Composição química do tubo espiralado de aço inoxidável 321 Propriedades mecânicas e comportamento à corrosão de uma solda de aço inoxidável duplex com um novo eletrodo

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Composição química do tubo de bobina de aço inoxidável 321

A composição química da tubulação bobinada de aço inoxidável 321 é a seguinte:
Carbono: 0,08% máx.
- Manganês: 2,00% máx.
- Níquel: 9,00% min

Propriedades mecânicas do tubo de bobina de aço inoxidável 321

De acordo com o fabricante do tubo espiral de aço inoxidável 321, as propriedades mecânicas do tubo espiral de aço inoxidável 321 são tabeladas abaixo: Resistência à tração (psi) Resistência ao escoamento (psi) Alongamento (%)

Aplicações e usos do tubo de bobina de aço inoxidável 321

Em muitas aplicações de engenharia, as propriedades mecânicas e de corrosão das estruturas soldadas de aço inoxidável duplex (DSS) são os fatores mais importantes.O presente estudo investigou as propriedades mecânicas e a resistência à corrosão de soldas de aço inoxidável duplex em um ambiente simulando NaCl a 3,5% usando um novo eletrodo especialmente projetado sem a adição de elementos de liga às amostras de fluxo.Dois tipos diferentes de fluxos com índice básico de 2,40 e 0,40 foram utilizados nos eletrodos E1 e E2 para soldagem de placas de AID, respectivamente.A estabilidade térmica das composições de fluxo foi avaliada utilizando análise termogravimétrica.A composição química, bem como as propriedades mecânicas e de corrosão das juntas soldadas foram avaliadas por espectroscopia de emissão de acordo com diversas normas ASTM.A difração de raios X é usada para determinar as fases presentes nas soldas DSS, e a varredura eletrônica com EDS é usada para inspecionar a microestrutura das soldas.A resistência à tração das juntas soldadas feitas pelos eletrodos E1 ficou na faixa de 715-732 MPa, pelos eletrodos E2 – 606-687 MPa.A corrente de soldagem foi aumentada de 90 A para 110 A e a dureza também foi aumentada.As juntas soldadas com eletrodos E1 revestidos com fluxos básicos apresentam melhores propriedades mecânicas.A estrutura de aço possui alta resistência à corrosão em ambiente com 3,5% de NaCl.Isto confirma a operabilidade das juntas soldadas feitas com eletrodos recentemente desenvolvidos.Os resultados são discutidos em termos do esgotamento de elementos de liga como Cr e Mo observado em soldas com eletrodos revestidos E1 e E2, e a liberação de Cr2N em soldas realizadas com eletrodos E1 e E2.
Historicamente, a primeira menção oficial ao aço inoxidável duplex (ADS) remonta a 1927, quando era utilizado apenas para determinadas peças fundidas e não era utilizado na maioria das aplicações técnicas devido ao seu alto teor de carbono1.Mas posteriormente, o teor padrão de carbono foi reduzido para um valor máximo de 0,03%, e estes aços tornaram-se amplamente utilizados em vários campos2,3.DSS é uma família de ligas com quantidades aproximadamente iguais de ferrita e austenita.A pesquisa mostrou que a fase ferrítica no DSS oferece excelente proteção contra a corrosão sob tensão induzida por cloreto (SCC), que foi uma questão importante para os aços inoxidáveis ​​austeníticos (ASS) no século XX.Por outro lado, em algumas indústrias de engenharia e outras4, a procura de armazenamento está a crescer a uma taxa de até 20% ao ano.Este aço inovador com estrutura bifásica austenítico-ferrítica pode ser obtido por seleção adequada de composição, refino físico-químico e termomecânico.Comparado ao aço inoxidável monofásico, o DSS tem maior resistência ao escoamento e capacidade superior de suportar SCC5, 6, 7, 8. A estrutura duplex confere a esses aços resistência, tenacidade e maior resistência à corrosão inigualáveis ​​em ambientes agressivos contendo ácidos, cloretos de ácido, água do mar e produtos químicos corrosivos9.Devido às flutuações anuais de preços das ligas de níquel (Ni) no mercado geral, a estrutura do DSS, especialmente o tipo de baixo teor de níquel (DSS magro), alcançou muitas conquistas notáveis ​​em comparação com o ferro cúbico de face centrada (FCC)10, 11. O principal O problema dos projetos ASE é que eles estão sujeitos a várias condições adversas.Portanto, vários departamentos de engenharia e empresas estão tentando promover aços inoxidáveis ​​alternativos com baixo teor de níquel (Ni) que tenham desempenho tão bom ou melhor que o ASS tradicional com soldabilidade adequada e sejam usados ​​em aplicações industriais, como trocadores de calor de água do mar e na indústria química.recipiente 13 para ambientes com alta concentração de cloretos.
No progresso tecnológico moderno, a produção soldada desempenha um papel vital.Normalmente, os membros estruturais do DSS são unidos por soldagem a arco com proteção a gás ou soldagem a arco com proteção a gás.A solda é afetada principalmente pela composição do eletrodo utilizado para soldagem.Os eletrodos de soldagem consistem em duas partes: metal e fluxo.Na maioria das vezes, os eletrodos são revestidos com fluxo, uma mistura de metais que, quando decompostos, liberam gases e formam uma escória protetora para proteger a solda de contaminação, aumentar a estabilidade do arco e adicionar um componente de liga para melhorar a qualidade da soldagem14 .Ferro fundido, alumínio, aço inoxidável, aço macio, aço de alta resistência, cobre, latão e bronze são alguns dos metais dos eletrodos de soldagem, enquanto celulose, pó de ferro e hidrogênio são alguns dos materiais de fluxo usados.Às vezes, sódio, titânio e potássio também são adicionados à mistura de fluxo.
