Effet des atmosphères de traitement thermique sur l'évolution de la microstructure et la résistance à la corrosion des assemblages soudés en acier inoxydable 2205 duplex

Rapports scientifiques volume 13, Numéro d'article : 4592 (2023) Citer cet article

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Les effets de l'atmosphère post-traitement thermique sur la microstructure et la résistance à la corrosion des joints soudés en acier inoxydable duplex ont été étudiés. Le traitement thermique post-soudure (PWHT) a été réalisé avec et sans atmosphères protectrices. L'azote et l'argon sont utilisés individuellement comme gaz protecteurs. L'examen détaillé de la microstructure (optique et SEM) démontre que les précipités de nitrures sont fortement observés dans les zones soudées pour les échantillons protégés par l'azote. Une baisse observée de la fraction volumique de ferrite dans les échantillons traités thermiquement après soudure par rapport aux échantillons soudés sans traitement thermique conduisant à une amélioration de la résistance à la corrosion des joints soudés traités thermiquement. Une exception pour l'utilisation d'azote comme atmosphère de traitement thermique, une diminution de la résistance à la corrosion des soudures est étudiée en raison des précipités de nitrure. Une augmentation de la dureté de la zone de soudure pour les échantillons traités thermiquement après soudure par rapport à l'alliage de base. La dureté initiale de l'acier inoxydable duplex était de 286 Hv tandis que la dureté moyenne de la zone de soudure était de 340, 411, 343 et 391 Hv pour le PWHT tel que soudé utilisant des atmosphères d'air, d'argon et d'azote, respectivement. La dureté de la zone de soudure est passée à 33, 44, 20 et 37 %. Une diminution significative de la résistance à la traction et de l'allongement après PWHT. Le matériau de base initial en acier inoxydable duplex à résistance ultime à la traction était de 734,9 MPa, tandis que la résistance à la traction ultime des joints soudés était de 769,3, 628,4, 737,8 et 681,4 MPa pour les conditions suivantes : tel que soudé, PWHT utilisant des atmosphères d'air, d'argon et d'azote, respectivement.

L'acier inoxydable duplex (DSS) est le métal le plus adapté à une utilisation dans des environnements sévères tels que les pipelines en haute mer pour le transfert de matériaux pétroliers, le dessalement de l'eau de mer, les réacteurs, les pétroliers, les industries chimiques et pétrochimiques de raffinerie de pétrole en raison de sa résistance à la corrosion exceptionnelle et de sa haute résistance1,2. La composition chimique de l'acier inoxydable duplex (DSS) contient Cr, Mo, Ni et N. De plus, la distribution des éléments d'alliage de l'acier inoxydable duplex (DSS) est inhomogène, tandis que Cr et Mo entraînent une augmentation de la fraction volumique de ferrite, Ni et N augmentent la fraction volumique d'austénite. Le facteur clé pour influencer la fraction volumique de ferrite et la précipitation des phases intermétalliques (phases nocives) telles que la phase sigma (σ), la phase chi (χ), l'austénite secondaire (γ2), le nitrure (CrN et Cr2N), les carbures (M23C6) sont la température de recuit, la vitesse de refroidissement, la solidification après le processus de soudage3,4,5,6,7,8 et l'apport de chaleur8,9,10.

Le processus de soudage est un processus de base et indispensable dans l'industrie. Il s'agit d'un processus de traitement thermique qui se traduit par trois zones : matériau de base (BM), zone affectée par la chaleur (HAZ) et zone de soudure (WZ) chacune11. Le DSS après soudage montre trois zones différentes dans la composition chimique de la phase de ferrite et d'austénite qui conduisent par conséquent à une résistance à la corrosion différente. L'influence du soudage ne se limite pas seulement à la composition chimique, affecte également la fraction volumique de ferrite en raison de la chaleur12,13. Alors que Nilsson14 a indiqué que le soudage multipasse permet de former une quantité excessive d'austénite secondaire, il conduit donc à une faible résistance à la corrosion dans la zone de soudure.

De plus, le choix de l'électrode de soudage est d'une importance primordiale dans le contrôle de la microstructure de la zone de soudage et donc sur les propriétés après soudage15,16,17. Une tentative a été faite pour étudier l'effet du métal d'apport sur la solidification, la microstructure et les propriétés mécaniques de la soudure dissemblable entre l'acier inoxydable super duplex 2507 et l'acier de pipeline API X70 à faible alliage à haute résistance par Khan et al.15. Ils ont conclu que la microstructure de la soudure d'apport 309L est composée de ferrites squelettiques dans la matrice d'austénite, tandis que la soudure d'apport 2594 contient de l'austénite reformée multiple intégrée dans la matrice de ferrite. De plus, Ramkumar et al.18 étudient la soudabilité, les propriétés métallurgiques et mécaniques des joints en acier inoxydable super duplex UNS 32750 par soudage à l'arc au tungstène au gaz (GTAW) en utilisant les métaux d'apport ER2553 et ERNiCrMo-4. Ils ont recommandé l'utilisation de l'ER 2553 pour le soudage de l'acier inoxydable super-duplex en raison de l'amélioration des propriétés mécaniques des joints soudés utilisant l'ER 2553 par rapport aux joints soudés utilisant l'ER NiCrMo-4. Ils ont attribué cette amélioration comparative des propriétés mécaniques à la présence de quantités suffisantes de ferrite, d'allotriomorphe et d'austénite sous forme de widmanstätten en forme de coin et de précipités intergranulaires dans la zone de soudure en utilisant ER2553.

