Propriétés mécaniques et comportement à la corrosion des soudures en acier inoxydable duplex à l'aide de nouvelles électrodes

Jan 25, 2024

Rapports scientifiques volume 12, Numéro d'article : 22405 (2022) Citer cet article

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Les propriétés mécaniques et de corrosion des structures soudées en acier inoxydable duplex (DSS) sont d'une importance primordiale dans de nombreuses applications d'ingénierie. La recherche actuelle étudie les propriétés mécaniques et l'intégrité à la corrosion des soudures en acier inoxydable duplex dans un environnement simulé à 3,5 % de NaCl à l'aide de nouvelles électrodes spécialement développées sans ajout d'éléments d'alliage aux échantillons de flux. Deux types différents de flux ayant des indices de basicité de 2,40 et 0,40 ont été utilisés pour revêtir les électrodes E1 et E2 respectivement pour le soudage des plaques DSS. La stabilité thermique du flux formulé a été évaluée par analyse thermogravimétrique. La composition chimique, à l'aide de la spectroscopie d'émission optique, et les propriétés mécaniques et de corrosion des joints soudés ont été évaluées selon différentes normes ASTM. La diffraction des rayons X a été utilisée pour connaître les phases présentes dans les joints soudés DSS tandis qu'un électron à balayage équipé d'EDS a été utilisé pour l'examen microstructural des soudures. La résistance à la traction ultime des joints soudés réalisés à l'aide de l'électrode E1 était comprise entre 715 et 732 MPa et celle de l'électrode E2 était de 606 à 687 MPa. La dureté a été augmentée avec l'augmentation du courant de soudage de 90 à 110 A. Le joint soudé avec l'électrode E1 enrobée de flux basique a de meilleures propriétés mécaniques. La structure en acier dans un environnement à 3,5 % de NaCl possède une résistance substantielle à la corrosion. Ceci valide la performance des joints soudés réalisés par l'électrode nouvellement développée. Les résultats sont discutés sur la base de l'épuisement des éléments d'alliage tels que Cr et Mo observé à partir des soudures avec les électrodes enrobées E1 et E2 ainsi que la précipitation du Cr2N dans les joints soudés réalisés par les électrodes E1 et E2.

Historiquement parlant, la première référence formelle aux aciers inoxydables duplex (DSS) a été faite en 1927 et limitée à certaines pièces moulées et n'a pas été utilisée dans la plupart des applications d'ingénierie en raison de la teneur élevée en carbone1. mais la teneur en carbone a ensuite été réduite jusqu'à 0,03 % en standard et ces aciers sont progressivement largement utilisés pour plusieurs applications2,3. Les DSS sont une famille d'alliages contenant des quantités à peu près égales de ferrite et d'austénite. La phase ferrite dans les DSS s'est révélée offrir une protection exceptionnelle contre la fissuration par corrosion sous contrainte induite par les chlorures (SCC), qui est une préoccupation importante pour les aciers inoxydables austénitiques (ASS), au cours du XXe siècle. La demande de DSS, en revanche, augmente à un rythme pouvant atteindre 20 % par an dans plusieurs industries d'ingénierie et autres4. Cet acier innovant, qui présente une constitution biphasique austénite-ferrite, peut être obtenu par le choix de compositions adaptées, un affinage physico-chimique et thermo-mécanique. Par rapport à la qualité monophasée de l'acier inoxydable, les DSS ont une limite d'élasticité plus élevée et une capacité exceptionnelle à résister à SCC5,6,7,8. Dans les environnements difficiles contenant des acides, des chlorures d'acide, de l'eau de mer et des produits chimiques caustiques, la structure à deux phases confère à ces aciers une résistance, une ténacité et une résistance à la corrosion inégalées9. Les structures DSS, en particulier le type à faible teneur en nickel (DSS maigre), ont enregistré de nombreuses réalisations exceptionnelles par rapport au fer cubique à faces centrées (FCC) en raison de la fluctuation annuelle des prix des alliages de nickel (Ni) sur le marché général10,11. Le principal problème avec les structures ASS est qu'elles sont vulnérables à une variété de conditions difficiles12. En conséquence, divers secteurs et entreprises d'ingénierie tentent de promouvoir des aciers inoxydables de remplacement à teneur réduite en nickel (Ni) qui fonctionnent aussi bien ou mieux que les ASS traditionnels ayant des caractéristiques de soudabilité appropriées avec une application dans des domaines industriels tels que la fabrication d'échangeurs de chaleur à l'eau de mer et de conteneurs chimiques pour une utilisation dans des environnements de chlorure à fortes concentrations13.

Dans les progrès technologiques modernes, la fabrication par soudage joue un rôle essentiel. Généralement, les composants structurels en acier DSS sont assemblés par soudage à l'arc sous gaz ou par technique de soudage à l'arc sous protection. La soudure est principalement influencée par la composition de l'électrode de soudage utilisée pour le soudage. L'électrode de soudage se compose de deux composants ; métal et fondant. Le plus souvent, l'électrode est recouverte d'un flux, un mélange de métaux qui émet des gaz et génère des scories protectrices lorsqu'il se décompose pour protéger la soudure de la contamination, augmenter la stabilité de l'arc et également fournir des composants d'alliage pour améliorer la qualité de la soudure14. La fonte, l'aluminium, l'acier inoxydable, l'acier doux, l'acier à haute résistance, le cuivre, le laiton et le bronze sont quelques-uns des métaux d'électrode de soudure et la cellulose, la poudre de fer et l'hydrogène sont quelques-uns des matériaux de flux utilisés. Parfois, du sodium, du titane et du potassium sont également ajoutés aux mélanges de flux.