Alguns pesquisadores têm tentado estudar o efeito da configuração do eletrodo na integridade mecânica e à corrosão de estruturas de aço soldadas.Singh et al.15 investigaram o efeito da composição do fluxo no alongamento e na resistência à tração de soldas soldadas por arco submerso.Os resultados mostram que CaF2 e NiO são os principais determinantes da resistência à tração em comparação com a presença de FeMn.Chirag et al.16 investigaram compostos SMAW variando a concentração de rutilo (TiO2) em uma mistura de fluxo de eletrodo.Verificou-se que as propriedades de microdureza aumentaram devido ao aumento da porcentagem e migração de carbono e silício.Kumar [17] estudou o projeto e desenvolvimento de fluxos aglomerados para soldagem por arco submerso de chapas de aço.Nwigbo e Atuanya18 investigaram o uso de ligantes de silicato de sódio ricos em potássio para a produção de fluxos de soldagem a arco e encontraram soldas com alta resistência à tração de 430 MPa e uma estrutura de grão aceitável.Lothongkum et al.19 utilizaram um método potenciocinético para estudar a fração volumétrica de austenita em aço inoxidável duplex 28Cr–7Ni–O–0,34N em uma solução saturada de ar de NaCl na concentração de 3,5% em peso.sob condições de pH.e 27°C.Os aços inoxidáveis ​​duplex e micro duplex apresentam o mesmo efeito do nitrogênio no comportamento de corrosão.O nitrogênio não afetou o potencial ou taxa de corrosão em pH 7 e 10, entretanto, o potencial de corrosão em pH 10 foi menor do que em pH 7. Por outro lado, em todos os níveis de pH estudados, o potencial começou a aumentar com o aumento do teor de nitrogênio. .Lacerda e cols.20 estudaram o pite dos aços inoxidáveis ​​duplex UNS S31803 e UNS S32304 em solução de NaCl a 3,5% usando polarização potenciodinâmica cíclica.Em uma solução de NaCl a 3,5% em peso, foram encontrados sinais de corrosão nas duas placas de aço investigadas.O aço UNS S31803 tem maior potencial de corrosão (Ecorr), potencial de corrosão (Epit) e resistência à polarização (Rp) do que o aço UNS S32304.O aço UNS S31803 possui maior repassividade que o aço UNS S32304.De acordo com um estudo de Jiang et al.[21], o pico de reativação correspondente à fase dupla (fase austenita e ferrita) do aço inoxidável duplex inclui até 65% da composição de ferrita, e a densidade da corrente de reativação da ferrita aumenta com o aumento do tempo de tratamento térmico.É bem conhecido que as fases austenítica e ferrítica apresentam diferentes reações eletroquímicas em diferentes potenciais eletroquímicos .Abdo et al.25 usaram medidas potenciodinâmicas de espectroscopia de polarização e espectroscopia de impedância eletroquímica para estudar a corrosão induzida eletroquimicamente da liga 2205 DSS soldada a laser em água do mar artificial (3,5% NaCl) sob condições de acidez e alcalinidade variadas.Corrosão por picada foi observada nas superfícies expostas das amostras de DSS testadas.Com base nesses achados, foi estabelecido que existe uma relação proporcional entre o pH do meio solúvel e a resistência do filme formado no processo de transferência de carga, o que afeta diretamente a formação do pite e sua especificação.O objetivo deste estudo foi compreender como uma composição de eletrodo de soldagem recentemente desenvolvida afeta a integridade mecânica e resistente ao desgaste do DSS 2205 soldado em um ambiente com 3,5% de NaCl.
Os minerais de fluxo (ingredientes) usados ​​nas formulações de revestimento de eletrodo foram Carbonato de Cálcio (CaCO3) do Distrito de Obajana, Estado de Kogi, Nigéria, Fluoreto de Cálcio (CaF2) do Estado de Taraba, Nigéria, Dióxido de Silício (SiO2), Pó de Talco (Mg3Si4O10(OH ) )2) e rutilo (TiO2) foram obtidos de Jos, Nigéria, e caulim (Al2(OH)4Si2O5) foi obtido de Kankara, estado de Katsina, Nigéria.O silicato de potássio é usado como aglutinante e é obtido na Índia.
Conforme mostrado na Tabela 1, os óxidos constituintes foram pesados ​​independentemente em balança digital.Foi então misturado com um ligante de silicato de potássio (23% em peso) em um misturador elétrico (modelo: 641-048) da Indian Steel and Wire Products Ltd. (ISWP) por 30 minutos para obter uma pasta semissólida homogênea.O fluxo misto úmido é prensado em um formato cilíndrico a partir da máquina de briquetagem e alimentado na câmara de extrusão a uma pressão de 80 a 100 kg/cm2, e da câmara de alimentação de arame é alimentado na extrusora de arame inoxidável de 3,15 mm de diâmetro.O fluxo é alimentado através de um sistema bocal/matriz e injetado na extrusora para extrusar os eletrodos.Foi obtido um fator de cobertura de 1,70 mm, onde o fator de cobertura é definido como a razão entre o diâmetro do eletrodo e o diâmetro do fio.Em seguida, os eletrodos revestidos foram secos ao ar por 24 horas e depois calcinados em forno mufla (modelo PH-248-0571/5448) a 150–250 °C\(-\) por 2 horas.Use a equação para calcular a alcalinidade do fluxo.(1) 26;
A estabilidade térmica das amostras de fluxo das composições E1 e E2 foi determinada utilizando análise termogravimétrica (TGA).Uma amostra de aproximadamente 25,33 mg de fluxo foi carregada no TGA para análise.Os experimentos foram realizados em meio inerte obtido por fluxo contínuo de N2 a uma taxa de 60 ml/min.A amostra foi aquecida de 30°C a 1000°C a uma taxa de aquecimento de 10°C/min.Seguindo os métodos mencionados por Wang et al.27, Xu et al.28 e Dagwa et al.29, a decomposição térmica e a perda de peso das amostras em determinadas temperaturas foram avaliadas a partir de gráficos TGA.
Processe duas placas DSS de 300 x 60 x 6 mm para preparar a soldagem.A ranhura em V foi projetada com uma folga de raiz de 3mm, furo de raiz de 2mm e um ângulo de ranhura de 60°.A placa foi então enxaguada com acetona para remover possíveis contaminantes.Soldar as placas utilizando um soldador de arco metálico blindado (SMAW) com eletrodo de corrente contínua de polaridade positiva (DCEP) utilizando eletrodos revestidos (E1 e E2) e um eletrodo de referência (C) com diâmetro de 3,15 mm.A Usinagem por Descarga Elétrica (EDM) (Modelo: Excetek-V400) foi usada para usinar corpos de prova de aço soldados para testes mecânicos e caracterização de corrosão.A Tabela 2 mostra o código e a descrição do exemplo, e a Tabela 3 mostra os vários parâmetros operacionais de soldagem usados ​​para soldar a placa DSS.A equação (2) é usada para calcular a entrada de calor correspondente.