Sur la base de ces études, la nécessité de contrôler la microstructure de la zone de soudure est une préoccupation importante. Après les procédés de soudage, le moyen le plus connu et le plus important d'améliorer la microstructure est le traitement thermique post-soudage (PWHT). Pour un bon (PWHT), les variables suivantes doivent être contrôlées : température de chauffage, temps de maintien, vitesse de refroidissement et atmosphère de procédé (gaz de protection). Le traitement thermique post-soudure (PWHT), une température de recuit inappropriée, un gaz protecteur et une vitesse de refroidissement lente favorisent la formation de précipitations intermétalliques (phases nocives) qui dépendent de la présence de Cr, Mo et C.

Plusieurs études ont été réalisées concernant le PWHT des soudures en général et des soudures inox duplex en particulier.

Plusieurs études indiquent que la température appropriée pour le recuit se situe entre 1000 et 1200 ℃ suivi d'une trempe à l'eau8,19,20,21. D'autre part, Shen19 a indiqué que la température de recuit optimale pour le DSS sans la présence de précipitation intermétallique se situe entre 1050 et 1100 °C. Alors que Zhang8 a clarifié les effets du traitement thermique de courte durée après le soudage à (une petite échelle de la température où le choix) 1020, 1050, 1080, 1100 et 1150 °C et a confirmé que les températures de recuit optimales (sans intermétallique) sont de 1050 °C et 1080 °C. De plus, la résistance à la corrosion par piqûres la plus élevée était à une température de recuit de 1080 ° C pendant 3 min.

Pendant le PWHT, le temps de recuit et la vitesse de refroidissement doivent être pris en compte. Plusieurs études indiquent les effets du temps de recuit en solution (temps de maintien) et ont confirmé que l'augmentation du temps de recuit entraîne une diminution de la résistance à la corrosion22,23. Bien que la vitesse de refroidissement pendant le PWHT soit une préoccupation importante, la vitesse de refroidissement plus lente après le traitement en solution des joints soudés entraîne la formation de phases nocives24,25.

De plus, plusieurs études ont montré que la phase sigma enrichie en Cr, Mo et la présence de phases intermétalliques (phases nocives) rendaient l'acier inoxydable duplex sujet à la fragilisation4, et par conséquent une faible résistance à la corrosion et des propriétés mécaniques détériorées19,20,23,26,27.

Par conséquent, la procédure PWHT doit être observée attentivement pour éviter la formation de phases nocives. D'autre part, le PWHT approprié peut améliorer la résistance à la corrosion des soudures en acier inoxydable duplex en raison de l'augmentation de la fraction volumique d'austénite21. De ce point de vue, il est très important de choisir les conditions optimales pour le PWHT.

Étant donné que peu d'études ont été menées sur l'effet de l'atmosphère de traitement thermique sur la microstructure des joints soudés DSS, il était donc intéressant d'étudier en détail l'effet de différentes atmosphères protectrices (argon et azote) pendant le PWHT sur la microstructure, les propriétés mécaniques et la résistance à la corrosion des soudures DSS. De plus, l'azote est un gaz peu coûteux par rapport au gaz argon.

Dans cet article, le traitement thermique post-soudure a été effectué à 1050 ° C suivi d'une trempe à l'eau pour éviter la formation de phases nocives (sigma, austénite secondaire, chi, nitrure et carbures) qui détériorent la microstructure, les propriétés mécaniques et la résistance à la corrosion.

Dans le présent travail, des plaques DSS ont été soudées en utilisant différents procédés de soudage au même joint avec un angle de rainure de 60°. La figure 1 montre la géométrie de rainure utilisée.

Représentation schématique de la géométrie de la rainure en V.

Le soudage a été effectué sur des tôles laminées à chaud industrielles S32205 DSS d'une épaisseur de 8,5 mm et de dimensions adoptées de 100 × 100 mm (longueur × largeur). Le processus de soudage a été effectué en racine avec un soudage à l'arc sous protection (SMAW) avec le métal d'apport E2209-16, tandis que le remplissage et le bouchage ont été soudés à l'aide d'un soudage à l'arc sous gaz tungstène (GTAW) avec le métal d'apport ER2209 illustré à la Fig. 2. Le tableau 1 montre la composition chimique de la plaque DSS et des différents métaux d'apport utilisés dans le soudage.

