Nfluencia de Los Gases de Protección de Soldadura PDF
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ESCUELA DE POSGRADO
TÍTULO:
Presentado por:
Asesor:
Lima - 2018
RESUMEN
Los aceros inoxidables dúplex están siendo utilizados en diversas aplicaciones tales
como plantas de generación de energía, instalaciones para desalinización y
construcciones marinas, debido a sus excelentes propiedades mecánicas y de
resistencia a la corrosión; los aceros inoxidables híper dúplex, han sido desarrollados
para aplicaciones extremas como en intercambiadores de calor donde las generaciones
anteriores no alcanzan a cubrir los requerimientos solicitados, sin embargo, no han sido
estudiados aún con detenimiento respecto a la variación de estas propiedades frente al
ciclo térmico generado por la soldadura y la influencia de los gases de protección.
Por otro lado, se llevó a cabo la predicción y cuantificación de las fases presentes en las
zonas de fusión basada en modelos empíricos de predicción mediante los diagramas de
Espy, Outokumpu (Schaeffler-De Long modificado), WRC-92, McCowan y Olson; y la
medición a través de ferritometría, método estereológico (de acuerdo a ASTM E562-11)
y difracción de rayos x (DRX). Finalmente, se evaluaron las uniones soldadas mediante
ensayos de corrosión de acuerdo a la norma ASTM G48-11 (Método C), y se
caracterizaron las muestras corroídas por macrografía y metalografía.
Como resultado del presente trabajo se ha concluido que la mezcla Ar+2%N2, fue la que
presentó mejor comportamiento en referencia a propiedades mecánicas (más cercanas
a las del material base), balance de fases ferrita-austenita, composición química (mayor
número PREN), y menor pérdida de peso en los ensayos de corrosión; los modelos
empíricos propuestos por Espy y Outokumpu demostraron ser los más apropiados para
ser utilizados con aceros inoxidables híper dúplex, debido a que muestran la mejor
correlación comparados con los valores de ferrita medidos mediante ferritometría y el
método estereológico.
i
AGRADECIMIENTOS
Agradecimiento especial al generoso apoyo del personal del Canadian Center for
Welding and Joining de la Universidad de Alberta en Canadá, por el desarrollo de los
ensayos de medición del nitrógeno, gracias a lo cual fue posible soportar las
conclusiones de esta investigación.
Agradecimiento especial al Dr. Ing. Paul Lean Sifuentes y al Dr. Francisco Rumiche
Zapata, por su apoyo a través de la dirección del programa de Maestría en Ingeniería
de Soldadura por el financiamiento parcial de los consumibles utilizados en este
proyecto, así como por sus consejos y revisiones para la edición de este documento y
al Dr. Julio Acosta Sullcahuamán, por la revisión final.
ii
INDICE
INDICE............................................................................................................................................ 1
INTRODUCCIÓN ............................................................................................................................. 3
1. ESTADO DEL ARTE ..................................................................................................................... 6
1.1 GENERALIDADES DE LOS ACEROS INOXIDABLES DÚPLEX. ................................................ 6
1.2 PROPIEDADES FÍSICAS. ....................................................................................................... 9
1.3 PROPIEDADES MECÁNICAS. ............................................................................................. 10
1.4 COMPOSICIÓN QUÍMICA. ................................................................................................. 12
1.5 RESISTENCIA A LA CORROSIÓN. ....................................................................................... 12
1.6 ASPECTOS METALÚRGICOS DE LOS ACEROS INOXIDABLES DÚPLEX. ............................. 14
1.6.1 PROCESO DE SOLIDIFICACIÓN . ................................................................................ 14
1.6.2 PRECIPITACIÓN DE FASE SIGMA . ............................................................................. 18
1.6.3 FRAGILIZACIÓN A 475°C . ......................................................................................... 19
1.7 FABRICANTES DE ACEROS INOXIDABLES DÚPLEX. .......................................................... 19
1.8 GASES DE PROTECCIÓN Y CALOR DE APORTE. ................................................................ 20
2. METODOLOGÍA EXPERIMENTAL .............................................................................................. 23
2.1 DISEÑO DEL EXPERIMENTO. ............................................................................................. 23
2.1.1 SELECCIÓN DE GASES DE PROTECCIÓN. ................................................................... 23
2.1.2 PROCEDIMIENTO EMPLEADO EN LAS LÍNEAS DE FUSIÓN. ....................................... 23
2.1.3 MONTAJE PARA LA EJECUCIÓN DE LAS LÍNEAS DE FUSIÓN. .................................... 24
2.2 CARACTERIZACION DE MATERIAL BASE Y ZONAS FUNDIDAS. ........................................ 25
2.2.1 COMPOSICIÓN QUÍMICA. ......................................................................................... 25
2.2.2 ANALISIS METALOGRÁFICO. ..................................................................................... 25
2.2.3 PROPIEDADES MECÁNICAS....................................................................................... 26
2.2.4 MICROSCOPÍA ELECTRÓNICA DE BARRIDO. ............................................................. 29
2.2.5 ENSAYOS DE CORROSIÓN. ........................................................................................ 29
2.2.6 PREDICCIÓN DE FERRITA DELTA. .............................................................................. 31
2.2.7 MEDICIÓN DE FERRITA DELTA Y AUSTENITA. ........................................................... 32
2.2.8 ANÁLISIS POR DIFRACCIÓN DE RAYOS X. ................................................................. 35
3. RESULTADOS Y DISCUSIÓN ...................................................................................................... 37
3.1 CARACTERIZACIÓN DEL MATERIAL BASE. ........................................................................ 37
3.1.1 COMPOSICIÓN QUÍMICA. ......................................................................................... 37
1
3.1.2 MICROESTRUCTURA. ................................................................................................ 37
3.1.3 PROPIEDADES MECÁNICAS....................................................................................... 39
3.2 CARACTERIZACIÓN DE LAS ZONAS FUNDIDAS. ............................................................... 41
3.2.1 OBSERVACION MACROGRÁFICA. ............................................................................. 41
3.2.2 COMPOSICIÓN QUÍMICA. ......................................................................................... 43
3.2.3 PROPIEDADES MECÁNICAS....................................................................................... 43
3.2.4 MEDICIONES DE DUREZA EN ZONAS DE ESTRICCIÓN. ............................................. 49
3.2.5 MICROGRAFÍAS DE LA ZONAS FUNDIDAS. ............................................................... 50
3.2.6 ANÁLISIS FRACTOGRÁFICO. ...................................................................................... 58
3.3 ENSAYOS DE CORROSIÓN POR INMERSIÓN. ................................................................... 62
3.3.1 PÉRDIDA DE PESO. .................................................................................................... 62
3.3.2 CARACTERIZACIÓN DE MUESTRAS SOMETIDAS A ENSAYO DE CORROSIÓN............ 76
3.4 PREDICCIÓN DE FERRITA VS MEDICIÓN DE FERRITA. ...................................................... 82
3.4.1 PREDICCIÓN DE FERRITA A TRAVÉS DE DIAGRAMAS DE CONSTITUCIÓN. ............... 82
3.4.2 MEDICION DE FERRITA A TRAVÉS DE FERRITOMETRÍA. ........................................... 88
3.4.3 MEDICIÓN DE FERRITA A TRAVÉS DE DIFRACCION DE RAYOS X. ............................. 90
3.4.4 MEDICIÓN DE FERRITA A TRAVÉS DEL MÉTODO ESTEREOLÓGICO. ......................... 91
3.5 MATRIZ DE EVALUACIÓN DE COMPORTAMIENTO A CORROSIÓN. ................................ 93
3.6 MATRIZ DE DECISIÓN PARA EVALUACIÓN GENERAL. ..................................................... 95
CONCLUSIONES ........................................................................................................................... 97
RECOMENDACIONES ................................................................................................................. 100
REFERENCIAS BIBLIOGRÁFICAS ................................................................................................. 101
2
INTRODUCCIÓN
El ISSF (International Stainless Steel Forum) indica que se producen cerca de 50 millones
de toneladas métricas de acero inoxidable a nivel mundial cada año. Del total, el 95% es
representado por los aceros austeníticos y ferríticos, de otro lado solamente el 1%
corresponde a los aceros inoxidables dúplex; estos últimos, se presentan como francos
competidores de los aceros inoxidables austeníticos y su consumo crece anualmente un
6%. Lo anterior, debido principalmente a su menor dependencia de las fluctuaciones del
precio internacional del níquel y a sus características mecánicas y químicas superiores. De
allí se deriva que, dado el enorme potencial de crecimiento, la investigación esté enfocada
hoy en día en el desarrollo de esta familia de aceros inoxidables, y especialmente de las
nuevas aleaciones denominadas aceros híper dúplex.
Por otro lado, la creciente importancia de estos aceros inoxidables soportada por sus
excelentes propiedades físico – químicas, gracias a las cuales superan a aleaciones de
uso extendido como los aceros inoxidables austeníticos, hace que cada vez sean más
usados en la industria “off-shore” (mar adentro) del petróleo y el gas, en plantas de
desalinización, en tubos para intercambiadores de calor, en plantas de papel, en equipos
de manejo de productos tóxicos y en la industria naval en cuerpos de bombas y demás
elementos mecánicos en contacto con agua de mar. No obstante, dichas ventajas basadas
en el balance ferrita – austenita, la composición química y un tamaño de grano fino, se ven
3
afectadas negativamente como resultado de soportar el ciclo térmico propio de los
procesos de soldadura por arco eléctrico.
El campo de desarrollo de esta investigación tiene por objeto primordial evaluar la influencia
de tres mezclas de gases con porcentajes distintos de nitrógeno en las propiedades del
acero inoxidable híper dúplex UNS S32707.
Objetivo principal:
Objetivos específicos:
4
Realizar la predicción del porcentaje de ferrita en la zona fundida a través de la selección
del modelo más adecuado.
5
1. ESTADO DEL ARTE
Como su nombre lo indica los aceros inoxidables dúplex son aceros bifásicos que
presentan teóricamente una proporción de 50% ferrita y 50% austenita a temperatura
ambiente, aunque en la realidad presentan proporciones de ferrita entre 25% y 70% tal
como es aceptado por AWS D10.18 [2] o entre 35% y 65% de acuerdo con NACE MR 0175
[3]. Sus excelentes propiedades químicas y mecánicas derivan no solo de su composición
química, sino de dicho balance de fases (ver Figura 1). De allí, que cuando se desarrollan
aplicaciones que involucran uniones soldadas, durante el diseño del procedimiento de
soldadura es importante no solo considerar criterios de soldabilidad tecnológica, los cuales
son similares a los requeridos para la soldadura de los aceros inoxidables austeníticos,
sino que además debe considerarse la proporción de fases obtenidas después del ciclo
térmico. Con base en la composición química y por tanto en su número de resistencia a la
picadura equivalente (PREN) estos aceros son clasificados de menor a mayor resistencia
en cinco familias: los lean dúplex (LDSS), los dúplex (DSS), los dúplex altamente aleados,
los súper dúplex (SDSS) y la familia más reciente de los híper dúplex (HDSS) estos últimos,
con un PREN superior a 45 [4,5].