Certains chercheurs ont tenté d'étudier l'effet des constitutions d'électrodes sur l'intégrité mécanique et à la corrosion des structures en acier soudées. L'influence de la composition du flux sur le pourcentage d'allongement et la résistance à la traction des soudures en soudage à l'arc submergé a été étudiée par Singh et al.15. Les résultats démontrent que CaF2 et NiO sont des déterminants majeurs de la résistance à la traction par rapport à la présence de FeMn. Chirag et al.16 ont étudié les joints SMAW en faisant varier les concentrations de rutile (TiO2) dans un mélange de flux d'électrode. Il a été constaté que les propriétés de microdureté augmentaient en raison de l'augmentation du pourcentage et de la migration du carbone et du silicium. Kumar17, a étudié le développement et la conception de flux agglomérés en soudage à l'arc submergé pour le soudage de tôles d'acier. La production d'un flux de soudage à l'arc avec un liant à base de silicate de sodium enrichi en potasse a été étudiée par Nwigbo et Atuanya18 et a trouvé une soudure ayant une résistance à la traction allant jusqu'à 430 MPa, avec une structure de grain acceptable. Le comportement à la corrosion des aciers inoxydables duplex 28Cr–7Ni–O–0,34N ayant des fractions volumiques d'austénite allant de 0,35 à 0,64, dans une solution saturée d'air à 3,5 % en poids de NaCl a été examiné par Lothongkum et al.19 en utilisant la méthode potentiodynamique à pH 2, 7, 10 et 27 °C. L'acier inoxydable duplex et micro-duplex a montré une influence similaire de l'azote sur le comportement à la corrosion. L'azote n'a eu aucune influence sur le potentiel de corrosion ou la vitesse à pH 7 et 10, cependant, pH 10 avait un potentiel de corrosion inférieur à pH 7. D'autre part, à tous les niveaux de pH examinés, le potentiel de piqûre des aciers augmentait à mesure que la teneur en azote en eux augmentait. Lacerda et al.20 ont utilisé une technique de polarisation potentiodynamique cyclique pour étudier le comportement de corrosion par piqûres des aciers inoxydables duplex UNS S31803 et UNS S32304 dans une solution de NaCl à 3,5 % en poids. Dans une solution de NaCl à 3,5 % en poids, les deux plaques d'acier étudiées présentaient des signes de corrosion par piqûres. Par rapport à l'acier UNS S32304, l'acier UNS S31803 avait un potentiel de corrosion (Ecorr), un potentiel de piqûres (Epit) et une résistance à la polarisation (Rp) plus élevés. L'acier UNS S31803 avait une capacité de repassivation plus élevée que l'acier UNS S32304. Selon Jiang et al.21, les pics de réactivation correspondant aux phases doubles (phase austénitique et ferritique) de l'acier inoxydable duplex comprennent jusqu'à 65 % de composition de ferrite, la densité de courant de réactivation de la ferrite augmentant avec le temps de traitement thermique. A des potentiels électrochimiques différents, les phases austénitique et ferritique présentent des réponses électrochimiques distinctes, comme cela est bien connu21,22,23,24. Abdo et al.25 ont utilisé la polarisation par mesure potentiodynamique et la spectroscopie d'impédance électrochimique pour étudier la corrosion causée par l'électrochimie du DSS 2205 soudé au laser dans un environnement d'eau de mer artificielle (3,5 % de NaCl) dans différents niveaux d'acidité et d'alcalinité. Des piqûres de corrosion ont été observées sur les surfaces exposées des échantillons de DSS testés. Sur la base des résultats, une relation proportionnelle a été découverte entre la valeur du pH du milieu de solution et la résistance du film formé en raison des processus de transfert de charge, ce qui a un impact direct sur la formation de piqûres et ses spécifications. Le but de cette étude était de voir comment les compositions d'électrodes de soudage nouvellement développées affectaient l'intégrité mécanique et d'attrition du DSS 2205 soudé dans un environnement à 3,5 % de NaCl.

Les minéraux de fondant (ingrédients) utilisés pour la formulation des revêtements d'électrodes sont le carbonate de calcium (CaCO3) provenant de la région d'Obajana dans l'État de Kogi au Nigeria, le fluorure de calcium (CaF2) provenant de l'État de Taraba au Nigeria, la silice (SiO2), le talc (Mg3Si4O10(OH)2) et le rutile (TiO2) provenant de Jos-Nigeria tandis que le kaolin (Al2(OH)4Si2O5 ) a été obtenu à Kankara dans l'État de Katsina au Nigeria. Le silicate de potassium a été utilisé comme liant et il a été obtenu en Inde.

Les oxydes constitutifs ont été pesés indépendamment sur une balance numérique, comme indiqué dans le tableau 1. Il a ensuite été mélangé consciencieusement dans un malaxeur électrique (modèle n° : 641-048) en Inde Steel and Wire Product Limited (ISWP) avec un liant de silicate de potassium (23 % en poids) pendant 30 minutes pour obtenir une pâte semi-solide congruente. Le flux mixte humide a été pressé sous une forme cylindrique à partir de la machine à briquettes et livré dans une chambre d'extrusion sous une plage de pression comprise entre 80 et 100 kg/cm2 tandis qu'un fil machine de 3,15 mm de diamètre en acier inoxydable a été alimenté à partir de la chambre d'alimentation en fil de la presse à extrusion et enduit du flux au moyen d'un système de buse/boîte à matrice incorporé dans la presse à extrusion pour l'extrusion d'électrodes. Un facteur de revêtement de 1,70 mm a été obtenu ; où le facteur de revêtement est défini comme le rapport du diamètre de l'électrode au diamètre du fil central. Les électrodes enrobées ont ensuite été séchées à l'air pendant 24 h avant d'être cuites au four pendant 2 h à 150-250 °C \(-\) dans un four à moufle (Modèle PH-248-0571/5448). La basicité du flux a été calculée à l'aide de l'équation. (1)26 ;

La stabilité thermique des échantillons de flux formulés pour E1 et E2 a été déterminée à l'aide d'une analyse thermogravimétrique (TGA). Environ 25,33 mg d'échantillon de flux ont été chargés dans l'équipement TGA pour analyse. L'expérience a été réalisée dans un environnement inerte obtenu par le flux continu de 60 mL/min de N2. Les échantillons ont été chauffés de 30 à 1000 °C à des vitesses de chauffage de 10 °C/min. La décomposition thermique, ainsi que la perte de poids des échantillons à des températures spécifiques, ont été évaluées à partir des graphiques TGA en suivant les approches mentionnées par Wang et al.27, Xu et al.28 et Dagwa et al.29.

Deux plaques de DSS ayant des dimensions de 300 × 60 × 6 mm ont été usinées en préparation pour le soudage. Une conception de soudure à rainure en V avec un écart de racine de 3 mm, une ouverture de racine de 2 mm et un angle de rainure de 60° a été réalisée. La plaque a ensuite été nettoyée avec de l'acétone pour se débarrasser de toute éventuelle saleté. Une machine de soudage à l'arc en métal blindé (SMAW) avec une polarité positive d'électrode à courant continu (DCEP) a été utilisée pour souder les plaques en utilisant un diamètre de 3,15 mm des électrodes enrobées (E1 et E2) et une électrode de commande (C). L'usinage par décharge électrique (EDM) (modèle : Excetek-V400) a été utilisé pour usiner les échantillons pour les essais mécaniques et la caractérisation de la corrosion de l'acier soudé. Le tableau 2 présente des exemples de codes et leur description tandis que le tableau 3 montre les différents paramètres de soudage opérationnels utilisés pour souder les plaques DSS. L'équation (2) a été utilisée pour calculer l'apport de chaleur en conséquence30.

À l'aide de la spectroscopie d'émission optique (OES) Bruker Q8 MAGELLAN avec une longueur d'onde comprise entre 110 et 800 nm et du logiciel de base de données SQL, la composition chimique des joints soudés avec les électrodes E1, E2 et C, ainsi que l'échantillon de métal de base, a été déterminée. OES utilise l'énergie électrique sous la forme d'une étincelle générée entre une électrode et l'échantillon de métal de recherche. L'échantillon des constituants est vaporisé et atomisé, suivi de l'excitation des atomes qui émet ensuite des spectres de raie particuliers31. Pour effectuer l'analyse qualitative des échantillons, les tubes photomultiplicateurs mesurent la présence du spectre extrait pour chaque élément ainsi que l'intensité du spectre. Par la suite, le nombre équivalent de résistance aux piqûres (PREN) a été calculé à l'aide de l'équation. (3) relation32 tandis que le diagramme de constitution WRC 1992 a été utilisé pour calculer les équivalents chrome et nickel (Creq et Nieq) à partir des équations. (4) et (5) respectivement33,34 ;

Notez que le PREN ne prend en compte que les effets positifs des trois principaux éléments, Cr, Mo et N, tandis que le facteur azote x est compris entre 16 et 30. Typiquement, x est choisi parmi une liste de 16, 20 ou 30. Dans l'étude sur les aciers inoxydables duplex, une valeur médiane de 20 est le plus souvent utilisée pour calculer la valeur PREN35,36.