Macro coupe d'un joint soudé montrant les séquences et le nombre de passes différentes.

Ces métaux d'apport ont été choisis car ils ont une composition chimique similaire à celle du métal de base (2205 DSS) vu dans le tableau 1. De plus, les métaux d'apport sélectionnés ont une proportion plus élevée de nickel par rapport au métal de base. De plus, le nickel conduit à augmenter la fraction volumique de la phase austénitique dans la zone de soudage donc une excellente résistance aux contraintes, à la corrosion, à la fissuration et aux piqûres16.

De plus, le soudage à l'arc avec protection en métal (SMAW) a été utilisé pour remplacer le gaz de support et assurer un soudage de haute qualité dans le remplissage et le bouchage. Les paramètres de procédé pour le soudage à l'arc avec protection métallique (SMAW) et le soudage à l'arc sous gaz tungstène (GTAW) sont indiqués dans le tableau 2. L'un des joints soudés obtenus est illustré à la figure 2.

Après soudage, le chapeau et la racine ont été enlevés à l'aide d'une fraiseuse avec fluide de coupe, puis les échantillons ont été coupés à l'aide d'une machine à couper le fil.

Pour étudier l'effet de l'atmosphère de traitement thermique après PWHT sur l'évolution de la microstructure, la résistance à la corrosion par piqûres, les propriétés mécaniques et la précipitation de la phase secondaire, les échantillons ont été recuits à 1050 \(^\circ{\rm C}\) pendant 25 min, puis trempés à l'eau comme illustré à la Fig. 3. Le traitement thermique post-soudure (PWHT) a été effectué dans un four tubulaire en utilisant différentes atmosphères (argon et azote, et sans gaz de protection). Le tableau 3 montre les conditions de traitement thermique post-soudure utilisées.

(a) Joint de soudage schématique, (b) processus de soudage schématique, (c) processus de recuit schématique, (d) condition de traitement thermique, (e) chapeau de soudage et (f) racine de soudage.

De plus, pour observer la microstructure, un microscope optique (OM) a été utilisé, et les spécimens ont été polis avec de la pâte de diamant à 0,25 µm et broyés à partir de papier abrasif SiC de grain 400, 600, 800, 1000, 1200, 1500 à 2000 successivement. Ensuite, une gravure électrolytique dans une solution d'hydroxyde de potassium (KOH) (20 g d'hydroxyde de potassium (KOH) et 100 ml d'eau déionisée appliquant 7 V pendant 10 à 15 s) a été utilisée.

L'hydroxyde de potassium (solution de KOH à 20%) pour la gravure électrolytique a été utilisé car il a une excellente capacité à attaquer fortement différentes phases (ferrite, austénite et sigma) et à les distinguer fortement par un bon contraste de gris, blanc et noir, respectivement, basé sur la métallographie optique. Cela a été utilisé pour calculer la fraction volumique d'austénite et de ferrite par le logiciel Image J. Le logiciel MATLAB a été utilisé pour calculer clairement la fraction volumique de la ferrite, de l'austénite et des phases secondaires28. L'acide oxalique a également été utilisé pour montrer l'austénite secondaire ou intermétallique.

Des essais de traction ont été effectués pour observer la résistance à la traction ultime (UTS), la limite d'élasticité (PS), l'allongement et le coefficient de traction.

Le test de dureté Vickers a été effectué sur les échantillons polis (W, HAir, HARgon et HNitrogen) a été testé avec une force de 1 kg et la durée de la force de test était de 15 s. Les valeurs de dureté ont été mesurées dans trois zones (BM, HAZ, WZ) et des valeurs moyennes ont été prises.

Afin d'évaluer l'effet de l'atmosphère de traitement thermique pendant le PWHT sur la corrosion par piqûres de la zone de soudure. Toutes les mesures ont été effectuées avec l'analyseur électrochimique IviumStat en utilisant trois électrodes : une électrode de référence (RE), une feuille de platine utilisée comme contre-électrode (CE) et une électrode au calomel saturé (SCE). De plus, les échantillons ont été polis avec de la pâte de diamant à 0,25 µm et broyés à partir de papier abrasif SiC de grain 400, 600, 800, 1000, 1200, 1500 à 2000 successivement et une solution de corrosion électrochimique a été utilisée à partir de 3,5 % de NaCl.

La figure 4A montre la microstructure optique du métal de base. Il se compose de F (gris), A (structure blanche allongée ou en bandes) et de précipités de nitrure à la limite δ des sous-grains (points noirs fins ou lignes entre les grains de ferrite). La figure 4B montre la photo SEM où les nitrures apparaissent clairement sous forme de points noirs.

Optique, micrographie SEM, analyse EDS et fraction volumique différente de différentes phases pour le métal de base, (A) microstructure optique, (B) photo SEM, (C) analyse EDS, (D) fraction volumique par MATLAB et (E) fraction volumique par Image J.

