doble fase como lo postulan Jiménez et al.65. Se puede observar que el DSS BM solo revela las fases de austenita (\(\gamma\)) y ferrita (\(\alpha\)), autentificando los resultados microestructurales dados en las Figs. 6c, 7c y 9c. Los altos picos de la fase de ferrita (\(\alpha\)) observados con el DSS BM y en la unión soldada con el electrodo C son evidencia de su capacidad de resistencia a la corrosión, ya que esta fase está destinada a promover la resistencia a la corrosión del acero debido a la presencia de elementos estabilizadores de ferrita como Cr y Mo, que estabilizan eficazmente la película pasiva del material en un ambiente que contiene cloruro, como afirman Davison y Redmond66. La Tabla 5 muestra las fases de ferrita-austenita utilizando metalografía cuantitativa. La proporción de fracciones en volumen de las fases de ferrita-austenita de la unión soldada con electrodo de C alcanza aproximadamente (≈ 1:1). Las composiciones de fase de baja ferrita (\(\alpha\)) observadas en soldaduras con electrodos E1 y E2 en los resultados de fracción de volumen (Tabla 5) muestran su posible susceptibilidad a un ambiente corrosivo como lo corrobora el análisis electroquímico (Fig. 10a, b). ) porque la fase de ferrita ofrece alta resistencia y protección contra el agrietamiento por corrosión bajo tensión causado por el cloruro. Se verificó además por los bajos valores de dureza observados en las soldaduras con electrodos E1 y E2 de la Fig. 4a, b causados ​​por sus bajas fracciones de ferrita en la estructura de acero (Tabla 5). La presencia de fase desequilibrada de austenita (\(\gamma\)) y ferrita (\(\alpha\)) en una soldadura con un electrodo E2 es una indicación de la vulnerabilidad practicable del acero al ataque de corrosión uniforme. Por el contrario, los espectros XRD del acero de doble fase de las soldaduras con electrodos E1 y C, así como los resultados de BM, generalmente muestran la presencia de elementos estabilizadores de austenita y ferrita que hicieron que el material encontrara aplicaciones tanto en la ingeniería estructural como en la industria petroquímica, como se afirma. por Jiménez et al.65; Davison y Redmond66; Shamanth et al.67.

Espectros XRD de uniones soldadas de DSS 2205 con electrodos E1, E2, C y BM.

Micrografía óptica de una unión soldada con electrodo E1 en varias geometrías de soldadura: (a) HAZ que muestra la línea de fusión, (b) HAZ que muestra la línea de fusión con mayor aumento, (c) BM que indica las fases de ferrita-austenita (d) geometría de la soldadura, (e ) que muestra cerca de la zona de transición, (f) HAZ que muestra las fases de ferrita-austenita en mayor aumento y (g) zona de soldadura que muestra las fases de ferrita-austenita.

Micrografía óptica de una unión soldada con electrodo E2 en varias geometrías de soldadura: (a) HAZ que muestra la línea de fusión, (b) HAZ que muestra la línea de fusión con mayor aumento, (c) BM que indica las fases de ferrita-austenita (d) geometría de la soldadura, (e ) que muestra cerca de la zona de transición, (f) HAZ que muestra fases de ferrita-austenita en mayor aumento y (g) zona de soldadura que muestra fases de ferrita-austenita.