L'essai de traction des joints soudés réalisés à l'aide des différentes électrodes a été réalisé selon la norme ASTM E8-21 par une machine d'essai universelle (Instron 8800 UTM), à une vitesse de déformation de 0,5 mm/min. La résistance à la traction ultime (UTS), la limite d'élasticité offset (YS) à 0,2 % et le pourcentage d'allongement ont été calculés selon la norme ASTM E8-2137.

L'échantillon soudé DSS 2205 a d'abord été meulé et poli à l'aide de grains de différentes tailles (120, 220, 320, 400, 600, 800, 1000 et 1200) avant l'analyse de la dureté. Un duromètre Vickers (marque Omnitech, modèle F.-AUTO) avec une charge d'essai de 1 kgf a été utilisé pour effectuer l'essai de dureté selon la norme ASTM E92-1738 (˂ 1- ≤ 120 kg) sur les échantillons soudés réalisés à l'aide des électrodes E1, E2 et C. La dureté a été mesurée à dix (10) emplacements du centre de la soudure vers le métal de base avec un intervalle de 1 mm.

Le diffractomètre à rayons X (D8 Discover, Bruker, Allemagne) configuré avec le logiciel Bruker XRD commander pour l'acquisition de données et le rayonnement Cu–K-α filtré par Fe ayant une énergie de 8,04 keV avec une longueur d'onde correspondante de 1,5406 Å et une vitesse de balayage de 3° min-1 ayant une plage de balayage (2θ) entre 38 et 103° a été utilisé pour analyser les phases présentes dans les joints soudés DSS avec les électrodes E1, E2 et C avec BM. La méthode de raffinement de Rietveld a été utilisée pour indexer les phases constitutives à l'aide du logiciel MAUD décrit par Lutterotti39. Sur la base de la norme ASTM E1245-03, une analyse métallographique quantitative des images de microscopie des joints soudés avec les électrodes E1, E2 et C a été réalisée à l'aide du logiciel Image J40. Les fractions volumiques des phases de ferrite-austénite avec leurs moyennes et écarts ont été calculées comme indiqué dans le tableau 5 dans les résultats. L'analyse au microscope optique (OM) a été effectuée sur le BM et les joints soudés avec les électrodes E1 et E2 pour les études morphologiques des échantillons, comme indiqué dans la configuration de l'échantillon sur la figure 6d. Les échantillons ont été polis avec des grains de papier de carbure de silicium (SiC) de 120, 220, 320, 400, 600, 800, 1000, 1200, 1500 et 2000. Ensuite, ils ont été gravés électrolytiquement dans de l'acide oxalique aqueux à 10 % à température ambiante à une tension de 5 V pendant 10 s et montés sur LEICA DM 2500 M. microscope optique pour les caractérisations morphologiques. Un autre polissage d'échantillon avec des grains de papier de carbure de silicium (SiC) de 2500 pour l'analyse SEM-BSE a été effectué. De plus, une machine de microscope électronique à balayage à émission de champ (SEM) ultra-haute résolution (FEI NOVA NANOSEM 430, USA) équipée d'EDS a été utilisée pour effectuer l'examen microstructural des soudures. La configuration de l'échantillon de 20 × 10 × 6 mm a été mise à la terre à l'aide de différents grains de papier de verre SiC de tailles allant de 120 à 2500. L'échantillon a été gravé dans 40 g de NaOH avec 100 ml d'eau distillée par électrolyse à une tension de 5 V pendant 15 s et ensuite monté sur le porte-échantillon situé dans la chambre SEM pour l'analyse de l'échantillon après que la chambre a été purgée avec N2. Le faisceau d'électrons généré à partir d'un filament de tungstène chauffé a été tramé sur l'échantillon pour produire des images de différents grossissements avec des résultats EDS obtenus en adoptant les approches de Rocha et al.41 et Mokobi42.

La technique électrochimique selon les normes ASTM G59–9743 et ASTM G5–1444 pour la polarisation potentiodynamique a été utilisée pour évaluer les potentiels de détérioration de la plaque DSS 2205 soudée avec les électrodes E1, E2 et C dans un environnement à 3,5 % de NaCl. Les tests électrochimiques ont été effectués à l'aide d'un appareil Potentiostat-Galvanostat/ZRA contrôlé par ordinateur (Modèle : PC4/750, Gamry Instruments, USA). Des tests électrochimiques ont été effectués avec trois configurations de test d'électrode : le DSS 2205 comme électrode de travail, une électrode au calomel saturé (SCE) comme électrode de référence et une tige de graphite comme contre-électrode. Une cellule électrochimique a été utilisée pour les mesures dans lesquelles la surface de la région exposée à la solution est de 0,78 cm2 de l'électrode de travail. A une vitesse de balayage de 1,0 mV/s, les mesures ont été effectuées entre les potentiels de - 1,0 V et + 1,6 V sur un OCP pré-stabilisé (wrt OCP).

Les tests électrochimiques de température critique de piqûres ont été effectués dans du NaCl à 3,5 % pour évaluer la résistance à la corrosion par piqûres des soudures préparées avec les électrodes E1, E2 et C. Il est important de mentionner ici que les résultats des tests de polarisation potentiodynamique (discutés dans une section ultérieure de la figure 11b) n'ont révélé aucune indication claire de potentiels de piqûres (entre les régions passives et trans-passives) dans le BM et les échantillons soudés avec les électrodes E1, E2 et C. Par conséquent, des mesures CPT ont été effectuées pour déterminer exactement les potentiels de piqûres des matériaux de soudure. Les expériences CPT ont été réalisées conformément à la littérature rapportée sur les soudures en acier inoxydable duplex45 et à la norme ASTM G150–1846. Des échantillons d'une surface de 1 cm2 constitués des régions de base, de soudure et de ZAT ont été sectionnés à partir de chaque acier soudé (C-110A, E1-110A et E2-90A). Les échantillons ont été polis en suivant les procédures standard de préparation d'échantillons métallographiques en utilisant des papiers émeri et une suspension de poudre d'alumine de 1 µm. Après polissage, les échantillons ont été nettoyés aux ultrasons dans de l'acétone pendant 2 minutes. La solution de test de NaCl à 3,5 % est ajoutée dans la cellule de test CPT et la température initiale a été ajustée à 25 °C à l'aide d'un thermostat (Neslab RTE-111). Après avoir atteint la température de test initiale de 25 ° C, le gaz Ar a été purgé pendant 15 min, puis l'échantillon a été placé dans la cellule et l'OCP a été mesuré pendant 15 min. Ensuite, à la température initiale de 25 °C, l'échantillon a été polarisé en appliquant le 0,3 V et le courant a été mesuré pendant 10 minutes45. Le chauffage de la solution a commencé à 1°C/minute jusqu'à 50°C. Pendant le chauffage de la solution d'essai, la température de la solution a été surveillée en continu à l'aide d'un capteur de température et stockée les données de temps par rapport à la température, en même temps le courant a été mesuré à l'aide d'un potentiostat/galvanostat. Une électrode en graphite a été utilisée comme contre-électrode et tous les potentiels ont été mesurés par rapport à une électrode de référence Ag/AgCl. Une purge au gaz argon a été effectuée tout au long du test.