L'EDS révèle qu'une quantité élevée de teneur en azote et, par conséquent, montre qu'une diminution de la teneur en chrome existe dans le point EDS analysé sélectionné (nitrure de chrome), voir Fig. 4C. La figure 4D montre la fraction volumique de différentes phases par le logiciel MATLAB, d'autre part, la figure 4E montre la fraction volumique de la phase austénitique par le logiciel Image J, où montre le rapprochement de la fraction volumique de la phase austénitique avec le logiciel MATLAB.

Les nomenclatures pour la microstructure des zones de soudure comme soudées (W) et les trois symboles de traitement thermique post-soudage sous air, azote et argon sont Hair, Hnitrogen et Hargon, respectivement. On remarque dans l'échantillon tel que soudé (W) qu'il présente différents types d'austénite. Ils sont appelés austénite aux joints de grains (GBA), austénite de Widmanstattten (WA) et austénite intergranulaire (IGA). Le GBA se développe aux joints de grains de ferrite, puis WA se développe à partir de GBA, ainsi que des nucléats IGA au niveau du grain de ferrite qui contient une concentration élevée de Ni, comme indiqué sur la figure 512. De plus, l'austénite secondaire est apparue dans la microstructure, la preuve évidente de l'austénite secondaire est les résultats EDS qui révèlent une teneur élevée en nickel, calcium, aluminium et oxygène. De manière correspondante, montre une diminution drastique de la teneur en chrome et en molybdène dans le point EDS analysé sélectionné, comme le montre la figure 6B6,8,14,29.

Micrographies optiques, SEM et différentes fractions volumiques pour les zones de soudure de l'échantillon (W) sans processus PWHT, (A) microstructure optique, (B) photo SEM, (C) fraction volumique de différentes phases par le logiciel MATLAB et (D) teneur en austénite d'une image aléatoire de la zone de soudure par le logiciel image J.

Micrographies optiques, SEM des zones de soudure et point d'analyse EDS au niveau de l'austénite secondaire de l'échantillon W (sans procédé PWHT).

D'autre part, un pourcentage élevé de ferrite (59 %) existait dans l'échantillon à l'état brut de soudage, comme le montrent les figures 5C, D.

La figure 5A montre la microstructure optique de la zone de soudure qui contient GBA, F, A, WA et IGA. Cependant, la photo optique ne montre pas d'austénite secondaire (SA). Par conséquent, il était nécessaire d'utiliser la photo SEM pour démontrer l'austénite secondaire (SA), voir Fig. 5B. L'austénite secondaire a été formée comme le montre la figure 5B en raison de l'utilisation d'un soudage multipasse où la technique multipasse permet de former une quantité excessive d'austénite secondaire14.

La figure 6A montre (SA) en utilisant la microstructure optique et SEM. L'EDS révèle qu'une quantité élevée de teneurs en Ni, Ca, Al et O et, en conséquence, montre qu'il existe une diminution drastique des teneurs en Cr et Mo dans le point EDS analysé sélectionné (austénite secondaire), voir Fig. 6B. De plus, il existe deux types de (SA), le premier est l'austénite secondaire intergranulaire tandis que le second est l'austénite secondaire intragranulaire, comme on le voit en détail sur la figure 6C. Il est bien connu que l'austénite secondaire souffre d'une faible résistance à la corrosion14.

La figure 7A montre la microstructure optique d'un échantillon non protégé (l'échantillon a été soumis à PWHT sans aucun gaz de protection). La microstructure optique se compose de F (gris), de PA (blanc), d'IGA (structure fine) et de précipités de nitrure (points noirs). La microstructure optique montre également de l'austénite colonnaire (structure dendritique). La figure 7B montre une photo SEM où les nitrures apparaissent clairement sous forme de points noirs. La figure 7C montre différentes fractions volumiques de F (40 %), A (56 %) et de nitrures (4 %) par le logiciel MATLAB. La figure 7D montre la fraction volumique de A (56,95) par le logiciel Image J.

Micrographies optiques, SEM et différentes fractions volumiques pour les zones de soudure de l'échantillon (HAir) non protégées pendant le processus PWHT (A) microstructure optique, (B) photo SEM, (C) fraction volumique par le logiciel MATLAB et (D) teneur en austénite d'une image aléatoire de la zone de soudure par le logiciel image J.

La figure 8A montre la microstructure optique d'un échantillon protégé par le gaz argon (Hargon). La microstructure se compose de F (gris), A (colonne en blanc), IGA (structure fine). La figure 8B montre une photo SEM où aucun nitrure n'existait, également, il n'y a aucun intermétallique évident. La figure 8C montre différentes fractions volumiques de A (60) et F (40 %) par le logiciel MATLAB. La figure 8D montre la fraction volumique de A (56,69) par le logiciel Image J.