Las Figuras 6a – c y e – g muestran la estructura metalográfica de uniones DSS soldadas con electrodos E1 en varias geometrías de soldadura (Fig. 6d), lo que indica dónde se tomaron las micrografías ópticas con diferentes aumentos. Las Figuras 6a, b, f son las zonas de transición de las uniones soldadas que indican la estructura de equilibrio de fases ferrita-austenita. Las Figuras 7a – c y e – g también muestran el OM de uniones DSS soldadas con electrodos E2 en varias geometrías de soldadura (Fig. 7d), lo que significa el punto de análisis de OM con diferentes aumentos. Las figuras 7a, b, f son las zonas de transición de las uniones soldadas que indican el equilibrio de fases ferrita-austenita. El OM en la zona de soldadura (WZ) se ilustra en las Figs. 6g y 7g respectivamente para los casos de uniones soldadas con electrodos E1 y E2. El OM en el BM se muestra en las Figs. 6c, e y 7c, e respectivamente para los casos de uniones soldadas con electrodos E1 y E2. La zona más clara se refiere a la fase austenita y la zona negra oscura tipifica la fase ferrita. El equilibrio de fase de la zona afectada por el calor (HAZ) cerca de la línea de fusión, que indica la formación de precipitados de Cr2N, como se puede ver en las micrografías SEM-BSE en la Fig. 8a, b, confirmado por la Fig. 9a, b. La aparición de Cr2N, como se observa en la fase de ferrita de las muestras en las Fig. 8a, b y se confirma mediante el análisis de puntos SEM-EDS, así como el mapeo de líneas EDS de las soldaduras (Fig. 9a-b), fue ocasionada por una temperatura más alta durante el ciclo térmico de la soldadura que aceleró el enlace del cromo y el nitrógeno porque el coeficiente de difusión del nitrógeno se ve mejorado por la alta temperatura en la soldadura. Estos hallazgos corroboraron con los estudios de Ramírez et al.68 y Hereñú et al.69 que demostraron que el Cr2N suele precipitar en granos de ferrita, límites de granos e interfase α/\(\gamma\) independientemente del contenido de nitrógeno, como también se opina por otros investigadores70,71.

Micrografías SEM-BSE de (a) unión soldada con electrodo E1 y (b) unión soldada con electrodo E2.

(a) Análisis de puntos SEM-EDS (1, 2 y 3) de la unión soldada con E2 (b) Mapeo de líneas EDS de la unión soldada con E1 a través de las soldaduras para detectar la presencia de precipitados.

Las morfologías de superficie de muestras representativas se muestran en las figuras 10a a c con sus respectivos EDS. Las Figuras 10a yb muestran las micrografías SEM de la unión soldada con electrodos E1 y E2 respectivamente en las zonas de soldadura con sus espectros EDS, mientras que la Fig. 10c muestra la micrografía SEM del BM con espectros EDS, que comprende austenita (\(\gamma\)). y fases de ferrita (\(\alpha\)) desprovistas de precipitado. Como es evidente en los espectros EDS de la Fig. 10a, la composición porcentual de cromo (21,69 % en peso) y molibdeno (2,65 % en peso) con 6,25 % en peso de níquel da relativamente una sensación de equilibrio de fase ferrita-austenita en el correspondiente microestructura en comparación con la alta reducción del contenido de cromo (15,97% en peso) y molibdeno (1,06% en peso) en comparación con el alto contenido de níquel (10,08% en peso) en la microestructura de uniones soldadas con electrodos E2 ilustrados en la Fig. 10b con los espectros EDS. Las formas aciculares de la estructura de austenita con granos más finos vistas en la WZ que se muestra en la Fig. 10b, confirmaron el eventual agotamiento de los elementos ferritizantes (Cr y Mo) en la soldadura y los precipitados de nitruro de cromo (Cr2N) a lo largo de la interfaz de ferrita. fases de austenita. Esta afirmación se ve corroborada por la distribución de partículas de precipitado a lo largo de los límites de las fases de austenita (\(\gamma\)) y ferrita (\(\alpha\)) de uniones soldadas DSS72,73,74. Esto también contribuyó a su pobre desempeño frente a la corrosión ya que el Cr es el elemento principal utilizado para formar la película pasiva, que mejora la resistencia a la corrosión localizada del acero59,75 como también se verifica en la Fig. 10b. Se puede observar que el BM de la micrografía SEM de la Fig. 10c muestra fuertes características de refinamiento de grano, ya que los resultados de sus espectros EDS muestran una buena química de Cr (23,32 % en peso), Mo (3,33 % en peso) y Ni (6,32 % en peso). %) como elementos de aleación importantes que validan las microestructuras del equilibrio de fases ferrita-austenita de la estructura DSS76. Los resultados del análisis espectral composicional EDS de uniones soldadas con electrodo E1 justifican sus aplicaciones en ingeniería estructural así como en ambientes ligeramente corrosivos ya que tanto los formadores de austenita como el estabilizador de ferrita en las microestructuras se ajustan a las uniones soldadas estándar de DSS AISI 220541,72. 77.