Utilizando um espectrômetro de emissão óptica (OES) Bruker Q8 MAGELLAN com comprimento de onda de 110 a 800 nm e software de banco de dados SQL, foi determinada a composição química das juntas soldadas dos eletrodos E1, E2 e C, bem como das amostras do metal base.usa a lacuna entre o eletrodo e a amostra de metal sob teste. Gera energia elétrica na forma de uma faísca.Uma amostra dos componentes é vaporizada e pulverizada, seguida de excitação atômica, que posteriormente emite um espectro de linha específico31.Para análise qualitativa da amostra, o tubo fotomultiplicador mede a presença de um espectro dedicado para cada elemento, bem como a intensidade do espectro.Em seguida, use a equação para calcular o número equivalente de resistência à corrosão (PREN).(3) O rácio 32 e o diagrama de estado da WRC 1992 são utilizados para calcular os equivalentes de crómio e níquel (Creq e Nieq) a partir das equações.(4) e (5) são 33 e 34 respectivamente;
Observe que o PREN leva em consideração apenas o impacto positivo dos três elementos principais Cr, Mo e N, enquanto o fator de nitrogênio x está na faixa de 16-30.Normalmente, x é selecionado na lista de 16, 20 ou 30. Em pesquisas sobre aços inoxidáveis ​​duplex, um valor intermediário de 20 é mais comumente usado para calcular os valores PREN35,36.
As juntas soldadas feitas com diferentes eletrodos foram testadas quanto à tração em uma máquina de testes universal (Instron 8800 UTM) a uma taxa de deformação de 0,5 mm/min de acordo com a ASTM E8-21.A resistência à tração (UTS), a resistência ao cisalhamento de 0,2% (YS) e o alongamento foram calculados de acordo com ASTM E8-2137.
As soldagens do DSS 2205 foram primeiro retificadas e polidas usando diferentes tamanhos de grão (120, 220, 320, 400, 600, 800, 1000 e 1200) antes da análise de dureza.Os corpos de prova soldados foram confeccionados com eletrodos E1, E2 e C. A dureza é medida em 10 (dez) pontos do centro da solda ao metal base com intervalo de 1 mm.
Difratômetro de raios X (D8 Discover, Bruker, Alemanha) configurado com software Bruker XRD Commander para coleta de dados e radiação Cu-K-α filtrada por Fe com energia de 8,04 keV correspondente a comprimento de onda de 1,5406 Å e taxa de varredura de 3 ° Faixa de varredura (2θ) min-1 é de 38 a 103° para análise de fase com eletrodos E1, E2 e C e BM presentes em soldas DSS.O método de refinamento de Rietveld foi utilizado para indexar as fases constituintes utilizando o software MAUD descrito por Lutterotti39.Com base na ASTM E1245-03, foi realizada uma análise metalográfica quantitativa de imagens microscópicas das juntas soldadas dos eletrodos E1, E2 e C, utilizando o software Image J40.Os resultados do cálculo da fração volumétrica da fase ferrita-austenítica, seu valor médio e desvio são apresentados na Tabela.5. Conforme mostrado na configuração de amostra na fig.6d, análise de microscopia óptica (MO) foi realizada em PM e juntas soldadas com eletrodos E1 e E2 para estudar a morfologia das amostras.As amostras foram polidas com lixas de carbeto de silício (SiC) de granulação 120, 220, 320, 400, 600, 800, 1000, 1200, 1500 e 2000.As amostras foram então gravadas eletroliticamente em solução aquosa de ácido oxálico a 10% em temperatura ambiente e voltagem de 5 V por 10 s e colocadas em um microscópio óptico LEICA DM 2500 M para caracterização morfológica.O polimento adicional da amostra foi realizado usando papel de carboneto de silício (SiC) de grão 2500 para análise SEM-BSE.Além disso, as juntas soldadas foram examinadas quanto à microestrutura usando um microscópio eletrônico de varredura de emissão de campo de ultra-alta resolução (MEV) (FEI NOVA NANOSEM 430, EUA) equipado com um EMF.Uma amostra de 20 × 10 × 6 mm foi triturada usando várias lixas de SiC variando em tamanho de 120 a 2500. As amostras foram gravadas eletroliticamente em 40 g de NaOH e 100 ml de água destilada a uma voltagem de 5 V por 15 s, e então montado em um porta-amostras, localizado na câmara de MEV, para análise de amostras após purga da câmara com nitrogênio.Um feixe de elétrons gerado por um filamento de tungstênio aquecido cria uma grade na amostra para produzir imagens em várias ampliações, e os resultados de EMF foram obtidos usando os métodos de Roche et al.41 e Mokobi 42.
Um método de polarização potenciodinâmica eletroquímica de acordo com ASTM G59-9743 e ASTM G5-1444 foi utilizado para avaliar o potencial de degradação de placas DSS 2205 soldadas com eletrodos E1, E2 e C em ambiente de 3,5% de NaCl.Os testes eletroquímicos foram realizados utilizando um aparelho Potentiostat-Galvanostat/ZRA controlado por computador (modelo: PC4/750, Gamry Instruments, EUA).O teste eletroquímico foi realizado em uma configuração de teste de três eletrodos: DSS 2205 como eletrodo de trabalho, eletrodo de calomelano saturado (SCE) como eletrodo de referência e haste de grafite como contraeletrodo.As medições foram realizadas em uma célula eletroquímica, em que a área de ação da solução era a área do eletrodo de trabalho 0,78 cm2.As medições foram feitas entre potenciais de -1,0 V a +1,6 V em um OCP pré-estabilizado (em relação ao OCP) a uma taxa de varredura de 1,0 mV/s.
Testes eletroquímicos de temperatura crítica de pite foram realizados em NaCl 3,5% para avaliar a resistência ao pite de soldas feitas com eletrodos E1, E2 e C.claramente no potencial de corrosão no PB (entre as regiões passiva e transpassiva), e amostras soldadas com E1, E2, Eletrodos C. Portanto, as medições CPT são realizadas para determinar com precisão o potencial de corrosão dos consumíveis de soldagem.O teste CPT foi conduzido de acordo com relatórios de solda de aço inoxidável duplex45 e ASTM G150-1846.De cada um dos aços a serem soldados (S-110A, E1-110A, E2-90A), foram cortadas amostras com área de 1 cm2, incluindo a base, a solda e as zonas HAZ.As amostras foram polidas usando lixa e uma pasta de pó de alumina de 1 µm de acordo com procedimentos padrão de preparação de amostras metalográficas.Após o polimento, as amostras foram limpas ultrassonicamente em acetona por 2 min.Uma solução de teste de NaCl a 3,5% foi adicionada à célula de teste CPT e a temperatura inicial foi ajustada para 25°C usando um termostato (Neslab RTE-111).Após atingir a temperatura inicial de teste de 25°C, o gás Ar foi soprado por 15 min, depois as amostras foram colocadas na célula e o FCO foi medido por 15 min.A amostra foi então polarizada aplicando uma tensão de 0,3 V a uma temperatura inicial de 25°C, e a corrente foi medida durante 10 min45.Comece a aquecer a solução a uma taxa de 1 °C/min a 50 °C.Durante o aquecimento da solução de teste, o sensor de temperatura é usado para monitorar continuamente a temperatura da solução e armazenar dados de tempo e temperatura, e o potenciostato/galvanostato é usado para medir a corrente.Um eletrodo de grafite foi utilizado como contraeletrodo e todos os potenciais foram medidos em relação ao eletrodo de referência Ag/AgCl.A purga de argônio foi realizada durante todo o teste.