Micrographies optiques et SEM des zones de soudure de l'échantillon (HArgon) protégées avec du gaz Argon pendant le processus PWHT (A) microstructure optique, (B) photo SEM, (C) fraction volumique par le logiciel MATLAB et (D) teneur en austénite d'une image aléatoire de la zone de soudure par le logiciel image J.

La figure 9A montre la microstructure optique d'un échantillon protégé d'azote gazeux (HNitrogen). Il se compose de quelques quantités de F (gris), A (grossier et colonnaire en blanc), IGA (structure fine) et précipités de nitrure (points noirs). La figure 9B montre la photo SEM où beaucoup de nitrures existent en noir tandis que la ferrite est en gris. La fraction volumique différente par le logiciel MATLAB de F, A et des nitrures est de 37, 52 et 11 %, respectivement, comme on le voit sur la figure 9C. Comme la figure 9D montre la fraction volumique de A (48,87) par le logiciel Image J.

Micrographies optiques, SEM et fraction volumique différente pour les zones de soudure de l'échantillon (HNitrogen) protégées avec de l'azote gazeux pendant le processus PWHT (A) microstructure optique, (B) photo SEM, (C) fraction volumique par le logiciel MATLAB et (D) teneur en austénite d'une image aléatoire de la zone de soudure par le logiciel image J.

La figure 10A montre la microstructure optique de la zone affectée par la chaleur (HAZ) de l'échantillon (W) qui contient F, A. La figure 10B montre SEM de la zone affectée par la chaleur (HAZ) de l'échantillon (W) sans processus PWHT. Il est composé d'austénite et de ferrite.

Micrographies optiques et SEM de la zone affectée par la chaleur de l'échantillon (W) sans processus PWHT.

L'austénite (couleur ouverte et plus blanche), la lumière foncée comme sur le côté gauche est la ferrite.

La figure 11A montre la microstructure optique de la zone affectée par la chaleur (HAZ) de l'échantillon (HAir) d'un échantillon non protégé avec le processus PWHT qui contient F (clair foncé), A (blanc). La figure 11B montre SEM de la zone affectée par la chaleur (HAZ) de l'échantillon (HAir). Il se compose de ferrite et d'austénite.

Micrographies optiques et SEM de la zone d'échantillon affectée par la chaleur (HAir) non protégée pendant le processus PWHT.

La figure 12A montre la microstructure optique de la zone affectée par la chaleur (HAZ) de l'échantillon (HArgon) protégé avec du gaz Argon pendant le processus PWHT qui contient F (foncé), A (blanc). La figure 12B montre SEM de la zone affectée par la chaleur (HAZ) de l'échantillon (HArgon). Il se compose de ferrite (foncé) et d'austénite (gris).

Micrographies optiques et SEM de la zone d'échantillon affectée par la chaleur (HArgon) protégée avec du gaz Argon pendant le processus PWHT.

La figure 13A montre la microstructure optique d'un échantillon de zone affectée par la chaleur (HAZ) (HNitrogen) protégé avec de l'azote gazeux pendant le processus PWHT qui contient F (gris), A (blanc). La figure 13B montre le SEM de la zone affectée par la chaleur (HAZ) de l'échantillon (HNitrogen) en détails. Il se compose de ferrite (foncé) et d'austénite (gris).

Micrographies optiques et SEM de la zone d'échantillon affectée par la chaleur (HNitrogen) protégée avec de l'azote gazeux pendant le processus PWHT.

La figure 14 montre la teneur en austénite (fraction volumique d'austénite) pour une image de la zone affectée thermiquement d'échantillons (W, HAir, HArgon, HNitrogen) par le logiciel image J. Une nette réduction de la fraction d'austénite et par conséquent une augmentation de la teneur en ferrite est observée dans l'échantillon (W) par rapport aux échantillons traités thermiquement. et dans l'ordre des échantillons d'où la fraction volumique d'austénite la plus élevée est (HNitrogen, HAir, HArgon et W) respectivement.

Fraction volumique de la phase austénitique d'une image aléatoire de la zone affectée par la chaleur des échantillons (W, HAir, HArgon et HNitrogen).

La figure 15 montre un épuisement de la fraction austénitique dans la zone affectée thermiquement à l'interface adjacente au bain de soudure alors qu'une augmentation de la fraction austénitique est observée à ces interfaces après PWHT. L'interruption de l'équilibre austénite/ferrite dans les aciers inoxydables duplex peut détériorer les propriétés, en particulier la résistance à la corrosion. Par conséquent, il peut y avoir un besoin urgent de rétablir cet équilibre lorsqu'il est perturbé en raison du processus de soudage, et PWHT aura alors un rôle important pour rétablir cet équilibre. D'autre part, une augmentation de la taille des grains de ferrite à l'interface HAZ-WZ pour l'échantillon soudé sans PWHT qui peut être produite à partir de l'apport de chaleur élevé produit par le procédé de soudage30. De plus, l'un des facteurs les plus importants pouvant contrôler la microstructure HAZ est le processus de réchauffage dû aux techniques de soudage à passes multiples6,30,31.