Esta familia de aleaciones está desplazando en ciertas aplicaciones no solo a los aceros
inoxidables austeníticos sino además al bronce al silicio y al bronce al aluminio en la
industria naval [6]. Es importante mencionar, que también existe una familia de aleaciones
diseñadas específicamente para la producción de piezas de fundición, ejemplos de ello
6
son: UNS J93372 (ASTM A890 Grado 1B, CD4MCuN) y UNS J92205 (ASTM A890 Grado
4A, CD3MN) [7].
Estos aceros presentan las ventajas y desventajas de los aceros inoxidables ferríticos y
austeníticos. Su solidificación en la mayoría de los casos es 100% ferrítica la cual depende
del porcentaje de nitrógeno, y la austenita presente a temperatura ambiente, es formada
durante el proceso de enfriamiento mediante un mecanismo de difusión controlado en
estado sólido [8]. En comparación con los aceros inoxidables austeníticos de la serie 300,
tienen el doble de límite de fluencia, mayor resistencia a la corrosión por picaduras, así
como mayor resistencia a la corrosión bajo tensión. Sin embargo, el valor de elongación es
menor en comparación con los aceros inoxidables ferríticos, aunque presentan mayor
tenacidad al impacto [9].
El constante desarrollo de estos aceros ha tenido como base el control del balance de
fases, los aceros inoxidables dúplex están basados en el sistema Fe-Cr-Ni-N (ver Figura
2) y se caracterizan por la disminución del porcentaje de carbono de 0,08% a 0,025%, el
reconocimiento de la importancia del nitrógeno aumentando de 0% a 0,4% así como un
incremento en los porcentajes de molibdeno de 0,05% hasta 5%.
Los elementos de aleación más importantes, son aquellos que promueven la formación de
ferrita y austenita, aunque pueden estar presentes otros que otorgan características
7
específicas. Elementos como el molibdeno, el silicio, el niobio y especialmente el cromo se
añaden como estabilizadores de la ferrita (elementos alfágenos), de otro lado, elementos
como el carbono, el nitrógeno, el manganeso y especialmente el níquel se añaden como
estabilizadores de la austenita (elementos gammágenos) (ver Tabla 1). De allí que la
proporción de los elementos de aleación y su influencia en la estabilización de las fases
mencionadas sea la base para la construcción de los diagramas para predicción de
porcentaje de ferrita o del número de ferrita FN tales como Schaeffler, De Long, Espy,
WRC-92, Balmford - Lippold, Sievert - McCowan, etc.; donde el elemento más importante
después del cromo y el níquel es el nitrógeno el cual, considerado un elemento
gammágeno, mejora la resistencia mecánica y aumenta la resistencia a la corrosión,
aunque parte de este puede perderse durante el ciclo térmico de la soldadura. De otro lado,
la resistencia a la corrosión de la ferrita se debe al contenido de cromo y molibdeno.
Aleantes Aleantes
alfágenos gammágenos
Cromo Níquel
Molibdeno Manganeso
Silicio Carbono
Niobio Nitrógeno
Titanio Cobre
Aluminio Cobalto
Vanadio
Tungsteno
Los aceros menos aleados denominados lean dúplex, son susceptibles a la transformación
martensítica de la austenita por deformación en frío [10,11,12].
Adicionalmente presentan grano fino, lo cual al igual que en el caso de los aceros
inoxidables austeníticos, a mayor número de tamaño de grano se observa un aumento
tanto en el límite elástico como en su resistencia a la tracción, aunque una menor
elongación [13].
8
Tabla 2. Porcentajes de cromo y molibdeno en aceros inoxidables.
Designación
Número
SAE – AISI o % Cromo % Molibdeno
EN
comercial
Ferríticos
1.4003 - 10,5-12,5 NR
1.4016 430 16,0-18,0 NR
1.4113 434 16,0-18,0 0,9-1,4
1.4509 441 17,5-18,5 NR
1.4521 444 17,0-20,0 1,8-2,5
Austeníticos
1.4301 304 17,5-19,5 NR
1.4311 304LN 17,5-19,5 NR
1.4401/4 316/316L 16,5-18,5 2,0-2,5
316L (2,5%
1.4435 17,0-19,0 2,5-3,0
min Mo)
1.4406 316LN 16,5-18,5 2,0-2,5
1.4539 904L 19,0-21,0 4,0-5,0
1.4563 Sanicro 28 24,0-26,0 3,0-4,0
1.4547 254SMO 19,5-20,5 6,0-7,0
1.4529 1925hMo 19,0-21,0 6,0-7,0
1.4565 4565S 24,0-26,0 4,0-5,0
Dúplex
1.40621 2202 22 0,4
1.4162 2101LDX 21,0-22,0 0,1-0,8
1.4362 SAF 2304 22,0-24,0 0,1-0,6
1.4462 SAF 2205 21,0-23,0 2,5-3,5
1.44102 SAF 2507 24,0-26,0 3,0-4,0
1.45012 Zeron 1002 24,0-26,0 3,0-4,0
Ferrinox
1.45072 24,0-26,0 3,0-4,0
2552
NR: no reportado.
Dentro de las propiedades físicas de los aceros inoxidables dúplex (ver Tabla 3 y Figura
3), resalta su coeficiente de expansión térmica el cual tiene directa relación en las
9
deformaciones producidas por el ciclo térmico, lo cual hace que dichas deformaciones sean
menores que las producidas por el mismo ciclo de dilatación-contracción en los aceros
inoxidables austeníticos.
Respecto a las propiedades mecánicas (ver Tabla 4), destaca su resistencia a la tracción
la cual es muy superior a la de los aceros inoxidables ferríticos y austeníticos. Sin embargo,
su elongación es aproximadamente la mitad de aquella mostrada por los aceros inoxidables
austeníticos. En cuanto a la tenacidad de los aceros inoxidables dúplex, esta muestra,
valores intermedios entre los aceros inoxidables ferríticos y austeníticos [16,17] (ver Figura
4). Cabe mencionar que poseen marcada anisotropía, por lo cual, los valores mostrados
corresponden a esfuerzos paralelos a la dirección de laminación.
10
Tabla 4. Propiedades mecánicas de algunos aceros inoxidables.
Propiedades mecánicas de algunos aceros inoxidables
Resistencia Límite de
Clasificación Elongación Dureza
Familia a la tracción fluencia 0.2%
UNS (%) (HB)
(MPa) (MPa)
Austeníticos S30403 485 170 40 201
Ferríticos S43000 450 205 22 183
S32304 600 400 25 290
S32003 690 485 25 290
S32900 620 485 20 271
Dúplex S31200 690 450 25 280
S31803 620 450 25 290
S32205 655 485 25 290
S32550 760 550 15 297
S32750 800 550 15 300
Súper
S32760 750 550 25 310
dúplex
S39274 800 550 15 310
Híper dúplex S32707 920 700 25 318
11
1.4 COMPOSICIÓN QUÍMICA.
La Tabla 5, muestra la composición química nominal del acero inoxidable dúplex UNS
S32707, comparándola con la composición química del acero inoxidable austenítico SAE
AISI 304L y la del acero inoxidable ferrítico SAE AISI 430, dentro de los aceros inoxidables,
los dúplex poseen los mayores contenidos de nitrógeno.
Tabla 5. Composición química nominal del acero inoxidable UNS S32707 [19] vs. SAE
AISI 304 y SAE AISI 430 [20]
C Si Mn P S Cr Ni Mo Cu Co N Nb
UNS S32707 0,03 0,50 1,50 0,035 0,010 26 - 29 5,5 – 9,5 4-5 1,0 0,5 – 2,0 0,3 – 0,5 ---
SAE AISI
0,03 0,75 2,00 0,045 0,030 17,5-19,5 8 - 12 --- --- --- 0,10 ---
304L
SAE AISI 430 0,12 1,00 1,00 0,040 0,030 16 - 18 0,75 --- --- --- --- ---
Considerando la presencia del nitrógeno (N) muestran valores entre 40 y 50 PREN (Pitting
Resistance Equivalent Number) (Ecuación 1) y en algunas clasificaciones en donde se
incluye como elemento de aleación al tungsteno (W) se trabaja con el número PREW
(Ecuación 2), el cual continúa siendo un valor referencial para la resistencia a la corrosión
por picaduras.
PREN=%Cr+3,3*%Mo+16*%N… (1)
12
Como se muestra en la Figura 5, el número PREN es utilizado como criterio de clasificación
de los aceros dúplex. En el caso del acero de este estudio (UNS S32707 o SAF 2707 HD
según el nombre comercial de Sandvik) el valor del número PREN es de 49.
13
1.6 ASPECTOS METALÚRGICOS DE LOS ACEROS INOXIDABLES DÚPLEX.
Estos aceros son ofrecidos comercialmente con grano fino, por lo tanto, el crecimiento del
tamaño de grano de la ferrita en la ZAC, así como en la zona central del cordón es una
preocupación. Así mismo, tienen una marcada anisotropía, por ello, sus propiedades
mecánicas son más dependientes que en otros aceros de la dirección de laminación, algo
que debe considerarse al momento de soldar. La exposición al ciclo térmico tiene una
relación directa en las propiedades y características metalúrgicas finales y es
especialmente importante buscar el equilibro de fases.
e) Precipitación de fase M23C6 o fase Chi (La cual depende mucho de la composición
química del acero).
f) Fragilización por fase α’, también conocida como fragilización a 475 °C.
b) El patrón de solidificación.
c) La velocidad de enfriamiento.
14
nitrógeno en dicha estabilización. Los porcentajes de nitrógeno presentes en los aceros
dúplex superan los niveles de solubilidad a presión atmosférica, de allí que durante la
fabricación sean usadas altas presiones para forzar su dilución. Lo anterior explica la
pérdida de nitrógeno durante el calentamiento en el ciclo térmico cuando se lleva a cabo
una unión soldada y por tanto es deseable que esa pérdida sea compensada mediante el
uso de mezclas de gases de protección que contienen nitrógeno (entre 2% y 5% balance
Ar); o cuando la soldadura incluye material de aporte, la pérdida de nitrógeno se compensa
mediante la adición de níquel (9% aproximadamente). En el caso de este estudio se usaron
mezclas con 2% N2 y 5% N2 balance Ar, así como la mezcla de 10% H2 balance N2.