Na fig.1 mostra a composição (em porcentagem em peso) dos componentes de fluxo F1 e F2 utilizados para a produção de eletrodos alcalinos (E1) e ácidos (E2), respectivamente.O índice de basicidade do fluxo é usado para prever as propriedades mecânicas e metalúrgicas de juntas soldadas.F1 é o componente do fluxo usado para revestir os eletrodos E1, que é chamado de fluxo alcalino porque seu índice básico é > 1,2 (ou seja, 2,40), e F2 é o fluxo usado para revestir os eletrodos E2, chamado de fluxo ácido devido à sua basicidade índice < 0,9 (ou seja, 2,40).0,40).É claro que eletrodos revestidos com fluxos básicos, na maioria dos casos, apresentam melhores propriedades mecânicas do que eletrodos revestidos com fluxos ácidos.Esta característica é função da dominância do óxido básico no sistema de composição do fluxo para o eletrodo E1.Pelo contrário, a remoção de escória (separabilidade) e o baixo respingo observados em juntas soldadas com eletrodos E2 são característicos de eletrodos com revestimento de fluxo ácido com alto teor de rutilo.Esta observação é consistente com as descobertas de Gill47 de que o efeito do conteúdo de rutilo na destacabilidade da escória e os baixos respingos dos eletrodos revestidos com fluxo ácido contribuem para o rápido congelamento da escória.O caulim no sistema de fluxo usado para revestir os eletrodos E1 e E2 foi usado como lubrificante, e o pó de talco melhorou a extrusabilidade dos eletrodos.Os ligantes de silicato de potássio em sistemas de fluxo contribuem para uma melhor ignição do arco e estabilidade de desempenho e, além de suas propriedades adesivas, melhoram a separação da escória em produtos soldados.Como o CaCO3 é um disjuntor líquido (quebrador de escória) no fluxo e tende a gerar muita fumaça durante a soldagem devido à decomposição térmica em CaO e cerca de 44% de CO2, o TiO2 (como formador de rede / formador de escória) ajuda a reduzir a quantidade de fumaça durante a soldagem.soldagem e, assim, melhorar a destacabilidade da escória, conforme sugerido por Jing et al.48.O Fluorine Flux (CaF2) é um fluxo quimicamente agressivo que melhora a limpeza da solda.Jastrzębska et al.49 relataram o efeito da composição de fluoreto desta composição de fluxo nas propriedades de limpeza da solda.Tipicamente, o fluxo é adicionado à área de solda para melhorar a estabilidade do arco, adicionar elementos de liga, acumular escória, aumentar a produtividade e melhorar a qualidade da poça de fusão 50.
As curvas TGA-DTG mostradas nas Figs.2a e 2b mostram uma perda de peso em três estágios após aquecimento na faixa de temperatura de 30 a 1000°C em atmosfera de nitrogênio.Os resultados nas Figuras 2a e b mostram que para amostras de fluxo básico e ácido, a curva TGA cai diretamente até finalmente ficar paralela ao eixo da temperatura, em torno de 866,49°C e 849,10°C respectivamente.A perda de peso de 1,30% e 0,81% no início das curvas TGA nas Fig. 2a e 2b é devida à umidade absorvida pelos componentes do fluxo, bem como à evaporação e desidratação da umidade superficial.As principais decomposições das amostras do fluxo principal no segundo e terceiro estágios da fig.2a ocorreu nas faixas de temperatura 619,45°C–766,36°C e 766,36°C–866,49°C, e o percentual de perda de peso foi de 2,84 e 9,48%., respectivamente.Enquanto para as amostras de fluxo ácido na Fig. 7b, que estavam nas faixas de temperatura de 665,23°C-745,37°C e 745,37°C-849,10°C, sua perda percentual de peso foi de 0,81 e 6,73%, respectivamente, o que foi atribuído a decomposição termal.Como os componentes do fluxo são inorgânicos, os voláteis estão limitados à mistura do fluxo.Portanto, a redução e a oxidação são terríveis.Isto é consistente com os resultados de Balogun et al.51, Kamli et al.52 e Adeleke et al.53.A soma da perda de massa da amostra de fluxo observada na fig.2a e 2b é 13,26% e 8,43%, respectivamente.Menor perda de massa de amostras de fluxo na fig.2b se deve aos altos pontos de fusão do TiO2 e SiO2 (1843 e 1710°C respectivamente) como os principais óxidos que compõem a mistura de fluxo54,55, enquanto o TiO2 e o SiO2 apresentam pontos de fusão mais baixos.ponto de fusão Óxido primário: CaCO3 (825 °C) na amostra de fluxo na fig.2a56.Essas mudanças no ponto de fusão de óxidos primários em misturas de fluxo são bem relatadas por Shi et al.54, Ringdalen et al.55 e Du et al.56.Observando a perda contínua de peso nas Figuras 2a e 2b, pode-se concluir que as amostras de fluxo utilizadas nos revestimentos dos eletrodos E1 e E2 sofrem decomposição em uma etapa, conforme sugerido por Brown57.A faixa de temperatura do processo pode ser vista nas curvas derivadas (% em peso) na fig.2a e b.Como a curva TGA não pode descrever com precisão a temperatura específica na qual o sistema de fluxo sofre mudança de fase e cristalização, a derivada TGA é usada para determinar o valor exato da temperatura de cada fenômeno (mudança de fase) como um pico endotérmico para preparar o sistema de fluxo.
Curvas TGA-DTG mostrando decomposição térmica de (a) fluxo alcalino para revestimento de eletrodo E1 e (b) fluxo ácido para revestimento de eletrodo E2.