Micrografías SEM de juntas soldadas con (a) electrodo E1 en la zona de soldadura con espectros EDS y (b) electrodo E2 en la zona de soldadura con espectros EDS y (c) BM con espectros EDS.

En realidad, se ha observado que las soldaduras DSS se solidifican en modo totalmente ferrítico (modo F) y la austenita se nuclea por debajo de la temperatura del solvus ferrítico, que depende principalmente de la relación de cromo y níquel equivalente (Creq/Nieq) (> 1,95 es el modo F). del acero y ha sido observado por algunos investigadores78,79 debido a la fuerte difusividad del Cr y Mo como elementos formadores de ferrita en la fase de ferrita80. Fue evidente que DSS 2205 BM posee contenidos significativos de Cr y Mo (exhibe mayor Creq), pero tiene menos contenido de Ni que las uniones soldadas con electrodos E1, E2 y C, que fomentan una mayor relación Creq/Nieq. Esto también fue evidente en la investigación actual donde la relación Creq/Nieq determinada para DSS 2205 BM como se indica en la Tabla 4 es mayor que 1,95. Se puede observar que las uniones soldadas con electrodos E1, E2 y C se solidifican en modo austenita-ferrita (modo AF), modo austenita (modo A) y modo ferrita-austenita (modo F-A), respectivamente, debido al mayor contenido de Ni y menores contenidos de Cr y Mo en la soldadura, lo que significa menor relación de Creq/Nieq que el BM como se indica en la Tabla 4. La ferrita primaria exhibió una morfología de ferrita vermicular en la unión soldada con electrodo E2 y la relación Creq/Nieq determinada. fue 1,20 como se menciona en la Tabla 4.

La Figura 11a muestra la evolución del escaneo del potencial de circuito abierto (OCP) con respecto al tiempo para una estructura de acero AISI DSS 2205 en una solución de NaCl al 3,5%. Es evidente que la curva OCP se desplaza hacia potenciales más positivos, lo que indica la aparición de una película pasiva en la superficie de la muestra de metal, y la disminución del potencial indica corrosión general, mientras que los potenciales que permanecen casi constantes a lo largo del tiempo indican que la película pasiva se formó a lo largo del tiempo. la superficie de la muestra es estable y adhesiva77. La curva muestra que todos los sustratos de las muestras para experimentación se encuentran en condiciones estables en el electrolito que contiene una solución de NaCl al 3,5%, excepto la muestra nº 7 (unión soldada con electrodos de C) que muestra una ligera inestabilidad. Esta inestabilidad podría compararse con la presencia de ion cloruro (Cl-) en la solución que podría haber acelerado sustancialmente la reacción de corrosión y, por lo tanto, aumentar la magnitud de la corrosión. La observación en el escaneo OCP sin aplicar potencial muestra que el Cl- en la reacción puede afectar la capacidad de resistencia y la estabilidad termodinámica de las muestras en el ambiente corrosivo. Esta afirmación es corroborada por Ma et al.81 y Loto et al.5 sobre el efecto del Cl- en la aceleración de la descomposición pasiva de la película del sustrato, facilitando así un mayor deterioro.

Análisis electroquímico de muestras de investigación: (a) Evolución de OCP vs. tiempo transcurrido y (b) Polarización potenciodinámica de muestras en una solución de NaCl al 3,5%.