La figure 1 montre la composition des ingrédients de flux F1 et F2 (% en poids) utilisés dans la production d'électrodes basiques (E1) et acides (E2) respectivement. L'indice de basicité du flux est utilisé pour prédire les propriétés mécaniques et métallurgiques du joint soudé. F1 est l'ingrédient de flux utilisé pour le revêtement d'électrode E1 et est appelé flux basique car il a un indice de basicité > 1,2 (c'est-à-dire 2,40) tandis que le F2 est un flux utilisé pour le revêtement d'électrode E2 est appelé flux acide car il a un indice de basicité < 0,9 (c'est-à-dire 0,40). Il est évident que les électrodes revêtues de flux basique possèdent de bonnes propriétés mécaniques que les électrodes revêtues de flux acide dans la plupart des scénarios. Cette propriété est fonction de la dominance des oxydes basiques dans le système de formulation de flux de l'électrode E1. Inversement, l'élimination du laitier (détachabilité) et les faibles projections de soudure observées avec des joints soudés avec des électrodes E2 sont une caractéristique des électrodes enrobées de flux acide à haute teneur en rutile. Cette observation correspond aux découvertes de Gill47 sur l'influence de la teneur en rutile sur le détachement du laitier et la faible projection de soudure dans les électrodes enrobées avec un flux acide qui contribue à faciliter la congélation rapide du laitier. Le kaolin dans le système de flux utilisé dans le revêtement des électrodes E1 et E2 sert d'agent glissant et le talc améliore l'extrudabilité des électrodes. Le liant de silicate de potassium dans le système de flux aide à obtenir de meilleures caractéristiques d'amorçage et de stabilité de l'arc et améliore également la détachabilité du laitier dans la soudure en plus de sa propriété de capacité de liaison. Étant donné que le CaCO3 est un disjoncteur de réseau (briseur de laitier) dans la formulation du flux et a tendance à produire beaucoup de fumées pendant le soudage en se décomposant thermiquement en CaO et environ 44 % de CO2, l'ajout de TiO2 (en tant que formateur de réseau/formateur de laitier) dans le constituant du flux aide à réduire les fumées pendant le soudage, améliorant ainsi la détachabilité du laitier, comme l'ont indiqué Jing et al.48. La teneur en fluorure du flux (CaF2) est un fluxant chimiquement agressif qui améliore la propreté de la soudure. Ce type de composition d'ingrédients de fondant a été rapporté par Jastrzębska et al.49 sur l'influence de la composition de fluorure sur les caractéristiques de propreté de la soudure. Généralement, l'ajout de flux dans le domaine du soudage vise à améliorer la stabilité de l'arc, à ajouter des éléments d'alliage, à fournir du laitier, à augmenter la productivité et à affiner le bain de soudure50.

Ingrédients de flux pour le revêtement des électrodes SMAW.

Les courbes TGA-DTG présentées aux Fig. 2a et b révèlent une perte de poids en trois étapes lors du chauffage dans la plage de températures de 30 à 1 000 ° C dans un environnement d'azote gazeux. Les résultats des Fig. 2a et b montrent que la courbe TGA chute jusqu'à ce qu'elle devienne parallèle à l'axe de température à environ 866,49 ° C et 849,10 ° C respectivement pour les échantillons de flux basiques et acides. Les pertes de poids de 1, 30 et 0, 81% subies au début de la courbe TGA sur les figures 2a et b étaient dues à l'évaporation et à la déshydratation de l'humidité absorbée et de surface des ingrédients du fondant. Les deuxième et troisième étapes des décompositions majeures de l'échantillon de flux de base de la Fig. 2a se produisent dans les plages de température de 619,45 ° C à 766,36 ° C et de 766,36 ° C à 866,49 ° C avec leur pourcentage de perte de masse de 2,84 et 9,48% respectivement. Alors que pour l'échantillon de flux acide de la Fig. 7b, il se produit dans les plages de température de 665,23 ° C à 745,37 ° C et de 745,37 ° C à 849,10 ° C avec leur pourcentage de perte de masse de 0,81 et 6,73% respectivement qui est attribué à la décomposition thermique des matières volatiles plafonnées dans les mélanges de flux puisque les ingrédients du flux sont des matières inorganiques. Par conséquent, la réduction et l'oxydation étaient épouvantables. Ceci est en accord avec les résultats de Balogun et al.51, Kamli et al.52 et Adeleke et al.53. La somme de la perte de masse observée dans les échantillons de flux des Fig. 2a et b est respectivement de 13,26 et 8,43 %. La moindre perte de masse constatée avec l'échantillon de flux de la Fig. 2b est due au point de fusion élevé de TiO2 et SiO2 (respectivement 1843 et 1710 °C) en tant que principaux oxydes constitutifs du mélange de flux54,55 par rapport à la basse température de fusion de l'oxyde dominant : CaCO3 (825 °C) dans l'échantillon de flux de la Fig. 2a56. Ces variations des températures de fusion des principaux oxydes dans les mélanges de flux ont été bien rapportées par Shi et al.54, Ringdalen et al.55, et Du et al.56. Après une perte de poids successive observée sur les figures 2a et b, on peut conclure que les échantillons de flux utilisés dans les revêtements d'électrodes E1 et E2 ont subi une décomposition en une seule étape, comme le postule Brown57. Les plages de température du processus peuvent être vues à partir de la courbe dérivée (% en poids) des Fig. 2a et b. Étant donné que la courbe TGA ne peut pas indiquer exactement la température spécifique où se produisent la transformation de phase et la cristallinité du système de flux, la dérivée de la TGA a été prise pour déterminer la valeur exacte de la température sous la forme du pic endothermique pour chaque phénomène (transformation de phase) dans le système de flux formulé.

Courbes TGA-DTG montrant les décompositions thermiques (a) du flux basique pour le revêtement d'électrode E1 et (b) du flux acide pour le revêtement d'électrode E2.

Le tableau 4 présente la spectrophotométrie ainsi que les analyses SEM-EDS du métal de base DSS 2205 et des joints soudés réalisés à l'aide des électrodes E1, E2 et C. La composition de la plaque de base de 2205 relève de la norme ASTM A240 de l'acier inoxydable duplex, comme indiqué dans le tableau 4. L'analyse de la composition de E1 et E2 montre une forte diminution de la teneur en chrome (Cr) à 18,94 et 17,04 %, et de la teneur en molybdène (Mo) à 0,06 et 0,08 %, respectivement, ce qui a contribué de manière significative aux faibles valeurs de PREN des joints soudés avec les électrodes E1 et E2 par rapport à le joint soudé réalisé par l'électrode C. Cela correspond légèrement aux valeurs calculées de PREN des phases de ferrite / austénite à partir de l'analyse SEM – EDS. Par conséquent, il est évident que l'initiation des piqûres commence à la phase avec de faibles valeurs de PREN (joints soudés réalisés par E1 et E2) principalement comme mentionné dans le tableau 4. Cela indique un épuisement et une éventuelle précipitation des alliages dans la soudure. Par la suite, une diminution de la teneur en alliage Cr et Mo dans la soudure développée à l'aide des électrodes E1 et E2 et leur faible nombre équivalent de résistance aux piqûres (PREN) indiqué dans le tableau 4 pose un défi pour le maintien de la résistance dans les environnements corrosifs, en particulier les environnements contenant des chlorures. Les teneurs relativement élevées en nickel (Ni) de 11,14 % et la limite acceptable des teneurs en manganèse dans les joints soudés réalisés par les électrodes E1 et E2 pourraient avoir contribué positivement aux propriétés mécaniques des structures soudées utilisées dans un environnement d'eau de mer simulée (Fig. 3). Cette découverte peut être comparée aux travaux de Yuan et Ou58, et Jing et al.48 sur l'effet des compositions élevées en Ni et Mn dans l'amélioration des comportements mécaniques des structures soudées DSS dans un environnement de service difficile.