A Tabela 4 apresenta os resultados da análise espectrofotométrica e da análise SEM-EDS do metal base DSS 2205 e das soldas realizadas com eletrodos E1, E2 e C.E1 e E2 mostraram que o teor de cromo (Cr) diminuiu acentuadamente para 18,94 e 17,04%, e o teor de molibdênio (Mo) foi de 0,06 e 0,08%, respectivamente.os valores das soldas com eletrodos E1 e E2 são menores.Isto está ligeiramente alinhado com o valor PREN calculado para a fase ferrítico-austenítica da análise SEM-EDS.Portanto, pode-se observar que o pite inicia-se na etapa com baixos valores de PREN (soldas de E1 e E2), basicamente conforme descrito na Tabela 4. Isto é indicativo de esgotamento e possível precipitação da liga na solda.Posteriormente, a redução do teor de elementos de liga Cr e Mo nas soldas produzidas com os eletrodos E1 e E2 e seus baixos valores equivalentes de pite (PREN) são mostrados na Tabela 4, o que cria um problema para manutenção da resistência em ambientes agressivos, especialmente em ambientes clorados.-contendo ambiente.O teor relativamente alto de níquel (Ni) de 11,14% e o limite permitido de teor de manganês nas juntas soldadas dos eletrodos E1 e E2 podem ter tido um efeito positivo nas propriedades mecânicas das soldagens utilizadas em condições que simulam a água do mar (Fig. 3). ).foram feitos usando o trabalho de Yuan e Oy58 e Jing et al.48 sobre o efeito de composições com alto teor de níquel e manganês na melhoria das propriedades mecânicas de estruturas soldadas de DSS sob condições operacionais severas.
Resultados do teste de tração para (a) UTS e 0,2% sag YS e (b) alongamento uniforme e total e seus desvios padrão.
As propriedades de resistência do material base (BM) e das juntas soldadas feitas a partir dos eletrodos desenvolvidos (E1 e E2) e um eletrodo comercialmente disponível (C) foram avaliadas em duas diferentes correntes de soldagem de 90 A e 110 A. 3(a) e (b) mostrar UTS, YS com deslocamento de 0,2%, juntamente com seus dados de alongamento e desvio padrão.Os resultados de compensação UTS e YS de 0,2% obtidos nas Figs.3a mostram os valores ótimos para a amostra nº.1 (BM), amostra nº.3 (solda E1), amostra nº.5 (solda E2) e amostra nº.6 (soldas com C) são 878 e 616 MPa, 732 e 497 MPa, 687 e 461 MPa e 769 e 549 MPa, respectivamente, e seus respectivos desvios padrão.Da fig.110 A) são amostras numeradas 1, 2, 3, 6 e 7, respectivamente, com propriedades de tração mínimas recomendadas superiores a 450 MPa no ensaio de tração e 620 MPa no ensaio de tração proposto por Grocki32.O alongamento dos corpos de prova de soldagem com eletrodos E1, E2 e C, representados pelas amostras nº 2, nº 3, nº 4, nº 5, nº 6 e nº 7, nas correntes de soldagem de 90 A e 110 A, respectivamente, reflete plasticidade e honestidade.relação aos metais básicos.O menor alongamento foi explicado por possíveis defeitos de soldagem ou pela composição do fluxo do eletrodo (Fig. 3b).Pode-se concluir que o aço inoxidável duplex BM e as juntas soldadas com eletrodos E1, E2 e C em geral apresentam propriedades de tração significativamente maiores devido ao seu teor relativamente alto de níquel (Tabela 4), mas esta propriedade foi observada em juntas soldadas.E2 menos eficaz é obtido a partir da composição ácida do fluxo.Gunn59 demonstrou o efeito das ligas de níquel na melhoria das propriedades mecânicas de juntas soldadas e no controle do equilíbrio de fases e distribuição dos elementos.Isto confirma novamente o fato de que eletrodos feitos de composições de fluxo básico têm melhores propriedades mecânicas do que eletrodos feitos de misturas de fluxo ácido, como sugerido por Bang et al.60.Assim, uma contribuição significativa foi dada ao conhecimento existente sobre as propriedades da junta soldada do novo eletrodo revestido (E1) com boas propriedades de tração.
Na fig.As Figuras 4a e 4b mostram as características de microdureza Vickers de amostras experimentais de juntas soldadas dos eletrodos E1, E2 e C. 4a mostram os resultados de dureza obtidos em uma direção da amostra (de WZ a BM), e na fig.4b mostra os resultados de dureza obtidos em ambos os lados da amostra.Os valores de dureza obtidos durante a soldagem das amostras nºs 2, 3, 4 e 5, que são juntas soldadas com eletrodos E1 e E2, podem ser devidos à estrutura de granulação grossa durante a solidificação nos ciclos de soldagem.Um aumento acentuado na dureza foi observado tanto na ZAC de granulação grossa quanto na ZAC de granulação fina de todas as amostras Nos. 2-7 (ver códigos de amostra na Tabela 2), o que pode ser explicado por uma possível mudança na microestrutura de a solda resultante de amostras de solda de cromo é rica em emissões (Cr23C6).Em comparação com outras amostras de soldagem 2, 3, 4 e 5, os valores de dureza das juntas soldadas das amostras nº 6 e 7 nas Figs.4a e 4b acima (Tabela 2).Segundo Mohammed et al.61 e Nowacki e Lukoje62, isso pode ser devido ao alto valor de δ da ferrita e às tensões residuais induzidas na solda, bem como ao esgotamento de elementos de liga como Mo e Cr na solda.Os valores de dureza de todas as amostras experimentais consideradas na área de BM parecem ser consistentes.A tendência nos resultados da análise de dureza dos corpos de prova soldados é consistente com as conclusões de outros pesquisadores61,63,64.
Valores de dureza de juntas soldadas de corpos de prova de AID (a) meia seção de corpos de prova soldados e (b) seção completa de juntas soldadas.