La Figura 11b muestra el análisis comparativo de las curvas de polarización potenciodinámica (PPC) de uniones soldadas con electrodos E1, E2 y C, expuestos a una solución de NaCl al 3,5%. El PPC para BM y muestras soldadas en solución de NaCl al 3,5% revelan un comportamiento pasivo. La Tabla 5 muestra los parámetros de análisis electroquímico de las muestras obtenidas de las curvas PPC, como Ecorr (potencial de corrosión) y Epit (potencial de picadura) con las desviaciones asociadas. Las muestras No. 1 y 7 (BM y junta soldada con electrodo C) demostraron altos potenciales de picadura en la solución de ambientes de cloruro de sodio en comparación con otras muestras No. 2 y 5 soldadas con electrodos E1 y E2 (Fig. 11b). Las altas características de pasivación del primero que del segundo se deben al equilibrio compositivo microestructural del acero (fases austenita y ferrita) y a las concentraciones de los elementos de aleación. Esta afirmación está respaldada por Rezendea et al.82 sobre el comportamiento pasivo experimentado por DSS en el ambiente corrosivo debido al contenido de las fases de ferrita y austenita de la microestructura. El bajo rendimiento de las muestras soldadas con electrodos E1 y E2 puede deberse al agotamiento de elementos de aleación críticos como Cr y Mo en la zona de soldadura (WZ), ya que estos estabilizan la fase de ferrita (Cr y Mo), mientras que actúan como pasivantes. aleaciones en la fase austenita del acero. El efecto de estos elementos en relación a la resistencia a la corrosión por picaduras es mayor en la fase austenita que en la fase ferrita. Por esta razón, la fase ferrita sufre una pasivación más rápida que la fase austenita, asociada con la primera región pasiva de la curva de polarización. Estos elementos tienen una influencia significativa en la resistencia a las picaduras del DSS debido a su mayor resistencia a la corrosión por picaduras en la fase austenita en comparación con la fase ferrita. En consecuencia, el comportamiento de pasivación rápida se experimenta en la fase de ferrita más que en la fase de austenita81. Aunque el Cl- en la solución tiene un fuerte efecto perjudicial sobre la capacidad de pasivación de la película de acero83. Por tanto, la estabilidad de la película pasiva de la muestra se reduciría sustancialmente84. También es evidente en la Tabla 6 que los potenciales de corrosión (Ecorr) de las uniones soldadas con electrodos E1 parecen poseer una ligera resistencia a la corrosión en la solución en comparación con las uniones soldadas con electrodos E2. Esto se ve corroborado aún más por los bajos valores de dureza observados en las soldaduras con electrodos E1 y E2 de las Fig. 4a, b, causados ​​por sus bajas fracciones de ferrita en la estructura de acero (Tabla 5) y su baja composición de Cr y Mo (Tabla 4). Se puede concluir que la resistencia del acero a la corrosión en ambientes marinos simulados aumenta con una disminución de la corriente de soldadura y disminuye con bajas composiciones de Cr y Mo, así como bajas fracciones de ferrita. Esta afirmación se corresponde con los trabajos de Salim et al.85 sobre los efectos de los parámetros de soldadura, como la corriente de soldadura, sobre la integridad de la corrosión del acero soldado. Debido a que el cloruro penetra en el acero mediante una variedad de métodos, incluida la absorción y difusión capilar, se forman picaduras (corrosión por picaduras) con formas desiguales y profundidades variables. El mecanismo difería significativamente en soluciones de pH más alto donde el grupo (OH-) del ambiente simplemente es atraído hacia la superficie del acero, lo que hace que la película pasiva sea estable y brinda mayor protección a la superficie del acero25,86. La resistencia óptima a la corrosión de las muestras No. 1 y 7 se debe en gran medida a la presencia de grandes niveles de ferrita delta (Tabla 5) y una cantidad sustancial de Cr y Mo en la estructura de acero (Tabla 4), ya que el nivel de picaduras es Se encuentra principalmente en la estructura de fase austenita de las soldaduras DSS. Por lo tanto, la química de la aleación juega un papel crucial en las propiedades de corrosión de la soldadura87,88. Se observó además que las muestras soldadas con electrodos E1 y C para este estudio demostraron valores de Ecorr más bajos en la curva PPC que las uniones soldadas con electrodos E2 de la curva OCP (Tabla 5). En consecuencia, la región del anódico comienza a potenciales más bajos. Esta variación se puede atribuir principalmente a la estabilización parcial de la capa pasiva formada en la superficie de las muestras, así como a la polarización catódica experimentada antes de alcanzar la estabilización total del OCP89. Como se presentan en las figuras 12a yb, se muestran las imágenes del perfilómetro óptico 3D de las muestras de corrosión experimentadas en diferentes condiciones de soldadura. Es obvio que el tamaño de las picaduras de las muestras aumenta con un menor potencial de picaduras que resultó de una corriente de soldadura alta de 110 A (Fig. 12b) en comparación con las formaciones de tamaño de picaduras obtenidas de uniones soldadas con una corriente de soldadura más baja de 90 A. (Figura 12a). Esto corroboró la afirmación de Mohammed90 sobre la formación de una banda deslizante en la superficie de la muestra que rompe la película pasiva en la superficie, exponiendo el sustrato al ambiente de trabajo de una solución de NaCl al 3,5%, lo que hace que el cloruro comience a atacar, provocando la disolución de los materiales. .