Interface HAZ–WZ de (W, HAir, HARgon, HNitrogen).

En raison de la différence entre le métal d'apport et le métal de base dans le point de fusion, une macroségrégation se forme près de la limite de fusion. La macroségrégation prend différentes formes telles que la zone de transition (TZ), la zone non mélangée (UZ) et la zone partiellement mélangée (PMZ). Plusieurs études indiquent que le mélange de nickel pendant le processus de soudage conduit à la formation d'une microstructure à gradient près de la frontière de fusion (interface HAZ-WZ)32,33. De plus, il existe différents types pour décrire la zone non mélangée (UZ), la première est une île tandis que la seconde est une péninsule et la troisième est une plage déficiente en fillers32,33. La figure 16 montre la formation d'une microstructure à gradient (îlot et péninsule) près de la frontière de fusion.

Limite de fusion (interface HAZ – WZ).

La figure 17 montre la fraction volumique d'austénite dans les échantillons étudiés. En raison du contraste de couleurs entre les phases austénitique, ferrite et intermétallique. Des mesures ont été réalisées par le logiciel Image J pour calculer la fraction volumique des phases ferrite et austénite. Considérant que la proportion de la fraction volumique de la phase de ferrite comprend la fraction volumique des phases intermétalliques, et en raison de la répartition inhomogène des éléments d'alliage à l'intérieur du DSS. Cinq images d'emplacements aléatoires dans chaque zone (HAZ et WZ) ont été mesurées. Une nette réduction de la fraction de ferrite et par conséquent une augmentation de la teneur en austénite est observée dans les échantillons traités thermiquement par rapport à l'échantillon brut de soudage (W). Parmi les échantillons traités thermiquement à différentes atmosphères, l'échantillon traité sous atmosphère d'azote (HNitrogen) révèle la plus faible teneur en austénite de la zone de soudure. De plus, la teneur en austénite la plus élevée de la zone de soudure est observée dans l'échantillon sans traitement thermique sous atmosphère protégée (échantillon HAir). De plus, cette fraction volumique d'austénite de la zone affectée par la chaleur des échantillons (HAir et HNitrogen) était convergente.

La fraction volumique de la phase austénitique dans la zone affectée par la chaleur et la zone de soudure pour les spécimens étudiés.

L'effet du traitement thermique post-soudure sur les propriétés des joints soudés en acier inoxydable duplex a été étudié par plusieurs chercheurs. Dans le présent wok, deux types d'atmosphères contrôlées sont utilisés individuellement qui sont l'argon et l'azote par rapport à l'échantillon non protégé. La plupart des procédés de traitement thermique utilisent l'argon comme atmosphère contrôlée et l'utilisation d'azote comme atmosphère contrôlée pour le traitement thermique post-soudage de l'acier inoxydable duplex ne se trouve presque pas dans les publications. L'utilisation d'azote (pureté 95%) au lieu d'argon comme atmosphère contrôlée a des considérations économiques car l'azote gazeux est moins cher que l'argon gazeux34. Les investigations microstructurales pour les échantillons traités thermiquement indiquent que l'utilisation d'argon comme atmosphère contrôlée n'entraîne aucune précipitation de seconde phase alors que la précipitation de seconde phase est observée dans la microstructure de l'échantillon sous atmosphère d'azote. De plus, l'échantillon non protégé (l'air est l'atmosphère du four) donne des précipités intermétalliques à microstructure quelque peu similaire à celui protégé avec de l'azote. L'azote gazeux est classé comme un gaz inerte et une interaction probable avec l'acier inoxydable duplex pendant le traitement thermique est hors de question. D'autre part, Brunzel et al.35 ont étudié l'effet de l'azote gazeux sur les alliages de fer lors du recuit. Ils ont remarqué une augmentation de la teneur en azote (sous forme de nitrures) dans l'acier après recuit par rapport au matériau de départ avant recuit. En outre, ils ont conclu que l'intensité de l'effet de l'azote gazeux pour former des nitrures dépend principalement des paramètres température-temps du processus et de la composition de l'atmosphère, ainsi que de la teneur en éléments d'alliage dans l'acier. Dans le présent travail, les précipités de nitrure sont détectés dans les régions de ferrite pour les échantillons chauffés sans atmosphère contrôlée et ceux chauffés à l'aide d'atmosphères contrôlées d'azote alors que l'échantillon traité dans l'atmosphère contrôlée d'argon ne révèle aucune précipitation. Ceci est en accord avec les résultats de Brunzel et al.35 où une précipitation de nitrure est observée. L'interaction de l'azote moléculaire et des alliages de fer obéit à la réaction :

Qui a une constante d'équilibre :

où a \(N\) est l'activité thermodynamique de l'azote dans une solution solide de fer, et PN2 est la pression partielle d'azote dans l'atmosphère.