15
cuál es el caso del acero usado en este estudio, con un porcentaje de nitrógeno en peso
de 0,413%.
16
secundaria intragranular mejora la tenacidad debido a su morfología acicular y su
orientación con respecto a la matriz de ferrita.
17
Qn 1 1
Δt 8/5 = [( ) –( )] … (3) (Placa gruesa)
2πk 773−To 1073−To
Qn2 1 2 1 2
Δt 8/5 = 2 [( ) –( ) ] F2 … (4) (Placa delgada)
2πkρct 773−To 1073−To
1 1
8 ( )−( )
Δt 12⁄8 = Δt 5 [ 1073−To
1
1473−To
1 ] … (5)
( )–( )
773−To 1073−To
Esta precipitación tiene lugar en el rango de 900°C a 700°C y se produce en los límites de
grano entre la ferrita y la austenita teniendo como origen en la ferrita dado su alto contenido
en cromo, molibdeno y tungsteno (ver Figura 10). Debido a que la difusividad en la ferrita
es mayor que en la austenita, la zona con mayores pérdidas de dichos aleantes se
encuentra en dicha fase, de allí que la composición química de la zona empobrecida de la
ferrita también tiene una pequeña diferencia en comparación con la fase sigma en
crecimiento en relación a la zona empobrecida de la austenita. La cinética de la
precipitación de la fase sigma es mucho más lenta tanto en los aceros inoxidables ferríticos
y austeníticos en comparación con los aceros inoxidables dúplex y la velocidad de
precipitación de dicha fase se ve favorecida esencialmente por altos niveles de cromo y la
presencia de límites de grano entre ferrita y austenita.
18
Figura 10. Curva TTT para los aceros 2507 y 2304 [24] [27].
19
Tabla 6. Fabricantes de aceros inoxidables dúplex.
Nombres comerciales Fabricante
Arcelor Mittal Stainless UK
K03
Ltd
2101LDX Outokumpu Ltd.
904L Outokumpu Ltd.
254SMO 4565S Outokumpu Ltd.
SAF 2304, SAF 2205, SAF 2507, SAF 2707, SAF 3207 Sanicro 28 Sandvik Steel UK
Zeron 100 Rolled Alloys
Vallourec & Mannesmann
VM 22, VM25, VM 25S
tubes
Tal como está documentado en las referencias [23,28,29,30], la composición química del
gas de protección durante el ciclo térmico inducido por soldadura en los aceros inoxidables
dúplex tiene relación directa con las características y propiedades metalúrgicas finales
tanto de la ZAC, de la zona fundida o del metal de soldadura. Respecto a las primeras
familias de aceros inoxidables dúplex existe un volumen importante de investigación
respecto a esta influencia; sin embargo, en los aceros inoxidables híper dúplex no existen
resultados definitivos respecto a esta interrelación entre metal base y gas de protección,
ya sea en la protección de la raíz, como gas de respaldo o como gas de protección del arco
de soldadura.
Por otro lado, Wiktorowick y Courch [31] proponen específicamente para TIG orbital en
aceros inoxidables lean dúplex mezclas de 20%He+1,1%N2 balance Ar y para aceros
inoxidables súper dúplex 20%He+2,25%N2 balance argón. Adicionalmente añaden que
para las aleaciones de aceros inoxidables dúplex con un contenido típico de 0,16% de N2,
20
para obtener un contenido similar de nitrógeno en el metal de soldadura, se usa una mezcla
de Ar enriquecida con N2 entre 1% y 1,2% y para aceros inoxidables súper dúplex con un
contenido típico de 0,25% de N2, una mezcla de argón enriquecida con N2 entre 2% y 2,5%
(ver Figura 11). Así pues, siguiendo la misma proporción recomendada, para el acero
inoxidable hiperdúplex con aproximadamente 0,4% de nitrógeno, se esperaría usar una
mezcla enriquecida en 5% de nitrógeno.
Radu et al. [21], reportaron que para el acero UNS S32205 utilizado en aplicaciones de
manejo de arenas de petróleo, se utilizaron con éxito como gas de protección mezclas
91%Ar+5%He+2%CO2+2%N2 para el caso de MCAW (Metal Cored) con tecnología RMD
(Regulated Metal Deposition) y 75%Ar+25% CO2 para el caso de FCAW (Flux Cored). Así
mismo, reportaron que para el acero UNS S32750 como gas de protección se recomienda
95%Ar+5%N2 pero como gas de protección de la cara recomiendan 96%Ar+ 3%CO2+1%O2
en el caso de MCAW con tecnología RMD y 75%Ar+25% CO2 para el caso de FCAW y
100% Ar con el uso de GTAW.
Figura 11. Porcentaje de N2 en Ar para aceros inoxidables dúplex con 0.2% a 0.34% de
nitrógeno [32]
Aún no hay una respuesta definitiva respecto al uso de una composición particular de gas
de protección para la soldadura de aceros inoxidables dúplex como se muestra en la Tabla
7, caso contrario a lo que sucede por ejemplo con los aceros inoxidables ferríticos,
austeníticos y martensíticos.
21
Respecto al calor de aporte, la literatura expone que la entrada de calor neta está limitada
entre 0,2 kJ/mm y 2,0 kJ/mm para aceros hiperdúplex [23,33,34,35], en la especificación
BS 4515-2 [32] indica un límite superior de 1,5 kJ/mm.
Volumen de
Gas de
Proceso Gas de protección austenita
respaldo
(%)
22
2. METODOLOGÍA EXPERIMENTAL
La selección de los dos primeros, se basó en los gases que se recomiendan en general
tanto en la literatura como en los códigos de soldadura para aceros inoxidables dúplex, y
la tercera mezcla ha sido reportada como gas de protección de raíz utilizada con éxito [64].
Los gases utilizados en este proyecto, fueron de calidad industrial y siguiendo las
recomendaciones de ASME sección II parte C se verificó que los gases de protección
cumplieran con un punto de rocío menor a - 30°C, este valor es una medida indirecta de la
cantidad de humedad presente en el gas.
En esta investigación, se tomó el valor mínimo de aporte térmico con el fin de aumentar
tanto como fuera posible la velocidad de enfriamiento. Para el caso de la mezcla que
incluye hidrógeno fue necesario disminuir lo máximo posible el aporte térmico puesto que
23
con 0,2 kJ/mm se genera la perforación del material, esto debido a que el hidrógeno tiene
una mayor conductividad térmica en comparación con el argón y el nitrógeno. Como factor
de eficiencia del proceso GTAW se consideró un valor del 50%.
Figura 12. Montaje de tubería durante ejecución de las zonas fundidas y esquema de
distribución de cordones de soldadura.
24
2.2 CARACTERIZACION DE MATERIAL BASE Y ZONAS FUNDIDAS.
El análisis metalográfico se llevó a cabo en conformidad con las normas ASTM E3-11 [37]
y ASTM E407-07 [38]. Las muestras se extrajeron por corte mecánico, luego fueron
encapsuladas en resina acrílica y sometidas a un proceso de desbaste empleando discos
con abrasivos de diamante equivalentes a papeles abrasivos de grano 220 y 360, seguido
de suspensión de diamante de 9 µm y 3 µm, y finalmente en una suspensión de sílica
coloidal de 0,04 µm Para revelar la microestructura se utilizó las técnicas de ataque
coloreado y electroataque, se emplearon dos reactivos:
25
Reactivo Beraha II [7]: 85ml H2O, 15 ml HCl, 1 g K2S2O5 [39].
El electroataque se llevó a cabo con un equipo de la marca Struers, modelo Movipol 5, para
todos los casos, las muestras fueron analizadas en un microscopio óptico Leica modelo
DMI 5000M equipado con una cámara digital. Las imágenes fueron adquiridas a distintas
magnificaciones.
Para evaluar las propiedades mecánicas del material base y de la zona fundida, se
consideraron dos ensayos de caracterización: ensayo de tracción y ensayo de dureza.
a) Ensayo de tracción.
26
equipamiento que se tuvo a disposición, se adoptó como temperatura de ensayo -50°C
para el ensayo de tracción.
R10 6,25
10
60
120
Para la ejecución del ensayo de tracción, se utilizó una máquina de tracción universal de
la marca Zwick Roell, modelo Z250, con una cámara de acondicionamiento entre -60°C y
120°C, a la cual se redujo el volumen con la implementación de una cámara de poliestireno
(ver Figura 14), para optimizar el consumo del medio de enfriamiento, que para nuestro
caso fue nitrógeno líquido.
b) Ensayo de dureza.
De las probetas ensayadas a tracción, se cortaron secciones de la zona de estricción
aproximadamente a la mitad y en sección longitudinal paralela al eje de la zona fundida.
Se prepararon tres probetas tomadas al azar, cada una correspondiente a una mezcla de
gas de protección y con una longitud de 15 mm. Las muestras fueron obtenidas mediante
corte por disco abrasivo refrigerado en un equipo de corte metalográfico convencional,
luego fueron encapsuladas en resina y pulidas según lo aplicado para probetas
metalográficas
27
Figura 14. Montaje para ensayo de tracción
28
2.2.4 MICROSCOPÍA ELECTRÓNICA DE BARRIDO.
Los ensayos se llevaron a cabo bajo los lineamientos de la norma ASTM G48-11(2015)
Método C (ensayo de picadura en cloruro férrico), el tamaño de las muestras fue de
30 mm x 12 mm x 1,3mm aproximadamente, conteniendo material base y línea de fusión.
La muestra consistió en tomar secciones al azar de las líneas de fusión realizadas en el
tubo.
Las muestras antes de ser ingresadas en la solución de cloruro férrico, se pesaron en una
balanza analítica marca Sartorius modelo MC-410S, estas se mantuvieron bajo ensayo por
un periodo de 10 horas, después del cual, fueron extraídas, enjuagadas con agua y alcohol,
y pesadas nuevamente; también se llevó a cabo un registro gráfico de las muestras
ensayadas con un estereoscopio óptico marca Leica modelo S6D.
Las muestras, previo al ensayo, se sometieron a un proceso de limpieza mecánica con una
lija de grano 120. A la mitad de cada probeta se le realizó un tratamiento de limpieza con
pasta decapante/pasivante comercial por 60 minutos (ver Figura 16) y se retiró el pasivante
mediante enjuague con agua.