Résultats des essais de traction (a) UTS et décalage de 0,2 % YS et (b) allongement uniforme et total avec leurs écarts-types.

Les propriétés de traction du matériau de base (BM) et des joints soudés réalisés par les électrodes développées (E1 et E2) et l'électrode achetée dans le commerce (C) ont été évaluées à l'aide de deux courants de soudage différents de 90 A et 110 A. Les figures 3 (a) et (b) présentent l'UTS, 0,2 % de décalage YS et leurs allongements avec des données d'écarts types. Les résultats UTS et YS de décalage de 0,2 % obtenus à partir de la Fig. 3a montrent que les valeurs optimales pour l'échantillon n°1 (BM), l'échantillon n°3 (joint soudé avec E1), l'échantillon n°5 (joint soudé avec E2) et l'échantillon n°6 (joint soudé avec C) sont respectivement de 878 et 616 MPa, 732 et 497 MPa, 687 et 461 MPa et 769 et 549 MPa avec leur norme respective de déviations. Il est évident sur la Fig. 3a que le BM ainsi que les joints soudés avec l'électrode E1 dans les deux conditions de soudage (90 A et 110 A) ; L'électrode E2 à 110 A et les électrodes C dans les deux conditions de soudage (90 A et 110 A) représentant les échantillons n° 1, 2, 3, 6 et 7 respectivement, possèdent au-delà des propriétés de traction minimales recommandées de 450 MPa YS et 620 MPa UTS telles que posées par Grocki32. Les allongements en pourcentage des échantillons soudés avec les électrodes E1, E2 et C représentés par les échantillons n° 2, 3, 4, 5, 6 et 7 à des courants de soudage de 90 A et 110 A respectivement décrivent la ductilité et la solidité de la soudure par rapport au métal de base. L'allongement inférieur est attribué à d'éventuels défauts de soudage ou à des compositions de flux de l'électrode (Fig. 3b). On peut conclure que les BM en acier inoxydable duplex et les joints soudés avec les électrodes E1, E2 et C ont généralement démontré des caractéristiques de traction significativement plus élevées en raison de leur Ni relativement plus élevé (tableau 4), mais cette caractéristique s'est avérée moins efficace dans les joints soudés avec E2 obtenu à partir d'ingrédients de flux acides. L'affirmation est corroborée par Gunn59 sur l'influence de l'alliage de Ni dans l'amélioration des propriétés mécaniques ainsi que dans le contrôle de l'équilibre des phases et de la séparation des éléments dans les joints soudés. Cela confirme en outre le fait que les électrodes développées à partir d'ingrédients de flux de base présentent de meilleures propriétés mécaniques que les électrodes développées à partir de mélanges de flux acides, comme l'ont indiqué Bang et al.60. Par conséquent, une contribution significative aux connaissances existantes sur les performances du joint soudé avec l'électrode nouvellement revêtue (E1) ayant de bonnes propriétés de traction.

Les figures 4a et b montrent les échantillons expérimentés des caractéristiques de micro-dureté Vickers des joints soudés avec les électrodes E1, E2 et C. La figure 4a indique les résultats de dureté obtenus dans une direction de l'échantillon (de WZ à BM) tandis que la figure 4b montre les résultats de dureté obtenus des deux côtés de l'échantillon transversalement. Les valeurs de dureté acquises au soudage pour les échantillons n° 2, 3, 4 et 5 représentant le joint soudé avec les électrodes E1 et E2 pourraient être dues à la constitution de gros grains au cours de la solidification du cycle de soudage. Une forte augmentation de la dureté a été observée au niveau de la HAZ à gros grains et de la HAZ à grains fins de tous les échantillons n ° 2 à 7 (voir le code d'échantillon dans le tableau 2), peut être attribuée au changement possible de la microstructure de la soudure résultant en le précipité riche en chrome (Cr23C6) des échantillons soudés. Les valeurs de dureté des joints soudés des échantillons n° 6 et 7 sur les figures 4a et b sont supérieures à celles des autres échantillons soudés n° 2, 3, 4 et 5 (tableau 2). Cela peut être attribué à la ferrite delta élevée et aux contraintes résiduelles induites dans la soudure ainsi qu'à l'épuisement des composants d'éléments d'alliage tels que Mo et Cr dans les soudures, comme l'affirment Mohammed et al.61, et Nowacki et Lukoje62. Il semble y avoir une cohérence dans les valeurs de dureté de tous les échantillons d'expérimentation considérés dans la zone BM. La tendance des résultats de l'analyse de dureté des échantillons soudés est cohérente avec les conclusions d'autres chercheurs61,63,64.

Valeurs de dureté des joints soudés des échantillons DSS (a) demi-segment de l'échantillon soudé et (b) segment complet du joint soudé.

Les différentes phases présentes dans le DSS 2205 soudé avec les électrodes E1, E2 et C ont été obtenues et les spectres XRD à un angle de diffraction de 2 \ (\ thêta \) sont présentés à la Fig. par Jimenez et al.65. On peut voir que le DSS BM ne révèle que les phases austénite (\(\gamma\)) et ferrite (\(\alpha\)), authentifiant les résultats microstructuraux donnés dans les Figs. 6c, 7c et 9c. Les pics élevés de la phase de ferrite (\(\alpha\)) observés avec le DSS BM et dans le joint soudé avec l'électrode C sont la preuve de sa capacité de résistance à la corrosion car cette phase est destinée à favoriser la résistance à la corrosion de l'acier en raison de la présence d'éléments stabilisateurs de ferrite tels que Cr et Mo qui stabilisent efficacement le film passif du matériau dans un environnement contenant du chlorure, comme l'affirment Davison et Redmond66. Le tableau 5 montre les phases de ferrite-austénite en utilisant la métallographie quantitative. Le rapport des fractions volumiques des phases ferrite-austénite du joint soudé avec l'électrode C atteint approximativement (≈ 1: 1). Les compositions de phase à faible teneur en ferrite (\(\alpha\)) observées dans les soudures avec les électrodes E1 et E2 dans les résultats de la fraction volumique (tableau 5) montrent sa possible sensibilité à un environnement corrosif, corroborée par l'analyse électrochimique (Fig. 10a, b) car la phase de ferrite offre une résistance élevée et une protection contre la fissuration par corrosion sous contrainte causée par le chlorure. Cela a en outre été vérifié par les faibles valeurs de dureté observées dans les soudures avec les électrodes E1 et E2 de la Fig. 4a, b causées par leurs faibles fractions de ferrite dans la structure en acier (tableau 5). La présence d'une phase d'austénite (\(\gamma\)) déséquilibrée et d'une phase de ferrite (\(\alpha\)) dans l'assemblage soudé avec une électrode E2 est une indication de la vulnérabilité pratique de l'acier à une attaque de corrosion uniforme. À l'inverse, les spectres XRD de l'acier biphasé des soudures avec les électrodes E1 et C ainsi que les résultats BM montrent généralement la présence d'éléments stabilisants austénite et ferrite qui ont permis au matériau de trouver des applications dans les industries de génie civil et pétrochimique comme affirmé par Jimenez et al.65 ; Davison et Redmond66 ; Shamanth et al.67.