Micrografía óptica 3D de AISI 2205 soldado a una corriente de soldadura de (a) 90A y (b) 110A.

El análisis SEM-EDS de la Tabla 4 indica que cada fase de austenita tiene un valor PREN más alto que la ferrita en todas las soldaduras y el BM. La ruptura de la capa pasiva del material se acelera mediante la nucleación por picaduras en las interfaces ferrita/austenita debido a la heterogeneidad y segregación elemental que se produce en estas áreas91. A diferencia de la fase austenita, donde los valores equivalentes de resistencia a las picaduras (PRE) son más altos, la nucleación por picaduras en la fase ferrita es causada por valores PRE más bajos (Tabla 4). La fase austenítica parece poseer un importante estabilizador de austenita (solubilidad de N), lo que permite concentraciones sustanciales de este elemento y, en consecuencia, una mayor resistencia a la corrosión por picaduras92.

La Figura 13 muestra las curvas de temperatura crítica de picaduras para las soldaduras E1, E2 y C. Considerando el aumento en la densidad de corriente debido a la formación de picaduras a 100 µA/cm2 durante la prueba como lo establece la norma ASTM, es evidente que la soldadura con E1 @110A mostró la temperatura crítica de picadura más baja de 27,5 °C, seguida de la soldadura con E2@90A mostró un CPT de 40 °C y un CPT más alto de 41 °C en el caso de C@110A. Los resultados observados están bien corroborados con los resultados de las pruebas de polarización observadas.

Temperatura crítica de picadura de las soldaduras con electrodos E1, E2 y C.

Se han estudiado las propiedades mecánicas y el comportamiento a la corrosión de piezas soldadas de acero inoxidable dúplex utilizando los novedosos electrodos E1 y E2. Los electrodos básicos (E1) y los electrodos ácidos (E2) para el proceso SMAW se recubrieron con éxito a partir de los fundentes formulados con un factor de recubrimiento general de 1,7 mm e índices de basicidad de 2,40 y 0,40 respectivamente. Se evaluó la estabilidad térmica del fundente formulado utilizando TGA en un ambiente inerte. La presencia de un alto nivel de TiO2 (%) en la matriz de fundente mejora la capacidad de desprendimiento de la escoria en la soldadura con el electrodo recubierto con fundente ácido (E2) que con el electrodo recubierto con fundente básico (E1). Aunque los dos electrodos revestidos (E1 y E2) poseen una buena capacidad de cebado del arco. Las condiciones de soldadura, especialmente la entrada de calor, la corriente de soldadura y la velocidad, juegan un papel crucial en la obtención de un equilibrio de la fase austenita-ferrita de las uniones soldadas de DSS 2205, así como excelentes propiedades mecánicas de la soldadura. Las excelentes propiedades de tracción mostradas por las uniones soldadas con el electrodo E1 (0,2% offset YS = 497 MPa y UTS = 732 MPa) confirmaron que los electrodos recubiertos con fundente básico con alto índice de basicidad demuestran mejores propiedades mecánicas en comparación con aquellos recubiertos con fundente ácido con un índice de basicidad bajo. Era obvio que faltaba el equilibrio de fases ferrita-austenita en las uniones soldadas de los electrodos recién recubiertos (E1 y E2), como lo revelaron los análisis OES y SEM-EDS de las soldaduras y lo confirmó también la metalografía cuantitativa de fracciones de volumen en la soldadura. como sus exámenes SEM de las microestructuras. Esto se debe en gran medida al agotamiento de elementos de aleación como Cr y Mo y a la posible precipitación probable de Cr2N durante la soldadura, como lo confirma el escaneo de línea EDS. Los bajos valores de dureza observados en las soldaduras con electrodos E1 y E2, provocados por sus bajas fracciones de ferrita y los elementos de aleación en la estructura de acero, son una validación adicional. Los potenciales de corrosión evidentes (Ecorr) de uniones soldadas con electrodos E1 parecen poseer una ligera resistencia a la corrosión en la solución en comparación con uniones soldadas con electrodos E2. Esto valida el rendimiento de las uniones soldadas realizadas con el electrodo recientemente desarrollado sin alear los componentes de la mezcla de fundente probada en un entorno de 3,5 % de NaCl. Se puede concluir que la resistencia a la corrosión en ambientes marinos simulados aumenta con una disminución de la corriente de soldadura. Por lo tanto, las evoluciones de carburo y nitruro, y la consiguiente reducción de la capacidad de resistencia a la corrosión de las soldaduras que utilizan electrodos E1 y E2, se atribuyen al aumento de la corriente de soldadura, lo que resulta en un equilibrio de fase desequilibrado de las soldaduras de acero de doble propósito.