Las temperaturas de ensayo fueron 76°C y 98°C, escogida la primera en base a la ecuación
(6) [43]. Dicha expresión aproxima la temperatura crítica de corrosión (CPT) según la norma
ASTM G48 - método C. La segunda temperatura se seleccionó de acuerdo a la temperatura
crítica de corrosión indicada por el fabricante del acero [44].
29
Figura 16. Probetas en proceso de decapado – pasivado
a) Ensayo a 76°C
Aplicando la ecuación de la norma antes mencionada, ASTM G48-11 (2015) Método C, la
temperatura crítica de corrosión por picadura estimada es:
b) Ensayo a 98°C
Sandvik, fabricante del acero utilizado en este estudio, desarrolló una versión modificada
de la norma ASTM G48, donde fueron expuestas probetas por períodos de 24 horas en
solución de cloruro férrico al 6%, cuando se detectó corrosión por picadura y a la vez se
detectó una pérdida superior a 5 mg se detuvo el experimento y se registró la Temperatura
Crítica de Picadura, estimándose en 97,5 °C. De allí que se decidió desarrollar el ensayo
a 98 °C.
Para el ensayo se diseñó y construyó a medida un arreglo de vidrio para el soporte de las
probetas, que disminuirá la posibilidad de corrosión por resquicios minimizando las áreas
de contacto (ver Figura 17). El vidrio fue cortado mediante un cortador de vidrio y para la
unión al centro fue utilizado un adhesivo epóxico resistente a altas temperaturas. Para
evitar el movimiento de las probetas se incluyó un freno de policarbonato que mantuvo las
probetas en su posición original hasta el final del ensayo. El arreglo permitió someter a
ensayo las nueve muestras de manera simultánea (3 muestras por cada mezcla de gas).
30
Figura 17. Arreglo utilizado para el ensayo de corrosión.
Finalmente se cortaron y encapsularon tres probetas al azar para ser evaluadas por
microscopía óptica. Antes y después del ensayo se realizaron 15 medidas de peso a cada
probeta.
El objetivo del uso de modelos de predicción del porcentaje de ferrita delta fue el de tener
un valor referencial para las posteriores mediciones de la investigación. Es importante
anotar, que dada la cantidad de aleantes del acero usado en el estudio, la cantidad de
ferrita delta representada ya sea mediante el número FN o mediante el porcentaje de ferrita
quedan fuera de dichos diagramas por lo que fue necesario extenderlos en algunos casos
[45]. Se analizaron seis modelos distintos utilizados comúnmente para aceros inoxidables
austeníticos, de los cuales, finalmente fueron seleccionados cuatro de ellos:
En cada caso, según el modelo matemático, se procedió al cálculo del cromo equivalente
(Creq) y níquel equivalente (Nieq), posteriormente en cada diagrama de constitución se ubicó
el punto correspondiente a la aleación en estudio.
31
Por otro lado, en el caso del modelo matemático, se calculó un valor de número de ferrita
y se convirtió por medio de las ecuaciones del Instituto Internacional de Soldadura y la de
Brandi (quien coincide con Kotecki) a valores de porcentaje de ferrita [14,47,48,49,50].
%F = 0,7*FN… (8)
Para el trazo de los diagramas se utilizaron dos métodos: El primero trazando manualmente
sobre el diagrama y mediante el cálculo de pendientes, encontrar un valor intermedio entre
dos curvas conocidas. El segundo método fue usado únicamente para el modelo planteado
por el Welding Research Council (WRC), mediante la herramienta online de la página web
alemana “www.migal.co”, esta aplicación solicita los valores de la composición química y
muestra el diagrama con los puntos calculados. Como es usual en varios modelos el punto
de cruce de las perpendiculares a los puntos de cromo equivalente y níquel equivalente
caen fuera de los diagramas (ver Figuras 18 y 19). Por lo tanto, cuando fue necesario se
extendieron las líneas generadas mediante las regresiones y se obtuvieron resultados
consistentes con los demás métodos de medición.
El primer paso para el desarrollo de la medición fue la calibración del equipo siguiendo las
recomendaciones del fabricante y según el reporte técnico ISO/TR 22824 [54].
Todos los valores medidos fueron corregidos por los factores de curvatura y espesor,
indicados en el manual del equipo; la medición en la zona fundida, se realizó al centro de
cada línea de fusión.
Como parte del proceso de calibración del ferritómetro fueron analizados los patrones de
calibración del ferritómetro por medio de difracción de rayos X, con la finalidad de evaluar
la dispersión entre ambos métodos de cuantificación.
32
Figura 18. Captura de pantalla de tabla de ingreso de datos de composición química en
la aplicación MIGAL [53].
33
Finalmente, en los materiales base traccionados se llevaron a cabo 60 mediciones
en cada uno (Total 180 mediciones).
El método consiste en contar los granos de la fase de interés que quedan en el cruce de
los ejes de la grilla puesta sobre imagen de la micrografía, a cada grano que se ubica en
estos cruces se le otorga un punto, si el cruce de dos ejes queda exactamente en el borde
de dos granos se otorga medio punto. Al final se suman los puntos y los medios puntos de
la fase analizada y se procede al análisis estadístico. Este método entrega un intervalo de
confianza del 95% con dos valores, uno mínimo y uno máximo del volumen de la fase
analizada.
En esta investigación, se usaron dos grillas cada una de 10 x 10 ejes (100 puntos de
intersección en total). La primera con un tamaño de cuadrícula de 15 mm. x 15 mm. y una
segunda de 10 mm. x 10 mm. La diferencia de tamaño es debido a las condiciones del
método en donde se indica que el tamaño de la grilla debe ser como máximo el doble del
tamaño promedio del grano analizado.
Se tomaron 20 campos para cada probeta, 10 campos para el análisis de fases en la ZAC
y 10 campos para la zona fundida. Para un total de 2000 lecturas de puntos de intersección
por probeta. 6000 puntos de intersección en total. Para el caso del análisis de fases en el
material base se tomaron 2000 lecturas de puntos de intersección representadas por 20
campos. Este ensayo se realizó con un microscopio óptico marca Leica modelo DMI
5000M; para la evaluación de material base, ZAC y zona fundida se utilizaron 1000
aumentos.
Las ecuaciones utilizadas para la aplicación de este método son las siguientes:
34
- Nomenclatura:
𝑃𝑖
𝑃𝑃(𝑖) = 𝑃𝑇
× 100 … (9)
1
𝑃̅𝑃 = 𝑛 ∗ ∑𝑛𝑖=1 𝑃𝑃 (𝑖) Promedio aritmético de PP… (10)
t = Factor multiplicador
El factor multiplicador “t” está relacionado con el número de campos examinados y usados
en conjunto con la desviación estándar de las mediciones para la determinación del
intervalo de confianza al 95%.
- Ecuaciones:
1
𝑠 = [𝑛−1 ∑𝑛𝑖=1 [𝑃𝑝 (𝑖) − 𝑃̅𝑝]2 ]1/2 … (11)
𝑠
95% 𝐶𝐼 = 𝑡 × … (12)
√𝑛
Las mediciones por difracción de rayos X (DRX), se llevaron a cabo con un difractómetro
de rayos x marca Bruker modelo D8 Discover equipado un tubo de rayos x de Cu, en las
35
instalaciones del CAM en la PUCP, la cuantificación de fases se llevó a cabo con el
software DIFFRAC.SUITE TOPAS.
Este ensayo permitió caracterizar tanto el material base como las zonas fundidas con los
tres gases propuestos para esta investigación, para tal fin se encapsularon las muestras y
se llevó a cabo una preparación superficial de acuerdo a lo especificado para la preparación
metalográfica.
36
3. RESULTADOS Y DISCUSIÓN
C Si Mn P S Cr Ni Mo Cu Co N Nb
UNS
S32707 0,03 0,50 1,50 0,035 0,010 26 - 29 5,5 – 9,5 4-5 1,0 0,5 – 2,0 0,3 – 0,5 ---
(Nominal)
Certificado
0,02 0,33 0,95 0,015 0,001 26,52 6,23 4,77 0,14 0,95 0,42 ---
de calidad
UNS
S32707 0,02 0,36 0,97 0,015 0,003 26,57 6,46 4,76 0,14 --- 0,41 0,01
(Analizado)
Se observa que el material base empleado en este estudio, cumple con los rangos
establecidos para este material indicados en la especificación y certificado de procedencia.
3.1.2 MICROESTRUCTURA.
37
Figura 20. Micrografía del acero UNS S32707 1000X, 20% NaOH (3V, 30s).
Figura 21. Micrografía del acero UNS S32707 arreglo 3D, Beraha II, 1000X.
38
3.1.3 PROPIEDADES MECÁNICAS.
Tabla 11. Propiedades mecánicas del acero UNS S32707 a temperatura ambiente.
Resistencia a la Resistencia
Elongación Dureza
fluencia máxima
(MPa) (MPa) (%) HV
UNS S32707
≥700 ≥920 ≥25 (*) ≤336
(Nominal)
UNS S32707
969 1110 21 (**) 312
(Obtenido)
(*) El valor de porcentaje de elongación nominal es para una longitud calibrada de 50 mm.
(**) El resultado obtenido es para una longitud calibrada de 25 mm.
Por otro lado, la dureza obtenida se encuentra dentro del valor indicado en la especificación
del producto.
En la Figura 22, se muestra la curva fuerza – alargamiento en probetas del mismo tamaño,
que representa el comportamiento de los tres aceros inoxidables reportados; donde se
observa que la resistencia a la tracción es muy superior en el acero hiperdúplex y es
seguida por el acero SAE AISI 304 y el SAE AISI 430 respectivamente.
39
Figura 22. Curva fuerza - alargamiento a – 50°C (UNS S32707 SAE AISI 304 y SAE AISI
430).
Se observó además que a pesar de que el límite de fluencia en el acero inoxidable UNS
S32707 cae de 969 MPa (a 20°C) a 832 MPa (a -50°C) sucede lo contrario con su
resistencia máxima aumentando de 1110 MPa (a 20°C) a 1208 MPa (a -50 °C).
40
3.2 CARACTERIZACIÓN DE LAS ZONAS FUNDIDAS.
Cara
N2+10%H2
Raíz
Argón
Cara
Ar+2%N2
Raíz
Ar+2%N2
Cara
Ar+5%N2
Raíz
Ar+5%N2
41
Figura 24. Niveles de termocoloración de la soldadura al interior de tuberías de acero
inoxidable de acuerdo a AWS D18.2. [55]
En todos los casos el acabado es homogéneo y liso a simple vista, de acuerdo a los criterios
de aceptación encontrados en las especificaciones para la evaluación de uniones soldadas,
por ejemplo, los indicados para inspección visual en la especificación AWS D18.1 para
soldadura sanitaria (ver Figura 25) [56], donde el alineamiento y ancho del cordón son
aceptables.