Spectres XRD des joints soudés du DSS 2205 avec les électrodes E1, E2, C et BM.

Micrographie optique du joint soudé avec l'électrode E1 à différentes géométries de soudure : (a) HAZ montrant la ligne de fusion, (b) HAZ montrant la ligne de fusion à plus fort grossissement, (c) BM indiquant les phases de ferrite-austénite (d) la géométrie de la soudure, (e) montrant la zone de transition proche, (f) HAZ montrant les phases de ferrite-austénite à plus fort grossissement et (g) la zone de soudure montrant les phases de ferrite-austénite.

Micrographie optique du joint soudé avec l'électrode E2 à différentes géométries de soudure : (a) HAZ montrant la ligne de fusion, (b) HAZ montrant la ligne de fusion à plus fort grossissement, (c) BM indiquant les phases de ferrite-austénite (d) la géométrie de la soudure, (e) montrant la zone de transition proche, (f) HAZ montrant les phases de ferrite-austénite à plus fort grossissement et (g) la zone de soudure montrant les phases de ferrite-austénite.

Les figures 6a – c et e – g montrent la structure métallographique des joints DSS soudés avec des électrodes E1 à différentes géométries de soudure (Fig. 6d) indiquant où les micrographies optiques ont été prises à différents grossissements. Les figures 6a, b, f sont les zones de transition des joints soudés signifiant la structure d'équilibre de phase ferrite-austénite. Les figures 7a à c et e à g montrent également l'OM des joints DSS soudés avec des électrodes E2 à différentes géométries de soudure (Fig. 7d) indiquant le point d'analyse de l'OM à différents grossissements. Les figures 7a, b, f sont les zones de transition des joints soudés signifiant l'équilibre de phase ferrite-austénite. L'OM au niveau de la zone de soudure (WZ) est illustré sur les Fig. 6g et 7g respectivement pour les cas de joints soudés avec les électrodes E1 et E2. L'OM au niveau du BM est représenté sur les Fig. 6c, e et 7c, e respectivement pour les cas de joints soudés avec les électrodes E1 et E2. La zone plus claire fait référence à la phase austénite et la zone noir foncé caractérise la phase ferrite. L'équilibre des phases de la zone affectée par la chaleur (HAZ) près de la ligne de fusion, qui indique la formation de précipités de Cr2N, comme on peut le voir sur les micrographies SEM-BSE des Fig. 8a, b, confirmé par les Fig. 9a, b. L'émergence de Cr2N, telle qu'observée dans la phase ferrite des échantillons des Fig. 8a, b et confirmée par l'analyse ponctuelle SEM – EDS ainsi que par la cartographie des lignes EDS des soudures (Fig. 9a – b), a été occasionnée par une température plus élevée pendant le cycle thermique de la soudure qui a accéléré la liaison du chrome et de l'azote car le coefficient de diffusion de l'azote est amélioré par une température élevée dans la soudure. Ces résultats corroborent les études de Ramirez et al.68 et Hereñú et al.69 qui ont montré que le Cr2N précipite généralement dans les grains de ferrite, les joints de grains et l'interface α/\(\gamma\) quelle que soit la teneur en azote, comme l'ont également indiqué d'autres chercheurs70,71.

Micrographies SEM-BSE de (a) joint soudé avec électrode E1 et (b) joint soudé avec électrode E2.

(a) Analyse des points SEM-EDS (1, 2 et 3) du joint soudé avec E2 (b) Cartographie de la ligne EDS du joint soudé avec E1 à travers les soudures pour détecter la présence de précipités.

Les morphologies de surface d'échantillons représentatifs sont illustrées sur les figures 10a à c avec leur EDS respectif. Les figures 10a et b montrent les micrographies SEM du joint soudé avec les électrodes E1 et E2 respectivement au niveau des zones de soudure avec leurs spectres EDS, tandis que la figure 10c montre la micrographie SEM du BM avec les spectres EDS, comprenant des phases d'austénite (\(\gamma\)) et de ferrite (\(\alpha\)) dépourvues de tout précipité. Comme le montrent les spectres EDS de la Fig. 10a, la composition en pourcentage de chrome (21,69 % en poids) et de molybdène (2,65 % en poids) avec 6,25 % en poids de nickel donne relativement une idée de l'équilibre de phase ferrite-austénite dans la microstructure correspondante par rapport à la réduction élevée du chrome (15,97 % en poids) et des teneurs en molybdène (1,06 % en poids) par rapport à la teneur élevée en nickel. contenu (10,08% en poids) dans la microstructure des joints soudés avec des électrodes E2 illustrées à la Fig. 10b avec les spectres EDS. Les formes aciculaires de la structure austénitique avec des grains plus fins observées dans la WZ illustrée à la Fig. 10b, ont confirmé l'épuisement éventuel des éléments ferritisants (Cr et Mo) au niveau de la soudure et des précipités de nitrure de chrome (Cr2N) le long de l'interface des phases ferrite-austénite. Cette affirmation est corroborée par la distribution des particules de précipité le long des limites des phases d'austénite (\(\gamma\)) et de ferrite (\(\alpha\)) des joints soudés DSS72,73,74. Cela a également contribué à sa mauvaise performance à la corrosion puisque Cr est noté comme l'élément principal utilisé pour former le film passif, qui améliore la résistance à la corrosion localisée de l'acier59,75 comme également vérifié sur la Fig. 10b. On peut observer que le BM de la micrographie SEM de la Fig. 10c montre de fortes caractéristiques de raffinement des grains car ses résultats de spectres EDS décrivent une bonne chimie de Cr (23,32 % en poids), Mo (3,33 % en poids) et Ni (6,32 % en poids) en tant qu'éléments d'alliage importants qui valident les microstructures de l'équilibre de phase ferrite-austénite de la structure DSS76. Les résultats de l'analyse des spectres de composition EDS des joints soudés avec l'électrode E1 justifient ses applications en ingénierie structurelle ainsi que dans des environnements légèrement corrosifs puisque les formateurs d'austénite et le stabilisateur de ferrite dans les microstructures sont conformes aux joints soudés standard DSS AISI 220541,72,77.

Micrographies SEM d'un joint soudé avec (a) électrode E1 dans la zone de soudure avec spectres EDS et (b) électrode E2 dans la zone de soudure avec spectres EDS et (c) BM avec spectres EDS.