Previa solicitud, el autor correspondiente pondrá a disposición los datos implementados para esta investigación.

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Descargar referencias

Los autores expresan su agradecimiento a la beca CSIR-TWAS por conceder un espacio de laboratorio para el experimento. Los autores también agradecen al Dr. RK Gupta de CSIR-NML, Jamshedpur, y al Prof. S. Pandey de la Escuela de Ingeniería de la Universidad Jawaharlal Nehru, Delhi, India, por sus invaluables contribuciones.

Departamento de Ingeniería Mecánica, Instituto de Tecnología de la Fuerza Aérea, Kaduna, Nigeria

Ibrahim Momoh-Bello Omiogbemi

Cátedra Shell, Departamento de Ingeniería Mecánica, Universidad Ahmadu Bello, Zaria, Nigeria

Danjuma Saleh Yawas

División de Ingeniería de Materiales, CSIR-Laboratorio Metalúrgico Nacional, Jamshedpur, India

Ibrahim Momoh-Bello Omiogbemi, Atanu Das, Sudhakar Rao Gorja y Sandip Ghosh Chowdhury

Departamento de Ingeniería Mecánica, Universidad Ahmadu Bello, Zaria, Nigeria

Ibrahim Momoh-Bello Omiogbemi y Matthew Olatunde Afolayan

Departamento de Ingeniería Metalúrgica y de Materiales, Universidad Ahmadu Bello, Zaria, Nigeria

Emmanuel Toi Dauda

División de Ingeniería, CSIR-Laboratorio Metalúrgico Nacional, Jamshedpur, India

Roshan Kumar

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IMBO conceptualizó la idea del estudio, llevó a cabo los experimentos, analizó científicamente los resultados y escribió el manuscrito. DSY supervisó la investigación, proporcionó materiales y participó en la discusión científica del trabajo. AD participó en el trabajo experimental y el procesamiento de datos del manuscrito. Durante la discusión del texto, MOA y ETD aportaron algunas buenas ideas y supervisaron la investigación. RK fue parte del trabajo experimental del manuscrito. SRG participó en el trabajo experimental, el procesamiento de datos y la redacción del manuscrito. SGC supervisó el proyecto de investigación y proporcionó materiales. El manuscrito fue revisado minuciosamente por todos los autores.

Correspondencia a Ibrahim Momoh-Bello Omiogbemi.

Los autores declaran no tener conflictos de intereses.

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Reimpresiones y permisos

Omiogbemi, IMB, Yawas, DS, Das, A. et al. Propiedades mecánicas y comportamiento a la corrosión de piezas soldadas de acero inoxidable dúplex utilizando electrodos novedosos. Representante científico 12, 22405 (2022). https://doi.org/10.1038/s41598-022-26974-6

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Recibido: 12 de julio de 2022

Aceptado: 22 de diciembre de 2022

Publicado: 27 de diciembre de 2022

DOI: https://doi.org/10.1038/s41598-022-26974-6

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