Se observa una ligera concavidad casi a ras con la superficie del tubo en la raíz de la
probeta de Ar+5%N2, lo cual es muy útil al momento de reducir la turbulencia en
aplicaciones de ductos. En los otros dos casos la raíz es ligeramente convexa, pero se
cumple con el criterio de aceptación de AWS D18.1 que indica como máximo permisible
una convexidad máxima en la raíz de 0,3 mm.
42
3.2.2 COMPOSICIÓN QUÍMICA.
Las Figuras 26 a 28, muestran las zonas de análisis y los espectros obtenidos producto del
análisis de composición química a nivel elemental.
En la Tabla 14, se muestran los resultados del promedio de cinco probetas de ensayo
sometidas a tracción, por cada condición de gas de protección a -50°C, de las zonas
fundidas. Se aprecia que la mezcla Ar+2% N2, utilizada como gas de protección en cara y
raíz, brinda las mejores propiedades mecánicas en referencia a la resistencia máxima y
alargamiento.
También, se evidencia que, entre las dos mezclas de Ar + N2 hay poca diferencia entre sus
límites de fluencia, si existe una diferencia significativa en la resistencia máxima y
ductilidad, de tal modo que la mezcla Ar + 2% N2 presenta 24% de elongación frente a 16%
de la mezcla Ar + 5% N2, es decir 1,5 veces menor; el valor de elongación de la mezcla
Ar + 5% N2, es comparable con el que presenta la mezcla N2+10%H2.
43
Figura 26. Espectrometría de energía dispersiva, Probeta N2+10%H2.
44
Tabla 14. Comparación de propiedades mecánicas obtenidas del ensayo de tracción.
Resistencia a Resistencia
Alargamiento
Material y condición la fluencia Máxima
(%)
(MPa) (MPa)
N2+10%H2 /Ar (-50°C) 827 1012 17
Ar+2% N2/Ar+2% N2(-50°C) 840 1094 24
Ar+5% N2/Ar+5% N2 (-50°C) 836 1005 16
Figura 29. Comparación de curva fuerza – alargamiento a -50°C, para material base y
probetas obtenidas de zonas fundidas (probetas del mismo tamaño).
45
a) Micrografías de las zonas de ruptura.
Tal y como lo reporta la literatura, la velocidad de enfriamiento tiene relación directa con la
cantidad y forma de la austenita generada durante el proceso de enfriamiento, así como la
composición del gas de protección utilizado. Por lo tanto, se espera que cada gas produzca
un balance ferrita/austenita distinto, considerando que la entrada de calor es constante (por
consiguiente, la velocidad de enfriamiento también). Se podría esperar entonces que cada
zona de fusión sea, en mayor o menor medida, propensa a mostrar transformación
martensítica inducida por deformación plástica.
Md30 = 551 - 462(C+N) – 9,2(Si) – 8,1(Mn) – 13,7(Cr) - 29(Ni) – 18,5(Mo) - 29(Cu) -68(Nb)
– 1,42(Tamaño de grano ASTM – 8,0) …… (16)
46
En las micrografías de las Figuras 30 y 31, se evidencia una matriz ferrítica sobre la cual
se observan los granos de austenita deformados (fase clara). No se evidencian maclas de
deformación en la fase austenítica ni presencia de martensita.
47
Figura 31. Microestructura de la probeta de tracción de la zona fundida de las mezclas
Ar + 2%N2 y Ar+5%N2 100X y 1000X.
48
3.2.4 MEDICIONES DE DUREZA EN ZONAS DE ESTRICCIÓN.
En la Tabla 15, se presentan los valores medidos sobre las zonas de estricción.
Las lecturas de los cambios en la dureza medidos revelan dos zonas bien marcadas: El
mayor aumento de la dureza tras la tracción se evidencia en el material base y la probeta
correspondiente a la mezcla Ar+2%N2. De otro lado, el menor incremento está presente en
las probetas de Ar+5%N2 (Cara y raíz) y N2+10%H2 (Cara)/ 100% Ar (Raíz) a pesar de que
estas mismas mezclas presentan la menor elongación en las curvas fuerza – alargamiento.
La Figura 32, presenta el perfil de durezas obtenidos por el barrido desde la zona cercana
a la superficie de fractura hacia el interior del material, donde se aprecia que el valor más
alto de dureza corresponde a la zona de mayor deformación.
Barrido de Durezas
480
460
440
Dureza HV1.0
340
Distancia del punto de medición
a la superficie de ruptura (µm)
49
3.2.5 MICROGRAFÍAS DE LA ZONAS FUNDIDAS.
Figura 32. Micrografía compuesta de la totalidad de la zona fundida, 50X, 20% NaOH (3
V, 60 s).
50
Figura 33. Micrografía de la zona fundida, zona de granos columnares, 500X, 20% NaOH
(3 V, 60 s).
Figura 34. Micrografía de la zona fundida, zona central, 500X, 20% NaOH (3 V, 60 s).
51
Figura 35. Micrografía de la zona fundida, 1000X, 20% NaOH (3 V, 60 s).
52
La micrografía compuesta (ver Figura 37) muestra regiones de granos columnares en los
laterales de la zona fundida colindantes con el material base y una zona central con granos
equiaxiales, donde en el límite de grano ha nucleado austenita primaria, mientras que, en
el interior de estos granos se aprecia austenita secundaria con morfologías poligonales (ver
Figura 38). Se aprecian algunas fases precipitadas en la matriz ferrifica, las cuales son
compatibles con nitruros de cromo (ver Figura 39).
Figura 37. Micrografía compuesta de la totalidad de la zona fundida, 50X, 20% NaOH (3
V, 60 s).
Figura 38. Micrografía de la zona fundida parte central, 500X, 20% NaOH (3 V, 60 s).
53
En la ZAC se puede observar morfologías tipo granos equiaxiales de austenita, agrupados
con un tamaño de grano aparente mayor al del material base, pero aún de características
finas, solo visible claramente a altos aumentos (ver Figura 40).
Figura 39. Micrografía de la zona fundida en la zona central, 1000X, 20% NaOH (3 V,
60s).
54
c) Zona fundida usando Ar + 5%N2 en cara y raíz.
La macroestructura visible a través de la micrografía compuesta (ver Figura 41), muestra
una amplia zona de granos columnares y una zona central donde se aprecian granos de
apariencia equiaxial con tamaños gruesos, con grandes límites de grano delineados por
austenita primaria (ver Figura 42) y la presencia de austenita secundaria al interior (ver
Figura 43).
Figura 41. Micrografía compuesta de la totalidad de la zona fundida, 50X, 20% NaOH (3
V, 60 s)
Figura 42. Micrografía de la zona fundida, zona central, 200X, 20% NaOH (3 V, 60 s).
55
Figura 43. Micrografía de la zona fundida, zona central, 500X, 20% NaOH (3 V, 60 s)
Figura 44. Micrografía de la zona fundida, zona de granos columnares, 500X, 20% NaOH
(3 V, 60 s).
56
En la zona de granos columnares, se observa la presencia de austenita primaria en el borde
de los granos columnares de morfologías aciculares gruesas y austenita secundaria al
interior de formas poligonales, además en la matriz se observa presencia de precipitados,
los cuales son compatibles con nitruros de cromo (ver Figura 44); en la ZAC, se aprecian
granos de apariencia equiaxial agrupados (ver Figura 45).
57
también está presente en cantidad significativa. Sin embargo, la fase M23C6 es mucho
menor en este acero comparado con otras fases, esto debido al bajísimo contenido de
carbono de estos aceros inoxidables.
austenita
sigma
ferrita
M23C6
Figura 46. Fracción en masa de las fases estables para el acero UNS S32707 [59].
Las tres muestras analizadas, procedentes del ensayo de tracción de las zonas fundidas,
presentan características de fractura dúctil (ver Figuras 47 a 49), evidenciada por la
presencia de microcavidades típicas de este modo de fractura, solo en algunas zonas se
presentan pequeñas superficies planas compatibles con modo de rotura por clivaje, las
cuales tienen relación con el microconstituyente ferrita, debido a que presenta menor
comportamiento dúctil.
58
a) Superficie de rotura N2 + 10%H2 en cara y 100 % Ar en raíz
59
b) Superficie de rotura Ar + 2% N2 en cara y raíz.
60
c) Superficie de rotura Ar + 5% N2 en cara y raíz.
61
3.3 ENSAYOS DE CORROSIÓN POR INMERSIÓN.
Se observa, que las probetas con menor porcentaje de pérdida de peso, son las de la
mezcla Ar+2%N2, mientras que las probetas de las mezclas Ar+5%N2 y N2+10%H2/Ar,
presentan pérdidas de peso más significativas, siendo la del comportamiento más pobre a
corrosión la mezcla N2+10%H2/Ar.
62
Gas de protección Ar + 2% N2 – Cara – 76°C – 10 horas
Figura 50. Macrografía de la cara de la zona fundida, zona pasivada y sin pasivar en
probetas soldadas con la mezcla de gas Ar + 2% N2.
63
Gas de protección Ar + 2% N2 – Raíz – 76°C – 10 horas
Figura 51. Macrografía de la raíz de la zona fundida, zona pasivada y sin pasivar en
probetas soldadas con la mezcla de gas Ar + 2% N2.
64
Gas de protección Ar + 5%N2 – Cara – 76°C – 10 horas
Figura 52. Macrografía de la cara de la zona fundida en ambas zonas, pasivada y sin
pasivar en probetas soldadas con la mezcla de gas Ar + 5%N2.
65
Gas de protección Ar + 5%N2 – Raíz – 76°C – 10 horas
Figura 53. Macrografía de la raíz de la zona fundida en ambas zonas, pasivada y sin
pasivar, en probetas soldadas con la mezcla de gas Ar + 5%N2.
66
Gas de protección N2 + 10% H2 – Cara – 76°C – 10 horas
Figura 54. Macrografía de la cara de la zona fundida, zona pasivada y sin pasivar en
probetas soldadas con la mezcla de gas N2 + 10% H2.
67
Gas de protección 100% Ar – Raíz – 76°C – 10 horas
Figura 55. Macrografía de la raíz de la zona fundida, zona pasivada y sin pasivar en
probetas soldadas con la mezcla de gas N2 + 10% H2.
68
b) Ensayo de Corrosión por picadura a 98°C.