As diversas fases presentes no AID 2205 soldado com eletrodos E1, E2 e C foram obtidas e os espectros de DRX para o ângulo de difração 2\(\theta\) são mostrados na Figura 5. Picos de austenita (\(\gamma\) ) e ferrita (\(\alpha\)) foram identificadas em ângulos de difração de 43° e 44°, confirmando conclusivamente que a composição da solda é de aço inoxidável 65 bifásico.que o DSS BM apresenta apenas fases austenítica (\(\gamma\)) e ferrítica (\(\alpha\)), confirmando os resultados microestruturais apresentados nas Figuras 1 e 2. 6c, 7c e 9c.A fase ferrítica (\(\alpha\)) observada com o AID BM e o pico elevado na solda ao eletrodo C são indicativos de sua resistência à corrosão, uma vez que esta fase visa aumentar a resistência à corrosão do aço, como Davison e Redmond66 afirmou, a presença de elementos estabilizadores de ferrita, como Cr e Mo, estabiliza efetivamente o filme passivo do material em ambientes contendo cloreto.A Tabela 5 mostra a fase ferrita-austenítica por metalografia quantitativa.A proporção da fração volumétrica da fase ferrita-austenítica nas juntas soldadas do eletrodo C é alcançada aproximadamente (≈1:1).A composição da fase de baixa ferrita (\(\alpha\)) das soldagens usando eletrodos E1 e E2 nos resultados da fração volumétrica (Tabela 5) indica uma possível sensibilidade a um ambiente corrosivo, o que foi confirmado por análise eletroquímica.confirmado (Fig. 10a, b)), uma vez que a fase ferrita fornece alta resistência e proteção contra corrosão sob tensão induzida por cloreto.Isto é ainda confirmado pelos baixos valores de dureza observados nas soldas dos eletrodos E1 e E2 na fig.4a,b, que são causadas pela baixa proporção de ferrita na estrutura de aço (Tabela 5).A presença de fases austenítica (\(\gamma\)) e ferrítica (\(\alpha\)) desequilibradas em juntas soldadas usando eletrodos E2 indica a real vulnerabilidade do aço ao ataque uniforme de corrosão.Pelo contrário, os espectros XPA de aços bifásicos de juntas soldadas com eletrodos E1 e C, juntamente com os resultados do BM, geralmente indicam a presença de elementos estabilizadores austeníticos e ferríticos, o que torna o material útil na construção civil e na indústria petroquímica. , porque argumentou Jimenez et al.65;Davidson & Redmond66;Shamant e outros67.
Micrografias ópticas de juntas soldadas de eletrodos E1 com diferentes geometrias de solda: (a) ZTA mostrando a linha de fusão, (b) ZTA mostrando a linha de fusão em maior ampliação, (c) BM para a fase ferrítico-austenítica, (d) geometria da solda , (e) Mostra a zona de transição próxima, (f) HAZ mostra a fase ferrítico-austenítica em maior ampliação, (g) A zona de solda mostra a fase ferrítico-austenítica Fase de tração.
Micrografias ópticas de soldas de eletrodo E2 em várias geometrias de solda: (a) HAZ mostrando a linha de fusão, (b) HAZ mostrando a linha de fusão em maior ampliação, (c) BM para a fase granel ferrítico-austenítica, (d) geometria de solda, (e) mostrando a zona de transição nas proximidades, (f) ZTA mostrando a fase ferrítico-austenítica em maior ampliação, (g) zona de soldagem mostrando a fase ferrítico-austenítica.
As Figuras 6a-c e, por exemplo, mostram a estrutura metalográfica das juntas DSS soldadas usando um eletrodo E1 em várias geometrias de soldagem (Figura 6d), indicando onde as micrografias ópticas foram tiradas em diferentes ampliações.Na fig.6a, b, f – zonas de transição de juntas soldadas, demonstrando a estrutura de equilíbrio de fases da ferrita-austenita.As Figuras 7a-c e, por exemplo, também mostram o OM de uma junta DSS soldada usando um eletrodo E2 em várias geometrias de soldagem (Figura 7d), representando os pontos de análise do OM em diferentes ampliações.Na fig.7a,b,f mostram a zona de transição de uma junta soldada em equilíbrio ferrítico-austenítico.OM na zona de soldagem (WZ) é mostrado na fig.1 e fig.2. Soldas para eletrodos E1 e E2 6g e 7g, respectivamente.OM no BM é mostrado nas Figuras 1 e 2. Na fig.6c, e e 7c, e mostram o caso de juntas soldadas com eletrodos E1 e E2, respectivamente.A área clara é a fase austenita e a área preta escura é a fase ferrita.O equilíbrio de fases na zona afetada pelo calor (HAZ) perto da linha de fusão indicou a formação de precipitados de Cr2N, como mostrado nas micrografias SEM-BSE nas Figs.8a,b e confirmado na fig.9a,b.A presença de Cr2N observada na fase ferrita das amostras das Figs.8a, b e confirmado pela análise pontual SEM-EMF e diagramas de linhas EMF de peças soldadas (Fig. 9a-b), é devido à maior temperatura de calor de soldagem.A circulação acelera a introdução de cromo e nitrogênio, pois a alta temperatura na solda aumenta o coeficiente de difusão do nitrogênio.Esses resultados apoiam estudos de Ramirez et al.68 e Herenyu et al.69 mostrando que, independentemente do teor de nitrogênio, o Cr2N é geralmente depositado em grãos de ferrita, limites de grão e limites α/\(\gamma\), como também sugerido por outros pesquisadores.70,71.
(a) análise spot SEM-EMF (1, 2 e 3) de uma junta soldada com E2;
A morfologia da superfície de amostras representativas e seus CEM correspondentes são mostrados nas Figs.10a-c.Na fig.As Figuras 10a e 10b mostram micrografias SEM e seus espectros EMF de juntas soldadas usando eletrodos E1 e E2 na zona de soldagem, respectivamente, e na fig.10c mostra micrografias SEM e espectros EMF de OM contendo fases de austenita (\(\gamma\)) e ferrita (\(\alpha\)) sem quaisquer precipitados.Como mostrado no espectro EDS na Fig. 10a, a porcentagem de Cr (21,69% em peso) e Mo (2,65% em peso) em comparação com 6,25% em peso de Ni dá uma noção do equilíbrio correspondente da fase ferrita-austenítica.Microestrutura com alta redução no teor de cromo (15,97% em peso) e molibdênio (1,06% em peso) em comparação com alto teor de níquel (10,08% em peso) na microestrutura da junta soldada do eletrodo E2, mostrada em Figo.1. Compare.Espectro EMF 10b.A forma acicular com estrutura austenítica de granulação mais fina vista na WZ mostrada na fig.A Figura 10b confirma o possível esgotamento dos elementos ferritizantes (Cr e Mo) na solda e a precipitação do nitreto de cromo (Cr2N) – a fase austenítica.A distribuição das partículas de precipitação ao longo dos limites das fases austenítica (\(\gamma\)) e ferrítica (\(\alpha\)) das juntas soldadas do DSS confirma esta afirmação72,73,74.Isso também resulta em seu baixo desempenho à corrosão, uma vez que o Cr é considerado o principal elemento na formação de um filme passivo que melhora a resistência à corrosão local do aço59,75 conforme mostrado na Figura 10b.Pode-se observar que o BM na micrografia SEM na Fig. 10c mostra forte refinamento de grão, pois os resultados do espectro EDS mostram Cr (23,32% em peso), Mo (3,33% em peso) e Ni (6,32% em peso).%) boas propriedades químicas.%) como um importante elemento de liga para verificar a microestrutura de equilíbrio da fase ferrita-austenítica da estrutura DSS76.Os resultados da análise espectroscópica composicional EMF das juntas soldadas do eletrodo E1 justificam seu uso na construção civil e em ambientes pouco agressivos, uma vez que os formadores de austenita e estabilizadores de ferrita na microestrutura atendem à norma DSS AISI 220541.72 para juntas soldadas, 77.