La quantité d'azote dissous dans le fer dépend de la température, de la pression partielle d'azote, de la forme et de la teneur des éléments d'alliage dans l'alliage en équilibre avec l'atmosphère gazeuse36. De plus, la solubilité de l'azote dans l'austénite est supérieure à celle de la ferrite et avec l'augmentation de la température, la solubilité de l'azote diminue dans l'austénite et augmente dans la ferrite37.

Des essais de traction ont été effectués pour observer la résistance à la traction ultime (UTS), la limite d'élasticité (PS), l'allongement et le coefficient de traction. La figure 18A montre les dimensions des échantillons de traction.

(A) Dimensions des échantillons de traction, (B) éprouvettes de traction fracturées, (C) courbes de contrainte-déformation d'ingénierie des échantillons (W, HAir, HArgon, HNitrogen), (D) valeur de résistance à la traction ultime et preuve, (E) pourcentage d'allongement des échantillons, (F) coefficient de traction.

La figure 18C montre des courbes de contrainte-déformation d'ingénierie d'échantillons (W, HAir, HARgon, HNitrogen). Les résultats indiquent que la résistance à la traction ultime du métal de base était de 734,9 MPa, tandis qu'une augmentation observée de l'UTS a atteint 4,7 % et 0,4 % pour les échantillons soudés et HARgon respectivement. La résistance à la traction ultime des échantillons bruts de soudage et d'ARgon était respectivement de 769,3 MPa et 737,8 MPa, Fig. 18D. De plus, une nette diminution est observée dans l'UTS atteignant 14,5% et 7,3% pour les échantillons HAir et HNitrogen respectivement. La résistance à la traction ultime des échantillons HAir et HNitrogen était de 628,4 MPa et de 681,4 MPa, comme le montre la figure 18D.

En outre, la contrainte d'épreuve (PS) était de 554,3, 574,3, 512, 561,7 et 512,3 MPa pour le métal de base, tel que soudé, HAir, HArgon et HNitrogen respectivement illustrés sur la figure 18D.

La figure 18B montre des spécimens de traction fracturés. Emplacement observé de la défaillance d'un échantillon soudé loin de la zone de soudure. De plus, la défaillance s'est produite dans la zone de soudure des échantillons PWHT.

La figure 18F montre le coefficient de traction du métal de base, tel que soudé, des échantillons HAir, HARgon et HNitrogen. Le coefficient de traction était de 104,7, 85,5, 100,4 et 92,7 % pour les échantillons soudés, HAir, HARgon et HNitrogen respectivement.

La figure 18E montre le pourcentage d'allongement des échantillons. En termes d'allongement, une réduction significative est constatée pour les échantillons HAir et HNitrogen. Cette réduction de la ductilité peut être attribuée à la formation de nitrures dans les échantillons HAir et HNitrogen. De plus, les phases nocives font que l'acier inoxydable duplex était sujet à la fragilisation4, par conséquent une faible résistance à la corrosion et des propriétés mécaniques détériorées19,20,23,26,27. Confirme que les courbes de contrainte-déformation d'ingénierie vues sur la figure 18C et le pourcentage d'allongement vu sur la figure 18E ont détérioré les propriétés mécaniques des échantillons HAir et HNitrogen en raison de la formation de nitrure. En conséquence, une baisse observée dans l'échantillon d'ARgon par rapport à l'échantillon soudé. Bhanu32 a indiqué que le PWHT peut affecter négativement la ductilité. Par conséquent, les échantillons peuvent être classés après essai de traction en ductiles et cassants comme le montre la figure 18E.

Figure 19 schématique montrant les emplacements des valeurs de dureté mesurées. Les valeurs moyennes de dureté pour la zone de soudure pour les échantillons W, HAir, HArgon et HNitrogen étaient respectivement de 340, 411, 343 et 391, voir Fig. 20. (286, 325, 317 et 304) des échantillons (W, HAir, HArgon et HNitrogen) respectivement. Le tableau 4 montre les valeurs de dureté des échantillons en détail.

Les zones où la dureté a été mesurée dans chaque échantillon.

Valeurs moyennes de dureté de la zone de soudure et de la zone affectée thermiquement.

L'augmentation apparente des valeurs de dureté pour la zone de soudure dans les échantillons PWHA utilisant des atmosphères d'air et d'azote peut résulter de la précipitation de nitrures. De plus, la distribution inhomogène des éléments d'alliage à l'intérieur du DSS19 et le changement de composition chimique aux phases de ferrite et d'austénite (indiqué dans le tableau 5) peuvent également entraîner des variations des valeurs de dureté. De plus, l'effet de la vitesse de refroidissement et du réchauffage pendant le soudage conduit à différentes valeurs de dureté dans différentes régions de la zone de soudure.