En la Tabla 17, se presentan las pérdidas de peso de las probetas sometidas a ensayo de
corrosión en solución de FeCl3 a 98°C.
Se puede observar, que las probetas con menor porcentaje de pérdida de peso, son
nuevamente las de la mezcla Ar+2%N2, mientras que las probetas de las mezclas Ar+5%N2
y N2+10%H2/Ar, presentan pérdidas de peso más significativas, siendo la del
comportamiento más pobre a corrosión la mezcla N2+10%H2/Ar; este resultado es
consistente con el anterior obtenido a una temperatura de 76°C, donde las muestras
ensayadas presentan el mismo comportamiento.
69
algunas picaduras sobre el material base en proximidades a la ZAC, mientras que, en la
cara interior de la probeta, también se observa la fractura aproximadamente al medio de la
zona fundida, pero adicionalmente en las proximidades de la ZAC se puede apreciar que
el daño por corrosión es mayor en comparación con la cara, se observan picaduras de
tamaño considerable.
Figura 56. Macrografía de la cara de la zona fundida en ambas zonas, pasivada y sin
pasivar en probetas soldadas con la mezcla de gas Ar + 2% N2.
70
Gas de protección Ar + 2% N2 – Raíz – 98°C – 10 horas
Figura 57. Macrografía de la raíz de la zona fundida en ambas zonas, pasivada y sin
pasivar en probetas soldadas con la mezcla de gas Ar + 2%N2.
71
Gas de protección Ar + 5%N2 – Cara – 98°C – 10 horas
Figura 58. Macrografía de la cara de la zona fundida en ambas zonas, pasivada y sin
pasivar en probetas soldadas con la mezcla de gas Ar + 5% N2.
72
Gas de protección Ar + 5%N2 – Raíz – 98°C – 10 horas
Figura 59. Macrografía de la raíz de la zona fundida en ambas zonas, pasivada y sin
pasivar en probetas soldadas con la mezcla de gas Ar + 5% N2.
73
Gas de protección N2 + 10% H2 – Cara – 98°C – 10 horas
Zona sin pasivar Zona pasivada
Probeta 1
Probeta 2
Probeta 3
Figura 60. Macrografía de la cara de la zona fundida en ambas zonas, pasivada y sin
pasivar en probetas soldadas con la mezcla de gas N2 + 10% H2.
74
Gas de protección 100% Ar – Raíz – 98°C – 10 horas
Probeta 1
Probeta 2
Probeta 3 Zona sin pasivar Zona pasivada
Figura 61. Macrografía de la raíz de la zona fundida en ambas zonas, pasivada y sin
pasivar en probetas soldadas con 100% Ar.
En ambos ensayos de corrosión, se evidencia que las probetas que tuvieron mejor
comportamiento en la cara de la zona fundida fueron las probetas con la mezcla Ar + 2%
N2, las muestras obtenidas del ensayo de corrosión a 98°C, presentan un estado de
corrosión muy avanzado en la zona fundida tal que no nos permite evaluar mediante
inspección visual en cuál de las muestras se puede haber generado mayor daño por
corrosión inicialmente. Por otro lado, de la evaluación en las muestras obtenidas del ensayo
75
de corrosión a 76°C, podemos observar primero, que en las zonas donde se aplicó la pasta
pasivante/decapante se tiene una menor densidad de daño por corrosión en comparación
con las zonas sin pasivar; adicionalmente las probetas con mejor desempeño en la cara
interior de la zona fundida son las que tuvieron como gas de protección Ar puro, tanto en
la zona sin pasivar como en la zona pasivada.
Evaluando de manera individual las zonas pasivada y sin pasivar de las probetas del
ensayo a 76°C, se observó que utilizando las mezclas Ar + 2% N2 y Ar + 5% N2 y pasivando
la raíz, se puede también, tener un buen comportamiento en la cara interior de la zona
fundida.
Se caracterizaron solo las muestras sometidas a ensayo de corrosión a 76°C, debido a que
las muestras ensayadas a 98°C, por su avanzado estado de corrosión, no se pudieron
acondicionar de manera óptima para el análisis.
Figura 62. Micrografía de probeta corroída, se señalan en flechas las picaduras, 50X
76
Figura 63. Ataque preferencial de la corrosión a través de la fase ferrítica, se señala en
flechas la fase austenita desprendiéndose de la matriz, 500X.
77
Figura 65. Ataque preferencial de la corrosión a través de la fase ferrítica, se resalta la
fase austenita desprendiéndose de la matriz, 200X y 500X.
Figura 66. Micrografía de probeta corroída, se señalan en flechas las picaduras, 50X.
78
Figura 67. Ataque preferencial de la corrosión a través de la fase ferrítica, se señala en
flechas la fase austenita, 500X.
79
iii. Zona fundida usando N2 + 10%H2 en cara y Ar 100% en la raíz.
De las imágenes obtenidas por microscopía óptica (Figuras 62 a 70), se puede observar
que la muestra que ha sufrido mayor daño es la que ha usado la mezcla N2 + 10% H2,
mientras que la muestra con menos daño es la muestra en la que se ha utilizado la mezcla
Ar + 2% N2, lo cual confirma la evaluación de la corrosión a nivel macroscópico.
80
Se observa también, que los mecanismos de corrosión involucrados son compatibles con
corrosión por picaduras y corrosión selectiva, donde la morfología a nivel macroscópico es
acorde con el ensayo realizado, notándose formación de picaduras, luego la corrosión
avanza de manera preferencial a través de la matriz ferrítica, dejando a la fase austenítica
sin soporte y por lo tanto desprendiéndose del material, también se puede observar que la
austenita primaria en el borde de grano constituye una barrera ante el avance de la
corrosión.
Figura 71. Esquema descriptivo del mecanismo de corrosión por picadura en el acero
inoxidable dúplex [60].
81
3.4 PREDICCIÓN DE FERRITA VS MEDICIÓN DE FERRITA.
Como todos los diagramas están basados en mediciones reales se ha de esperar que la
condición fundamental para que una lectura de ferrita sea medianamente coherente con lo
predicho, el instrumento usado para la medición esté calibrado bajo las mismas
condiciones sin importar la ubicación del laboratorio que realice las mediciones [44]. De
allí, que el origen de este número de ferrita (FN) esté basado en la consideración de que
el instrumento fue calibrado bajo los criterios de ISO 8249 y la posición final del Instituto
Internacional de Soldadura al respecto está claramente expresada en el documento
ISO/TR 22824:2003 (Consumibles en soldadura – Número FN predicho y medido en
especificaciones – Establecimiento de la Posición de los Expertos de la Comisión IX del
IIW).
Adicionalmente a los diagramas que usan el número FN tales como WRC-92, Sievert-
McCowan-Olson, De Long, Balmforth y Outokumpu (Schaeffler modificado) entre otros;
están los que trabajan directamente con porcentaje de ferrita por ejemplo Schaeffler y Espy.
Estos últimos más apropiados para los fines de esta investigación. De ellos se descartó el
uso del diagrama de Schaeffler porque no considera en su modelo matemático al nitrógeno
lo cual lleva a una desviación extrema respecto de los valores esperados en esta
investigación tal como se observa en la Figura 72, en donde el valor de ferrita, de acuerdo
a la composición química del material en estudio, está cercano al 90%.
82
Figura 72. Diagrama de Schaeffler.
Se puede observar también en la Tabla 18, que las diferencias más importantes se
encuentran en los resultados de Ni equivalente, donde el incremento gradual a través de
los años de la participación del nitrógeno comienza a jugar un rol importantísimo en la
predicción de la proporción de ferrita en la microestructura,
Cabe recordar que los modelos publicados a partir de los años 80, coincidieron con el
desarrollo de nuevos aceros inoxidables dúplex para ambientes más agresivos (desarrollo
de aceros inoxidables súper dúplex), donde el número equivalente de resistencia a la
corrosión por picadura llegó a ser mayor a 40.
83
Tabla 18. Modelos matemáticos para la predicción de ferrita
Modelos de predicción
Creq
Autores Año Creq
UNS S32707
Schaeffler 1949 %Cr+%Mo+1,5 x %Si + 0,5 x %Nb 31,9
De Long 1956 %Cr+%Mo+1,5 x %Si+0,5 x %Nb 31,9
Hammer y Svenson 1979 %Cr+1,37 x %Mo+1,5 x %Si+2 x %Nb+3 x %Ti 33,7
Espy 1982 %Cr+%Mo+1,5 x %Si+0,5 x %Nb+5*%V+3 x %Al 31,9
McCowan, Siewert y
1988 %Cr+%Mo+0,7 x %Nb 31,3
Olson
WRC-92 1992 %Cr+%Mo+0,7 x %Nb 31,3
Outukumpu
(Schaeffler – De Long ---- %Cr+%Mo+1,5 x %Si+0,5 x %Nb 31,9
modificado)
Nieq
Autores Año Nieq
UNS S32707
Schaeffler 1949 %Ni+0,5 x %Mn+30 x %C 7,7
De Long 1956 %Ni+0,5 x %Mn+30 x %C+30 x %N 20,0
Hammer y Svenson 1979 %Ni+0,31 x %Mn+22 x %C+14,2 x %N+%Cu 13,3
%Ni+30 x %C+0,87 x %Mn+0,33 x %Cu+(20 x (%N-
Espy 1982 0,045)) 15,4
McCowan, Siewert y
1988 %Ni+35*%C+20 x %N 15,6
Olson
WRC-92 1992 %Ni+35 x %C+20 x N+0,25 x %Cu 15,6
Outukumpu
(Schaeffler – De Long ---- %Ni+0,5 x %Mn+30 x %C+30 x %N 20,0
modificado)
84
Figura 73. Diagrama WRC -92 [44].
85
directamente con porcentaje de ferrita brindan valores mucho más cercanos a los medidos
por ferritometría y el método estereológico.
86
Los valores de predicción más ajustados a las mediciones realizadas fueron los obtenidos
mediante el diagrama Espy (ver Figura 76) y el diagrama desarrollado por Outokumpu
(Shaeffler - DeLong modificado) (ver Figura 77); el primero arrojó un valor de 35,89% de
ferrita delta, el segundo un valor calculado de 35,68%.
Níquel equivalente
87
3.4.2 MEDICION DE FERRITA A TRAVÉS DE FERRITOMETRÍA.
Patrones de Ferritómetro
%Ferrita ferritometro vs % Ferrita DRX
50
45
40
35
30
% Ferrita
25 % ferrita
20 % ferrita DRX
15
10
5
0
0,5 1,5 2,5 3,5 4,5
N° Bloque
Figura 78. Porcentaje de ferrita patrón vs porcentaje de ferrita medido por DRX.