Micrografias SEM de juntas soldadas, onde (a) o eletrodo E1 da zona de soldagem possui um espectro EMF, (b) o eletrodo E2 da zona de soldagem possui um espectro EMF, (c) OM possui um espectro EMF.
Na prática, foi observado que as soldas DSS solidificam em um modo totalmente ferrítico (modo F), com núcleos de austenita nucleando abaixo da temperatura solvus ferrítica, que depende principalmente da razão equivalente de cromo para níquel (Creq/Nieq) (> 1,95 constitui o modo F) Alguns pesquisadores notaram esse efeito do aço devido à forte capacidade de difusão do Cr e do Mo como elementos formadores de ferrita na fase ferrita8078,79.Fica claro que o AID 2205 BM contém elevada quantidade de Cr e Mo (apresentando maior Creq), mas possui menor teor de Ni que a solda com eletrodos E1, E2 e C, o que contribui para uma maior relação Creq/Nieq.Isto também fica evidente no presente estudo, conforme mostrado na Tabela 4, onde a relação Creq/Nieq foi determinada para DSS 2205 BM acima de 1,95.Pode-se observar que as soldas com eletrodos E1, E2 e C endurecem no modo austenítico-ferrítico (modo AF), modo austenítico (modo A) e modo ferrítico-austenítico, respectivamente, devido ao maior teor de modo bulk (modo FA) .), conforme mostrado na Tabela 4, o teor de Ni, Cr e Mo na solda é menor, indicando que a relação Creq/Nieq é inferior à do BM.A ferrita primária nas soldas do eletrodo E2 apresentava morfologia de ferrita vermicular e a relação Creq/Nieq determinada foi de 1,20 conforme descrito na Tabela 4.
Na fig.11a mostra o Potencial de Circuito Aberto (OCP) versus tempo para uma estrutura de aço AISI DSS 2205 em solução de NaCl a 3,5%.Pode-se observar que a curva ORP se desloca para um potencial mais positivo, indicando o aparecimento de um filme passivo na superfície da amostra metálica, uma queda no potencial indica corrosão generalizada, e um potencial quase constante ao longo do tempo indica a formação de um filme passivo ao longo do tempo., A superfície da amostra é estável e tem pegajoso 77. As curvas representam os substratos experimentais sob condições estáveis ​​para todas as amostras em um eletrólito contendo solução de NaCl a 3,5%, com exceção da amostra 7 (junta de solda com eletrodo C), que mostra pouca instabilidade.Esta instabilidade pode ser comparada à presença de íons cloreto (Cl-) em solução, que podem acelerar bastante a reação de corrosão, aumentando assim o grau de corrosão.Observações durante a varredura OCP sem potencial aplicado mostraram que o Cl na reação pode afetar a resistência e a estabilidade termodinâmica das amostras em ambientes agressivos.Ma et al.81 e Lotho et al.5 confirmaram a afirmação de que o Cl- desempenha um papel na aceleração da degradação de filmes passivos em substratos, contribuindo assim para um maior desgaste.
Análise eletroquímica das amostras estudadas: (a) evolução do DSR em função do tempo e (b) polarização potenciodinâmica das amostras em solução de NaCl a 3,5%.
Na fig.A Figura 11b apresenta uma análise comparativa das curvas de polarização potenciodinâmica (PPC) das juntas soldadas dos eletrodos E1, E2 e C sob influência de solução de NaCl a 3,5%.Amostras de BM soldadas em PPC e solução de NaCl a 3,5% apresentaram comportamento passivo.A Tabela 5 apresenta os parâmetros de análise eletroquímica das amostras obtidas a partir das curvas PPC, como Ecorr (potencial de corrosão) e Epit (potencial de corrosão por pites) e seus desvios associados.Em comparação com outras amostras nº 2 e nº 5, soldadas com eletrodos E1 e E2, as amostras nº 1 e nº 7 (BM e juntas soldadas com eletrodo C) apresentaram alto potencial de corrosão por pites em solução de NaCl (Fig. 11b ).As maiores propriedades passivantes do primeiro em relação ao segundo são devidas ao equilíbrio da composição microestrutural do aço (fases austenítica e ferrítica) e à concentração de elementos de liga.Devido à presença de fases ferrita e austenítica na microestrutura, Resendea et al.82 apoiaram o comportamento passivo do DSS em meios agressivos.O baixo desempenho das amostras soldadas com eletrodos E1 e E2 pode estar associado ao esgotamento dos principais elementos de liga, como Cr e Mo, na zona de soldagem (WZ), pois estabilizam a fase ferrita (Cr e Mo), atuam como passivadores Ligas na fase austenítica de aços oxidados.O efeito destes elementos na resistência ao pite é maior na fase austenítica do que na fase ferrítica.Por esta razão, a fase ferrítica sofre passivação mais rapidamente do que a fase austenítica associada à primeira região de passivação da curva de polarização.Esses elementos têm um impacto significativo na resistência ao pite do DSS devido à sua maior resistência ao pite na fase austenítica em comparação com a fase ferrítica.Portanto, a passivação rápida da fase ferrita é 81% maior que a da fase austenita.Embora a solução de Cl-in tenha um forte efeito negativo na capacidade de passivação do filme de aço83.Consequentemente, a estabilidade do filme passivante da amostra será bastante reduzida84.Da tabela.A Figura 6 também mostra que o potencial de corrosão (Ecorr) de juntas soldadas com eletrodo E1 é um pouco menos estável em solução em comparação com juntas soldadas com eletrodo E2.Isto também é confirmado pelos baixos valores de dureza das soldas utilizando os eletrodos E1 e E2 na fig.4a,b, o que se deve ao baixo teor de ferrita (Tabela 5) e ao baixo teor de cromo e molibdênio (Tabela 4) na estrutura de aço confeccionada.Pode-se concluir que a resistência à corrosão dos aços no ambiente marinho simulado aumenta com a diminuição da corrente de soldagem e diminui com baixos teores de Cr e Mo e baixos teores de ferrita.Esta afirmação é consistente com um estudo realizado por Salim et al.85 sobre o efeito de parâmetros de soldagem, como a corrente de soldagem, na integridade à corrosão de aços soldados.