En réalité, il a été noté que les soudures DSS se solidifient en mode entièrement ferritique (mode F) et les nucléats austénitiques en dessous de la température de solvus ferritique, qui dépend principalement du rapport équivalent chrome et nickel (Creq/Nieq) (> 1,95 est le mode F) de l'acier et a été noté par certains chercheurs78,79 en raison de la forte diffusivité du Cr et du Mo en tant qu'éléments formateurs de ferrite dans la phase ferrite80. Il était évident que le DSS 2205 BM possède des teneurs importantes en Cr et Mo (présente un Creq plus élevé) mais qu'il contient moins de Ni que les joints soudés avec les électrodes E1, E2 et C, qui favorisent un rapport Creq/Nieq plus élevé. Cela ressort également de l'enquête actuelle où le rapport Creq/Nieq déterminé pour le DSS 2205 BM, comme indiqué dans le tableau 4, est supérieur à 1,95. On peut observer que les joints soudés avec les électrodes E1, E2 et C se solidifient en mode austénite-ferrite (mode AF), en mode austénite (mode A) et en mode ferrite-austénite (mode F-A) respectivement en raison d'une teneur plus élevée en Ni et d'une teneur moindre en Cr et Mo dans la soudure, ce qui signifie un rapport Creq/Nieq inférieur à celui du BM, comme indiqué dans le tableau 4. La ferrite primaire présentait une morphologie vermiculaire-ferrite en joint soudé avec E 2 et le rapport Creq/Nieq déterminé était de 1,20 comme mentionné dans le tableau 4.

La figure 11a montre les évolutions du balayage du potentiel de circuit ouvert (OCP) en fonction du temps pour une structure en acier AISI DSS 2205 dans une solution de NaCl à 3,5 %. Il est évident que la courbe OCP se déplace vers des potentiels plus positifs, indiquant l'émergence d'un film passif sur la surface de l'échantillon métallique, et la diminution du potentiel indique une corrosion générale, tandis que des potentiels qui restent presque constants dans le temps indiquent que le film passif formé sur la surface de l'échantillon est stable et adhésif77. La courbe représente tous les substrats des échantillons pour l'expérimentation sont dans des conditions stables dans l'électrolyte contenant une solution de NaCl à 3,5 % sauf l'échantillon n° 7 (joint soudé avec des électrodes C) qui présente une légère instabilité. Cette instabilité pourrait être assimilée à la présence d'ions chlorure (Cl-) dans la solution qui aurait pu considérablement accélérer la réaction de corrosion et ainsi augmenter l'ampleur de la corrosion. L'observation dans le scan OCP sans application de potentiel montre que le Cl- dans la réaction peut avoir un impact sur la capacité de résistance et la stabilité thermodynamique des échantillons dans l'environnement corrosif. Cette affirmation est corroborée par Ma et al.81, et Loto et al.5 sur l'effet de Cl- dans l'accélération de la décomposition passive du film du substrat, facilitant ainsi une détérioration supplémentaire.

Analyse électrochimique d'échantillons de recherche : (a) Évolution de l'OCP en fonction du temps écoulé et (b) Polarisation potentiodynamique d'échantillons dans une solution de 3,5 % de NaCl.

La figure 11b montre l'analyse comparative des courbes de polarisation potentiodynamique (PPC) des joints soudés avec les électrodes E1, E2 et C, exposées à une solution de NaCl à 3,5 %. Le PPC pour BM et les échantillons soudés dans une solution de NaCl à 3,5 % révèlent un comportement passif. Le tableau 5 présente les paramètres d'analyse électrochimique des échantillons obtenus à partir des courbes PPC, tels que Ecorr (potentiel de corrosion) et Epit (potentiel de piqûre) avec les écarts associés. Les échantillons n° 1 et 7 (BM et joint soudé avec électrode C) ont démontré des potentiels de piqûres élevés dans la solution des environnements de chlorure de sodium par rapport aux autres échantillons n° 2 et 5 soudés avec les électrodes E1 et E2 (Fig. 11b). Les caractéristiques de passivation élevées des premiers par rapport aux seconds sont dues à l'équilibre compositionnel microstructural de l'acier (phases austénite et ferrite) et aux concentrations des éléments d'alliage. Cette affirmation est appuyée par Rezendea et al.82 sur le comportement passif subi par DSS dans l'environnement corrosif en raison de la teneur en phases de ferrite et d'austénite de la microstructure. La faible performance des échantillons soudés avec les électrodes E1 et E2 peut être due à l'épuisement des éléments d'alliage critiques comme Cr et Mo au niveau de la zone de soudure (WZ) car la phase de ferrite est stabilisée par eux (Cr et Mo) alors qu'ils agissent comme des alliages de passivation dans la phase austénite de l'acier. L'effet de ces éléments sur la résistance à la corrosion par piqûre est plus important dans la phase austénitique que dans la phase ferritique. Pour cette raison, la phase ferrite subit une passivation plus rapidement que la phase austénite, associée à la première région passive de la courbe de polarisation. Ces éléments ont une influence significative sur la résistance aux piqûres du DSS en raison de leur plus grande résistance à la corrosion par piqûres dans la phase austénite par rapport à la phase ferrite. Par conséquent, le comportement de passivation rapide est davantage ressenti dans la phase ferrite que dans la phase austénitique81. Bien que le Cl- dans la solution ait un fort effet néfaste sur la capacité de passivation du film d'acier83. Par conséquent, la stabilité du film passif de l'échantillon serait considérablement réduite84. Il ressort également du tableau 6 que les potentiels de corrosion (Ecorr) des joints soudés avec des électrodes E1 semblent posséder une légère résistance à la corrosion dans la solution par rapport aux joints soudés avec des électrodes E2. Ceci est en outre corroboré par les faibles valeurs de dureté observées dans les soudures avec les électrodes E1 et E2 de la Fig. 4a, b, causées par leurs faibles fractions de ferrite dans la structure en acier (tableau 5) et leur faible composition en Cr et Mo (tableau 4). On peut conclure que la résistance de l'acier à la corrosion dans des environnements marins simulés augmente avec une diminution du courant de soudage et diminue avec de faibles compositions de Cr et Mo ainsi que de faibles fractions de ferrite. Cette affirmation correspond aux travaux de Salim et al.85 sur les effets des paramètres de soudage tels que le courant de soudage sur l'intégrité à la corrosion de l'acier soudé. Étant donné que le chlorure pénètre dans l'acier par diverses méthodes, y compris l'absorption capillaire et la diffusion, des piqûres (corrosion par piqûres) de formes inégales et de profondeurs variables se forment. Le mécanisme différait considérablement dans les solutions à pH plus élevé où le groupe (OH-) dans l'environnement est simplement attiré par la surface de l'acier, ce qui rend le film passif stable et offre une protection supplémentaire à la surface de l'acier25,86. La résistance optimale à la corrosion des échantillons n° 1 et 7 est largement due à la présence de niveaux élevés de ferrite delta (tableau 5) et d'une quantité substantielle de Cr et de Mo dans la structure en acier (tableau 4), car le niveau de piqûres se trouve principalement au niveau de la structure en phase austénitique des soudures DSS. Par conséquent, la chimie de l'alliage joue un rôle crucial dans les propriétés de corrosion de la soudure87,88. Il a en outre été observé que les échantillons soudés avec des électrodes E1 et C pour cette étude présentaient de faibles valeurs Ecorr de la courbe PPC par rapport aux joints soudés avec des électrodes E2 de la courbe OCP (tableau 5). Par conséquent, la région du début anodique à des potentiels plus faibles. Cette variation peut être attribuée principalement à la stabilisation partielle de la couche passive formée à la surface des échantillons, ainsi qu'à la polarisation cathodique subie avant d'atteindre la stabilisation OCP totale89. Comme le montrent les Fig. 12a et b, les images du profilomètre optique 3D des échantillons de corrosion expérimentés dans différentes conditions de soudage. Il est évident que la taille des piqûres des échantillons augmente avec un potentiel de piqûres plus faible résultant d'un courant de soudage élevé de 110 A (Fig. 12b) par rapport aux formations de taille de piqûres obtenues à partir de joints soudés avec un courant de soudage inférieur de 90 A (Fig. 12a). Cela corrobore l'affirmation de Mohammed90 sur la formation d'une bande de glissement sur la surface de l'échantillon qui perturbe le film passif sur la surface, exposant le substrat à l'environnement de travail d'une solution de NaCl à 3,5 %, faisant ainsi commencer l'attaque du chlorure, conduisant à la dissolution des matériaux.