Se puede observar que los valores de ferritometría son equivalentes con los de difracción
de rayos x, hasta aproximadamente un 10% de ferrita, a mayores contenidos las
mediciones de ambos se alejan; dado que el rango de interés para esta investigación se
88
encuentra por encima de 30% (de acuerdo a los requerimientos de los códigos y normas
de soldadura para aceros inoxidables dúplex), se prevé un rango de incertidumbre
importante al comparar los resultados obtenidos por ambas técnicas, pero se debe de
mantener una tendencia consistente.
Tabla 20. Porcentaje promedio de ferrita obtenido por ferritometría en el material base.
% de ferrita materiales base (Ferritometría)
SAE-AISI SAE-AISI
Condición UNS S32707
430 304
Sin traccionar ni soldar 35,8 102,48* 0,18**
(*) El valor superior al 100% de ferrita, se considera dentro de los valores de la precisión del instrumento.
(**) El valor de 0,18% de ferrita delta en el acero 100% austenítico responde así mismo a desviaciones naturales
en el instrumento o a la presencia de microestructuras paramagnéticas en el material.
Tabla 21. Porcentaje promedio de ferrita obtenido por ferritometría en probetas fundidas.
89
Los resultados obtenidos en la Tabla 21, indican que el porcentaje de ferrita en las zonas
fundidas varía luego de someter a deformación plástica las probetas, debido a que la
deformación induce cambios en las propiedades magnéticas del material, la muestra de la
mezcla Ar+2%N2, es la que presenta la menor proporción de ferrita en la zona fundida.
La Tabla 22 resume las mediciones de ferrita realizadas mediante DRX tanto al material
base como en las probetas fundidas, igualmente se muestran en las Figuras 80 a 82 los
correspondientes difractogramas.
90
Figura 82. Porcentaje de ferrita por DRX Probeta N2+10H2.
Como se aprecia, los valores obtenidos por DRX son superiores a aquellos medidos por
otros métodos. Esto es debido a que la técnica es sensible al acabado superficial de la
probeta (para este caso se preparó de acuerdo a la metodología descrita para evaluación
metalográfica) así como a la orientación de los granos a lo largo de la dirección de
laminación tal como es reportado por Forgas,J., Otubo, J., y Magnabosco, R. [61].
91
Tabla 24. Porcentaje de ferrita medido de acuerdo a ASTM E562-11 en probetas
obtenidas de las zonas fundidas.
Medición de % ferrita (ASTM E562-11)
Probetas fundidas
Mezcla Fase ZAC ZF
Vvγ max . 61,58 54,26
Vvγ min. 55,92 47,34
Ar+2%N2 Vvγ promedio 58,75 50,80
Vvα min. 38,42 45,74
Vvα max. 44,08 52,66
Vvα promedio 41,25 49,20
Vvγ max. 68,90 52,21
Vvγ min. 61,00 35,59
Ar+5%N5 Vvγ promedio 64,95 43,90
Vvα min. 31,10 47,79
Vvα max. 39,00 64,41
Vvα promedio 35,05 56,10
Vvγ max. 68,21 52,94
Vvγ min. 60,79 43,36
N2+10%H2 Vvγ promedio 64,50 48,15
Vvα min. 31,79 47,06
Vvα max. 39,21 56,64
Vvα promedio 35,50 51,85
En general, se puede afirmar que en relación al porcentaje de ferrita tanto el material base
como las probetas soldadas cumplen con los requisitos del numeral 2.8.2.1.2 NACE
MR0103 [62] en donde se indica que el promedio de contenido de ferrita en el metal de
soldadura y la ZAC debe estar en un rango entre 35 y 65% +/-10%. Así mismo se cumple
con el numeral B.6.2.4 de API TR 938-C (Uso de acero inoxidable dúplex en refinerías) [27]
en donde se indica que el contenido de ferrita debe ser: material base entre 30 y 65%, en
la ZAC entre 40% y 65%, en el metal de soldadura entre 25 y 60% aunque en ambientes
menos severos se puede admitir hasta un 70%.
Lo anterior valida tanto a las tres mezclas utilizadas como al procedimiento de soldadura y
la velocidad Δt12/5 calculada para este procedimiento dado que fue suficiente para la
regeneración de austenita durante la solidificación.
92
3.5 MATRIZ DE EVALUACIÓN DE COMPORTAMIENTO A CORROSIÓN.
Con el fin de valorar el comportamiento de cada una de las mezclas a corrosión se elaboró
una matriz de decisión que permitiera valorarlo numéricamente, calculada a partir de la
proporción de área afectada por corrosión de la zona fundida. Las Tablas 25 y 26 muestran
los datos y en la Tabla 27 se presentan los resultados de dicha matriz.
93
Tabla 26. Matriz de decisión para probetas evaluadas a 98°C.
Probetas evaluadas a 98°C
Mezcla Probeta % Afectado Valoración
P1 Sin pasivar 1 0
P1 Pasivada 0,94 0,06
N2 +10%H2 P2 Sin pasivar 1 0
(Cara) P2 Pasivada 0,94 0,06
P3 Sin pasivar 0,94 0,06
P3 Pasivada 1 0
P1 Sin pasivar 0,81 0,19
P1 Pasivada 0,63 0,38
100% Ar P2 Sin pasivar 0,13 0,88
(Raíz) P2 Pasivada 0,19 0,81
P3 Sin pasivar 0,81 0,19
P3 Pasivada 0,75 0,25
P1 Sin pasivar 0,75 0,25
P1 Pasivada 0 1
Ar+2%N2 P2 Sin pasivar 0 1
(Cara) P2 Pasivada 0 1
P3 Sin pasivar 0,18 0,82
P3 Pasivada 0 1
P1 Sin pasivar 0 1
P1 Pasivada 0 1
Ar+2%N2 P2 Sin pasivar 0 1
(Raíz) P2 Pasivada 0 1
P3 Sin pasivar 0 1
P3 Pasivada 0 1
P1 Sin pasivar 0 1
P1 Pasivada 0 1
Ar+5%N2 P2 Sin pasivar 0 1
(Cara) P2 Pasivada 0 1
P3 Sin pasivar 0 1
P3 Pasivada 0,88 0,13
P1 Sin pasivar 0,94 0,06
P1 Pasivada 0,75 0,25
Ar+5%N2 P2 Sin pasivar 1 0
(Raíz) P2 Pasivada 1 0
P3 Sin pasivar 1 0
P3 Pasivada 0,75 0,25
94
Tabla 27. Valoración numérica del comportamiento a corrosión.
Mezcla Valoración
N2 +10%H2 (Cara) 0,38
Ar+2%N2 (Cara) 1,00
Ar+5%N2 (Cara) 0,85
100% Ar (Raíz) 0,74
Ar+2%N2 (Raíz) 1,00
Ar+5%N2 (Raíz) 0,58
95
Tabla 29. Matriz de decisión general.
PROPIEDAD EVALUADA VALOR MEDIDO N2 N5 H10 MB
Fluencia (MPa) 1,02 1,02 1,00 1
Ensayo de tracción (-50° C)
Máxima (MPa) 0,91 0,83 0,84 1
Porcentaje de elongación (-50) Promedio 0,77 0,52 0,55 1
Ruptura predominantemente frágil Sí/no 0,00 0,00 0,00 0
Ruptura predominantemente dúctil Sí/no 1,00 1,00 1,00 1
Mínimo 0,91 0,87 0,86 1
Aumento de dureza por deformación (HV) Máximo 0,93 0,87 0,86 1
% Aumento 1,23 1,00 1,00 1
Porcentaje de ferrita zona fundida Mínimo 0,80 0,61 0,69 1
(Ferritometría) Promedio 0,70 0,54 0,57 1
(Sin traccionar)
Máximo 0,57 0,50 0,51 1
Porcentaje de ferrita zona fundida Minimo 0,72 0,54 0,58 1
(Ferritometría) Promedio 0,68 0,55 0,55 1
(Sin traccionar)
Maximo 0,70 0,57 0,56 1
Porcentaje de ferrita ZAC Mínimo 0,81 1,00 0,99 N.A.
(Método estereológico) Promedio 0,75 0,89 0,88 N.A.
(Sin traccionar)
Máximo 0,88 1,00 0,99 N.A.
Porcentaje de ferrita zona fundida Mínimo 1,00 0,96 0,97 N.A
(Método Estereológico) Promedio 0,93 0,82 0,88 N.A.
(Sin traccionar)
Máximo 1,00 0,82 0,93 N.A
Porcentaje de ferrita (DRX) Valor medido 0,95 0,82 0,96 1
Pérdida de peso A 76° C Promedio 1,00 0,66 0,52 N.A
Pérdida de peso A 98° C Promedio 1,00 0,56 0,53 N.A
Sumatoria 18,0 15,9 16,2
96
CONCLUSIONES
97
6. Las tres mezclas utilizadas cumplieron los criterios de aceptación del numeral 2.8.2.1.2
de la norma NACE MR0103 donde se indica que el promedio de contenido de ferrita
en el metal de soldadura y la ZAC debe presentar un valor en un rango entre 35 y 65%
(+/-10%), siendo los valores obtenidos por el método estereológico para la zona
fundida 49% (Ar+2%N2), 56% (Ar+5%N2) y 52% (N2+10%H2) mientras que para la ZAC
41% (Ar+2%N2), 35% (Ar+5%N2) y 35% (N2+10%H2).
7. Las tres mezclas utilizadas cumplen con el numeral B.6.2.4 de API TR 938-C (Uso de
dúplex en refinerías) respecto al contenido de ferrita en el metal de soldadura, el cual
debe estar entre 25% y 60% (aunque en ambientes menos severos se puede admitir
hasta un 70%); por otro lado, solo la mezcla Ar + 2%N2 cumple con el contenido de
ferrita en la ZAC, el cual debe de estar entre 40% y 65%.
9. Los valores de predicción de ferrita más cercanos a los experimentales obtenidos por
estereología y tomando el promedio entre zona fundida y ZAC (45%) fueron los
modelos matemáticos WRC-92 (47%) y Sievert-McCowan-Olson (49%). Mientras que
para el material base (36%), los modelos que mejor predicen el porcentaje de ferrita
fueron los modelos de Espy (36%) y Outokumpu (Schaeffler+DeLong modificado)
(36%).
10. Los métodos que proporcionan los resultados más coherentes con los modelos
matemáticos y gráficos de predicción de ferrita, son el método estereológico y la
ferritometría.