À medida que o cloreto penetra no aço através de vários meios, como absorção e difusão capilar, formam-se poços (corrosão por pite) de formato e profundidade irregulares.O mecanismo é significativamente diferente em soluções de pH mais elevado, onde os grupos circundantes (OH-) são simplesmente atraídos para a superfície do aço, estabilizando o filme passivo e proporcionando proteção adicional à superfície do aço .A melhor resistência à corrosão das amostras nº 1 e nº 7 se deve principalmente à presença na estrutura de aço de grande quantidade de δ-ferrita (Tabela 5) e grande quantidade de Cr e Mo (Tabela 4), uma vez que o O nível de corrosão por pite está presente principalmente no aço, soldado pelo método DSS, na estrutura da fase austenítica das peças.Assim, a composição química da liga desempenha um papel decisivo no desempenho anticorrosivo da junta soldada87,88.Além disso, observou-se que os corpos de prova soldados com os eletrodos E1 e C neste estudo apresentaram menores valores de Ecorr das curvas PPC do que aqueles soldados com o eletrodo E2 das curvas OCP (Tabela 5).Portanto, a região anódica começa com um potencial mais baixo.Essa mudança se deve principalmente à estabilização parcial da camada de passivação formada na superfície da amostra e à polarização catódica que ocorre antes que a estabilização total do OCP89 seja alcançada.Na fig.12a e b mostram imagens de perfilador óptico 3D de amostras experimentalmente corroídas sob diversas condições de soldagem.Pode-se observar que o tamanho da corrosão por pite das amostras aumenta com o menor potencial de corrosão por pite criado pela alta corrente de soldagem de 110 A (Fig. 12b), comparável ao tamanho da corrosão por pite obtido para soldas com uma relação de corrente de soldagem menor de 90 A. (Fig. 12a).Isto confirma a afirmação de Mohammed90 de que bandas deslizantes são formadas na superfície da amostra para destruir o filme de passivação da superfície, expondo o substrato a uma solução de NaCl a 3,5% para que o cloreto comece a atacar, fazendo com que o material se dissolva.
A análise SEM-EDS da Tabela 4 mostra que os valores de PREN de cada fase austenítica são superiores aos da ferrita em todas as soldas e BM.O início do pite na interface ferrita/austenita acelera a destruição da camada de material passivo devido à falta de homogeneidade e segregação de elementos que ocorrem nessas áreas91.Ao contrário da fase austenítica, onde o valor equivalente de resistência ao pite (PRE) é maior, o início do pite na fase ferrítica é devido ao menor valor de PRE (Tabela 4).A fase austenita parece conter uma quantidade significativa de estabilizador de austenita (solubilidade em nitrogênio), o que proporciona maior concentração deste elemento e, portanto, maior resistência ao pite92.
Na fig.A Figura 13 mostra curvas de temperatura crítica de pite para soldas E1, E2 e C.Dado que a densidade de corrente aumentou para 100 µA/cm2 devido à corrosão durante o teste ASTM, fica claro que a solda @110A com E1 mostrou uma temperatura crítica de corrosão mínima de 27,5°C seguida pela soldagem E2 @ 90A mostra um CPT de 40 °C, e no caso de C@110A o CPT mais alto é 41°C.Os resultados observados estão de acordo com os resultados observados dos testes de polarização.
As propriedades mecânicas e o comportamento à corrosão de soldas de aço inoxidável duplex foram investigados usando os novos eletrodos E1 e E2.O eletrodo alcalino (E1) e o eletrodo ácido (E2) utilizados no processo SMAW foram revestidos com sucesso com uma composição de fluxo com taxa de cobertura global de 1,7 mm e índice alcalino de 2,40 e 0,40, respectivamente.A estabilidade térmica de fluxos preparados utilizando TGA em meio inerte foi avaliada.A presença de alto teor de TiO2 (%) na matriz de fluxo melhorou a remoção de escória de soldagens para eletrodos revestidos com fluxo ácido (E2) em comparação com eletrodos revestidos com fluxo básico (E1).Embora os dois eletrodos revestidos (E1 e E2) tenham uma boa capacidade de início de arco.As condições de soldagem, especialmente a entrada de calor, a corrente e a velocidade de soldagem, desempenham um papel crítico na obtenção do equilíbrio das fases austenita/ferrita das soldas DSS 2205 e nas excelentes propriedades mecânicas da solda.As juntas soldadas com o eletrodo E1 apresentaram excelentes propriedades de tração (cisalhamento 0,2% YS = 497 MPa e UTS = 732 MPa), confirmando que os eletrodos revestidos com fluxo básico possuem um alto índice de basicidade em comparação aos eletrodos revestidos com fluxo ácido.Os eletrodos apresentam melhores propriedades mecânicas com baixa alcalinidade.É óbvio que nas juntas soldadas de eletrodos com novo revestimento (E1 e E2) não há equilíbrio da fase ferrita-austenítica, o que foi revelado pela análise OES e SEM-EDS da solda e quantificado pela fração volumétrica em a solda.A metalografia confirmou seu estudo SEM.microestruturas.Isto se deve principalmente ao esgotamento de elementos de liga como Cr e Mo e à possível liberação de Cr2N durante a soldagem, o que é confirmado pela varredura da linha EDS.Isto é ainda corroborado pelos baixos valores de dureza observados nas soldas com eletrodos E1 e E2 devido à sua baixa proporção de ferrita e elementos de liga na estrutura de aço.O Potencial Evidência de Corrosão (Ecorr) das soldas utilizando o eletrodo E1 mostrou-se um pouco menos resistente à corrosão por solução em comparação às soldas utilizando o eletrodo E2.Isto confirma a eficácia dos eletrodos recentemente desenvolvidos em soldas testadas em ambiente de 3,5% de NaCl sem composição de liga de mistura de fluxo.Pode-se concluir que a resistência à corrosão no ambiente marinho simulado aumenta com a diminuição da corrente de soldagem.Assim, a precipitação de carbonetos e nitretos e a consequente diminuição da resistência à corrosão das juntas soldadas com eletrodos E1 e E2 foram explicadas pelo aumento da corrente de soldagem, o que levou a um desequilíbrio no equilíbrio de fases das juntas soldadas de aços de dupla finalidade.
Mediante solicitação, os dados para este estudo serão fornecidos pelo respectivo autor.
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