La figure 21 montre les courbes de polarisation du test de corrosion Tafel des échantillons (W, HAir, HARgon, HNitrogen), les courbes de polarisation indiquent des choses intéressantes. Bien qu'il n'y ait aucun intermétallique évident dans l'échantillon de HARgon et la présence de précipités (nitrure) dans la zone de soudure de l'échantillon de HAir. La résistance à la corrosion la plus élevée était (HAir, HArgon, HNitrogen, W) respectivement observée sur la Fig. 21, attribuée à la fraction volumique d'austénite et de ferrite où la corrosion se produit dans la ferrite, principalement en raison de la solution de chlorure de sodium (NaCl) utilisée38. Comme la présence d'une teneur élevée en nickel et en azote dans l'austénite conduit à une résistance élevée à la corrosion dans l'austénite par rapport à la ferrite vue dans le tableau 5. De plus, une plus grande fraction volumique de ferrite conduit à un taux de diffusion plus rapide dans les échantillons27. Il était donc nécessaire d'étudier la fraction volumique de la ferrite et de l'austénite. Zhang et al.28 ont conclu que le PWHT pour les assemblages soudés en acier inoxydable duplex augmente la fraction volumique d'austénite (c'est-à-dire la fraction volumique de ferrite équilibrée décroissante) conduisant à l'amélioration de la résistance à la corrosion des joints soudés, ce qui est en accord avec les résultats de cet article. Mais la présence significative de nitrures dans l'échantillon d'azote et d'austénite secondaire dans l'échantillon W était la principale raison de l'augmentation du taux de corrosion dans ces échantillons14,39. Comme la densité de courant de corrosion est le facteur principal pour déterminer le taux de corrosion. Donc, augmenter la densité de courant de corrosion conduit à un taux de corrosion rapide. Le tableau 6 montre la valeur de densité de courant de corrosion, où était Disposez les échantillons en fonction du taux de corrosion lent comme suit (HAir, HArgon, HNitrogen, W) respectivement.

Courbes de polarisation de la zone de soudure des échantillons (W, HAir, HArgon, HNitrogen).

Voici les résultats importants de cette étude sur l'effet de l'atmosphère de traitement thermique sur la microstructure des joints soudés en acier inoxydable duplex :

PWHT améliore le raffinage du grain et l'augmentation de la fraction d'austénite dans la zone de soudure et HAZ.

L'utilisation d'azote comme gaz de protection pendant le traitement thermique conduit à la formation de précipités de nitrure. Le même résultat est également obtenu lorsque les échantillons ont été traités thermiquement sans gaz protégé alors que l'utilisation de gaz argon pendant le traitement thermique ne donne aucune précipitation de nitrure.

Parmi les échantillons traités thermiquement utilisant différentes atmosphères de four, l'échantillon chauffé à l'aide d'azote pendant le PWHT a la fraction volumique de ferrite la plus élevée (fraction volumique d'austénite la plus faible) par rapport aux échantillons utilisant de l'argon et de l'air pendant le traitement thermique.

Une baisse significative de l'UTS et de la ductilité est observée après PWHT en particulier lors de l'utilisation d'air et d'azote comme atmosphères de traitement thermique.

Des valeurs de dureté Vickers plus élevées sont observées pour les joints soudés HAir et HNitrogen, et cela peut être dû à des précipités de nitrure.

Une réduction de la résistance à la corrosion est constatée pour le traitement thermique post-soudage utilisant de l'azote (échantillon HNitrogen) et tel que soudé (échantillon W) en raison de la précipitation de nitrure et de l'austénite secondaire respectivement.

Enfin, il n'est pas recommandé d'effectuer le PWHT pour les soudures en acier inoxydable duplex si les propriétés mécaniques sont d'une grande importance, tandis que si les propriétés chimiques et la résistance à la corrosion doivent être améliorées, il est préférable d'effectuer le PWHT car il améliore la résistance à la corrosion des soudures duplex.

En ce qui concerne la disponibilité des données brutes, je tiens à vous informer que ce travail fait partie d'une longue étude de recherche, et les données brutes ne seront pas publiques pour le moment mais sont disponibles auprès de l'auteur correspondant sur demande.

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AYM et AHA ont rédigé le texte principal du manuscrit. ZAH et AIZF et AEE-N. chiffres préparés. Tous les auteurs ont examiné le manuscrit.

Correspondance à Ahmed Hussein Abdelraheem Mohamed.

Les auteurs ne déclarent aucun intérêt concurrent.

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Réimpressions et autorisations

Mohamed, AY, Mohamed, AHA, Abdel Hamid, Z. et al. Effet des atmosphères de traitement thermique sur l'évolution de la microstructure et la résistance à la corrosion des assemblages soudés en acier inoxydable 2205 duplex. Sci Rep 13, 4592 (2023). https://doi.org/10.1038/s41598-023-31803-5

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Reçu : 27 janvier 2023

Accepté : 17 mars 2023

Publié: 21 mars 2023

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

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