12. Los valores de porcentaje de ferrita que se registran mediante difracción por rayos X,
presentan un sesgo positivo en comparación con los obtenidos con los otros métodos,
98
siendo comparables para fines del presente trabajo, con los valores máximos
obtenidos mediante el método estereológico.
99
RECOMENDACIONES
100
REFERENCIAS BIBLIOGRÁFICAS
[1] Charles, J. Past, (s.f.), Present and future of the duplex stainless steels, Recuperado de
http://www.worldstainless.org/Files/issf/non-image-files/PDF/Pastpresentandfuture of the
duplexstainlesssteels.pdf
[2] AWS D 10.18. (2018). Guide for welding ferritic/austenitic duplex stainless steel piping
and tubing.
[3] NACE MR 0175 (2015) Petroleum, petrochemical and natural gas industries – Metallic
materials for use in H2S – containing environments in oil and gas production.
[4] Ogawa, T., Koseki, T. (1989). Effect of composition profiles on metallurgy and corrosion
behavior of duplex steel weld metals. Welding Journal, Mayo,181-s-191-s.
[5] Brytan, Z., Niagaj J. (2016). Corrosion resistance and mechanical properties of TIG and
A-TIG welded joints of lean duplex stainless steel S82441/1.4662. Arch. Metall. Mater Vol.
61 No.2, 771-784.
[6] Arctic steel. (s.f.). Comparison of cast bronze with cast duplex stainless steel. Informe
técnico.
[7] API RP 582. (2016). Welding guidelines for the chemical, oil, and gas industries.
[8] Knyazeva, M., Pohl M., (2013). Duplex steels: Part I: Genesis, formation, structure.
Metallography Microstructure and Analysis. 2. 113-12.
[9] Chai, G., Kangas, P. (s.f.). Hyper-duplex stainless steel. How a new generation of high
– alloy stainless steel is helping to overcome challenges in the offshore oil and gas industry.
Sandvik. Recuperado de http://www.home.sandvik/en.
[10] Liu, H., Liu, B., Bai, P., Sun, H., L,i D., Sun, F., Lin, N. (2015). Martensitic transformation
and fractographic analysis of lean duplex stainless steel during low temperature tension
deformation. Materials Characterization 107, 262-269.
[11] Tsuchida, N., Kawahata, T., Ishimaru, E., Takahashi, A. (2014). Effects of temperature
and strain rate on tensile properties of a lean duplex stainless steel. ISIJ International,
Vol.54, Núm.8, 1971-1977.
[12] Liu, H. et al. (s.f.) Martensitic transformation and fractographic analysis of lean duplex
stainless steel during low temperature tension deformation. Texto no publicado.
101
[13] Martínez, M., Urdieres, J., Botella, J., Sánchez, R., Parra. R. (2005). Influencia del
tamaño del grano en las propiedades mecánicas de los aceros inoxidables austeníticos.
Revista de Metalurgia. Vol. Extr. 64-68
[14] American Welding Society. (2013). Welding Handbook: Novena ed., Vol. 4. Miami.
[16] Cha, G., Kangas, P. (2016). Super and hyper duplex stainless steels: Structures,
properties and applications. Procedia Structural Integrity 2, 1755 – 1762.
[17] Renaudot, N., Chauveau, E., Mantel, M. (2012). A new lean duplex stainless steel with
improved toughness and machinability. La Metallurgia Italiana. Núm. 9, 29-35.
[18] Westin, E. (2014). Optimization of welding procedures for duplex and superdúplex
stainless steels. Trabajo presentado en: Seminario de aceros inoxidables dúplex y
superdúplex. Universidad de Alberta, Canadá.
[19] ASTM A240/A240M. (2017). Standard Specification for Chromium and Chromium-
Nickel Stainless Steel Plate, Sheet, and Strip for Pressure Vessels and for General
Applications.
[20] ASTM A789/A789M. (2017). Standard Specification for Seamless and Welded
Ferritic/Austenitic Stainless Steel Tubing for General Service.
[21] Radu, I. (2014). Industry practices and requirements when welding duplex and super
duplex stainless steel for oil sands applications. Trabajo presentado en: Seminario de
aceros inoxidables dúplex y superdúplex. Universidad de Alberta Canadá.
[22] METRODE. (2014). Welding and filler metals of duplex & superdúplex stainless steels.
Trabajo presentado en: Seminario de aceros inoxidables dúplex y superdúplex. Universidad
de Alberta, Canadá.
[23] IMOA – International Molibdenum Association. (2014). Practical guidelines for the
fabrication of duplex stainless steel. Recuperado de http://www.imoa.info.
[24] Knyazeva, M., Pohl M., (2013). Duplex steels: Part II: Carbides and nitrites.
Metallography Microstructure and Analysis. 2. 343-35.
[25] Tavares, S., Pardal, J., Ponzio, E., Loureiro, A., Souza, J. (2012). Influence of
microstructure on the corrosion resistance of hyper duplex stainless steel. Materials and
Corrosion, 61, Núm.4, 313 – 317.
[26] Alvarez I., Degallaix S. (2009). Duplex Stainless Steel. Willey y ISTE. Hoboken y
Londres. Primera edición.
102
[27] API TR 938-C (2011). Use of duplex stainless steels in the oil refining industry. Segunda
edición.
[28] Anis, M., Riastuti, R., Permana, H., Fadli, M., Fisca, A., Ghazali, G., Indra, Alief. (2013)
Controlling the ferrite/austenite phase balance of SAF 2707 HD hyper duplex stainless steel
weldment. Advanced Materials Research. Vol. 748. 138 – 143.
[30] Muñoz, A., García, J., Guiñón, J., Pérez V. (2005). Effect of nitrogen in argon as a
shielding gas on tungsten inert gas welds of duplex stainless steels. Corrosion, Vol.61,
Núm. 7, pp. 693-705
[31] Wiktoriwicz, R.,Crouch, J. (s.f.). Shielding gas developments for TIG welding of duplex
and super duplex stainless steels. Air products. United Kingdom. Informe técnico.
[32] BS 4515-2:1999. (1999). Welding of steel pipelines on land and offshore. Part 2: duplex
stainless steel pipelines.
[33] Ghosson, R., Mahadzir, I., Syarifah, N., Hassan, A. (2017). Effects of heat input on
microstructure, corrosion and mechanical characteristics of welded austenitic and duplex
stainless steel: A review, Metals, 7-39
[34] Schmolz – Bickenbach Group. (2009). Guide duplex; austenoferritic stainless steels.
Informe técnico.
[35] Swierczynska, A., Labanowski, J., Fydrych, J. (2014). The effect of welding conditions
on mechanical properties of superduplex stainless steel welded joints. Advances in
Materials Science, Vol. 14, Núm. 1. Marzo.
[36] ASTM E562. (2011). Standard test method for determining volume fraction by
systematic manual point count.
[37] ASTM E3. (2011). Standard Guide for Preparation of Metallographic Specimens.
[38] ASTM E407. (2007). Standard Practice for Microetching Metals and Alloys.
[41] ASTM A370 (2017) Standard Test Methods and Definitions for Mechanical Testing of
Steel Products.
103
[42] ASTM E92 (2017) Standard Test Methods for Vickers Hardness and Knoop Hardness
of Metallic Materials.
[43] ASTM G 48-11 (Reapproved 2015). Standard test methods for pitting and crevice
corrosion resistance of stainless steel and related alloys by use of ferric chloride.
[44] Sandvik. Hyper- duplex Stainless steels. (2009). Informe técnico. Recuperado de
http://www.sandvik.com.
[45] Kotecki, D. (1986). Ferrite control in duplex stainless steel weld metal, Welding Journal.
Octubre, 273-s – 278-s.
[46] ASME Section II Part C SFA-5.32. (2013). Specification for welding shielding gases.
709-724.
[47] Siewert, T., McCowan, C., Olson, D. (1988). Ferrite number prediction to 100 FN in
stainless steel Weld Metal. Welding Journal. Nov. 289-s-298-s.
[48] Farrar, J. (2005). The measurement of ferrite number (FN) in real weldments – Final
report. Welding in the World, Vol.49, Núm.5 / 6, 13-2.
[49] Niagaj, J., Mazur, L., (2014). Review of methods for measurement of ferrite content in
high alloyed steels and their welded joints. Welding International. 28:05, 345-353.
[50] Lundin, C.D, Rupercht, W., Zhou, G.(1999). Ferrite measurement in austenitic and
duplex stainless steel castings. University of Tennesse. Department of Materials Science
and engineering. Manuscrito no publicado.
[51] Kotecki, D.J. (1982). Extension of the WRC ferrite number system. Welding Journal
Nov. 352-s-361-s.
[52] Kotecki, D.J., Siewert, T. (1992). WRC-1992 Constitution diagram for stainless steel
weld metals: A modification of the WRC-1988 diagram. Welding Journal. Mayo.171-s-78-s.
[55] AWS D18.2. (2009). Guide to weld discoloration levels on inside of austenitic stainless
steel tube.
104
[56] AWS D18.1. (2009). Specification for welding of austenitic stainless steel tube and pipe
systems in sanitary (hygienic) applications.
[58] Nohara, K., Ono, Y., Ohashi, N. (1977). Composition and Grain Size Dependencies of
Strain-induced Martensitic Transformation in Metastable Austenitic Stainless Steels. Tetsu-
to-Hagane. Vol. 63, Num. 5, pp, 772-782.
[59] Zhang, B., Jiang, Z., Li, H., Zhang, H., Feng, H., Li. H. (2017). Precipitation behavior
and phase transformation of hyper duplex stainless steel UNS S32707 at nose temperature,
Materials Characterization Vol. 129 pp. 31–39.
[60] Jang, S., Kim, S., Lee, I., Park, Y. (2011). Effect of shielding gas composition on phase
transformation and mechanism of pitting corrosion of hyper duplex stainless steel welds.
Materials Transactions Vol.52, Núm. 6, 1228 – 1236.
[61] Forgas, A., Otubo, J., Magnobosco, R. (2016). Ferrite quantification methodologies for
duplex stainless steel. J. Aerosp. Technol. Manag. Vol.8 N°3, pp, 357-362.
[62] NACE MR 0103 (2015) Petroleum, petrochemical and natural gas industries – Metallic
materials resistant to sulfide stress cracking in corrosive petroleum refining environments.
[63] Lippold J., Kotecki, D. (2005). Welding metallurgy and weldability of stainless steels.
Ed. Willey-Interscience. New Jersey. Primera edición.
[64] Westin E, Serrander D (2013). Experience in welding stainless steels for water heater
applications. Welding in the World, Le Soudage Dans Le Monde, Revista del IIW, pp 3
105