Micrographie optique 3D d'AISI 2205 soudé à un courant de soudage de (a) 90A et (b) 110A.

L'analyse SEM-EDS du tableau 4 indique que chaque phase austénitique a une valeur PREN plus élevée que la ferrite dans toutes les soudures et le BM. La dégradation de la couche passive du matériau est accélérée par la nucléation par piqûres aux interfaces ferrite/austénite en raison de l'hétérogénéité et de la ségrégation élémentaire qui se produit dans ces zones91. Contrairement à la phase austénitique, où les valeurs équivalentes de résistance aux piqûres (PRE) sont plus élevées, la nucléation par piqûres de la phase ferrite est causée par des valeurs PRE plus faibles (tableau 4). La phase austénitique semble posséder un important stabilisant austénitique (solubilité de N), permettant des concentrations importantes de cet élément et, par conséquent, une plus grande résistance à la corrosion par piqûres92.

La figure 13 montre les courbes de température critique de piqûres pour les soudures E1, E2 et C. Compte tenu de l'augmentation de la densité de courant due à la formation de piqûres à 100 µA/cm2 pendant le test comme indiqué dans la norme ASTM, il est évident que la soudure avec E1@110A a montré la température critique de piqûres la plus basse de 27,5 °C, suivie par la soudure avec E2@90A a montré un CPT de 40 °C et le CPT le plus élevé de 41 °C dans le cas de C@110 A. Les résultats observés sont bien corroborés avec les résultats des tests de polarisation observés.

Température critique de piqûre des soudures avec les électrodes E1, E2 et C.

Les propriétés mécaniques et le comportement à la corrosion des soudures en acier inoxydable duplex utilisant de nouvelles électrodes E1 et E2 ont été étudiés. Les électrodes basiques (E1) et les électrodes acides (E2) pour le procédé SMAW ont été revêtues avec succès à partir des flux formulés avec un facteur de revêtement général de 1,7 mm et des indices de basicité de 2,40 et 0,40 respectivement. La stabilité thermique du flux formulé à l'aide de TGA dans un environnement inerte a été évaluée. La présence de TiO2 élevé (%) dans la matrice de flux améliore la détachabilité du laitier dans la soudure avec l'électrode revêtue de flux acide (E2) qu'avec l'électrode revêtue de flux basique (E1). Bien que les deux électrodes enrobées (E1 et E2) possèdent une bonne capacité d'amorçage d'arc. Les conditions de soudage, en particulier l'apport de chaleur, le courant de soudage et la vitesse, jouent un rôle crucial dans l'obtention d'un équilibre de la phase austénite-ferrite des joints soudés du DSS 2205 ainsi que d'excellentes propriétés mécaniques de la soudure. Les excellentes propriétés de traction présentées par les joints soudés avec l'électrode E1 (offset de 0,2 % YS = 497 MPa et UTS = 732 MPa) ont confirmé que les électrodes enrobées de flux basique à indice de basicité élevé présentent de meilleures propriétés mécaniques par rapport à celles enrobées de flux acide à faible indice de basicité. Il était évident que l'équilibre de phase ferrite-austénite manquait dans les joints soudés des électrodes nouvellement revêtues (E1 et E2), comme l'ont révélé les analyses OES et SEM-EDS des soudures et confirmé par la métallographie quantitative des fractions volumiques dans la soudure ainsi que leurs examens SEM des microstructures. Cela est dû en grande partie à l'épuisement des éléments d'alliage tels que Cr et Mo et à la possible précipitation probable de Cr2N pendant le soudage, comme confirmé par le balayage de ligne EDS. Les faibles valeurs de dureté observées dans les soudures avec les électrodes E1 et E2, causées par leurs faibles fractions de ferrite et les éléments d'alliage dans la structure en acier, sont des validations supplémentaires. Les potentiels de corrosion évidents (Ecorr) des joints soudés avec des électrodes E1 semblent posséder une légère résistance à la corrosion dans la solution par rapport aux joints soudés avec des électrodes E2. Cela valide les performances des joints soudés réalisés par l'électrode nouvellement développée sans composants d'alliage du mélange de flux testé dans un environnement à 3,5 % de NaCl. On peut conclure que la résistance à la corrosion dans des environnements marins simulés augmente avec une diminution du courant de soudage. Par conséquent, les évolutions de carbure et de nitrure et la réduction conséquente de la capacité de résistance à la corrosion des soudures utilisant les électrodes E1 et E2 sont attribuées à un courant de soudage accru entraînant un équilibre de phase déséquilibré des soudures en acier à double usage.

Sur demande, les données mises en œuvre pour cette recherche seront mises à disposition par l'auteur correspondant.

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La gratitude est exprimée par les auteurs à CSIR-TWAS Fellowship en accordant un espace de laboratoire pour l'expérience. Le Dr RK Gupta du CSIR-NML, Jamshedpur, et le professeur S. Pandey de la School of Engineering, Jawaharlal Nehru University, Delhi, Inde sont également remerciés par les auteurs pour leurs précieuses contributions.

Département de génie mécanique, Air Force Institute of Technology, Kaduna, Nigéria

Ibrahim Momoh-Bello Omiogbemi

Chaire professorale Shell, Département de génie mécanique, Université Ahmadu Bello, Zaria, Nigeria

Danjouma Saleh Yawas

Division de l'ingénierie des matériaux, CSIR-National Metallurgical Laboratory, Jamshedpur, Inde

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

Département de génie mécanique, Université Ahmadu Bello, Zaria, Nigeria

Ibrahim Momoh-Bello Omiogbemi et Matthew Olatunde Afolayan

Département de génie métallurgique et des matériaux, Université Ahmadu Bello, Zaria, Nigéria

Emmanuel Toi Dauda

Division de l'ingénierie, CSIR-National Metallurgical Laboratory, Jamshedpur, Inde

Roshan Kumar

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L'IMBO a conceptualisé l'idée de l'étude, réalisé les expériences, analysé scientifiquement les résultats et rédigé le manuscrit. DSY a supervisé la recherche, fourni le matériel et participé à la discussion scientifique du travail. AD a participé aux travaux expérimentaux du manuscrit et au traitement des données. Lors de la discussion du texte, MOA et ETD ont fait quelques bonnes idées et ont supervisé la recherche. RK faisait partie du travail expérimental du manuscrit. SRG a participé aux travaux expérimentaux, au traitement des données et à la rédaction du manuscrit. SGC a supervisé le projet de recherche et fourni le matériel. Le manuscrit a été soigneusement revu par tous les auteurs.

Correspondance à Ibrahim Momoh-Bello Omiogbemi.

Les auteurs ne déclarent aucun intérêt concurrent.

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Reçu : 12 juillet 2022

Accepté : 22 décembre 2022

Publié: 27 décembre 2022

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

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