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A tenacidade ao impacto do aço inox duplex soldado é deteriorada pelo aumento da fração volumétrica de ferrita delta na zona termicamente afetada (ZTA), devido à acentuada ferritização da estrutura duplex por causa da alta temperatura de pico e da alta taxa de resfriamento do ciclo térmico de soldagem. A soldabilidade do aço inox duplex melhora com a adição de nitrogênio, cujo objetivo é estabilizar a austenita em altas temperaturas. A reprecipitação de austenita a partir da ferrita (delta) aumenta quando o teor de N é elevado.
O alto teor de N melhora a resistência à corrosão e as propriedades mecânicas, mas favorece a precipitação de nitretos de cromo na ZTA do aço inox duplex, o que favorece a corrosão no pé do cordão de solda e na ZTA submetida a altas temperaturas. A formação de nitretos de cromo ocorre durante o resfriamento após soldagem, quando a ZTA, submetida a altas temperaturas, contém alto teor de ferrita. As soldas são deterioradas facilmente por um tratamento térmico inadequado ou por exposição prolongada a altas temperaturas, devido à maior formação de precipitados de nitreto de cromo na ZTA submetida a altas temperaturas e acentuadamente ferritizada.
A microestrutura deste material apresenta ilhas brancas de austenita encapsuladas em uma matriz cinzenta de ferrita delta, sem outras fases secundárias. A fração volumétrica de austenita é de cerca de 0,55.
Temperatura de pico de 1300 ºC: a estrutura duplex original foi muito destruída pelas elevadas temperaturas e pelo ciclo térmico de soldagem muito rápido. Quando a temperatura de pico é muito mais alta do que o limite superior de balanço entre a austenita e a ferrita, a maior parte das ilhas de austenita é dissolvida na matriz de ferrita durante o aquecimento.
A permanência da austenita arredondada na matriz ferrítica indica que a liga não foi totalmente ferritizada com a temperatura de pico de 1300 ºC e aporte térmico de 5 kJ/cm. A estabilidade da austenita em alta temperatura se deve ao alto teor de nitrogênio (0,19 %). Quando exposta à temperatura de 1350 ºC a microestutura da ZTA foi totalmente ferritizada. Após o resfriamento a partir dessa temperatura de pico, três diferentes morfologias da recém-formada austenita podem ser observadas na matriz de grãos grosseiros de ferrita: a) austenita alotriomórfica, b) austenita de Widmanstätten, c) austenita nucleada intergranularmente. A austenita aolotriomórfica, que se forma em temperaturas mais altas, nucleia-se heterogeneamente nos contornos de grãos da ferrita prévia durante o resfriamento do ciclo térmico. Os contornos de ferrita são rapidamente decorados com camadas virtualmente contínuas de austenita policristalina. Depois da formação da austenita alotriomórfica, a austenita de Widmanstätten nucleia-se nos contornos nos contornos da ferrita ou da austenita alotriomórfica pré-existente e cresce ao longo de planos específicos da matriz como conjuntos de plaquetas paralelas. Dentro dos grãos de ferrita, diversas variedades de austenita nucleada intergranularmente foram observadas. A austenita intergranular precipita-se em temperaturas relativamente baixas na matriz ferrítica supersaturada, e a nucleação é favorecida pela supersaturação.
A austenita alotriomórica mostrou facetas irregulares e protrusões em direção à ferrita com comprimento de 2 micrometros, que não têm relação de orientação com a matriz. As perturbações devido à instabilidade da interface podem ocorrer em condições de tamanhos de grãos grosseiros e elevados sub-resfriamentos. A austenita de Widmanstäten pode se nuclear nos contornos entre ferrita e austenita alotriomórfica e crescer como conjuntos de ripas paralelas.
A austenita de Widmanstätten pode se nuclear diretamente nos contonornos de ferrita prévia que não foram cobertos por austenita alotriomórfica. Comparada com a perturbação da austenita comum a de Widmanstätten tem uma razão de aspecto (comprimento/espessura) muito mais alta.
Após a nucleação inicial dentro da matriz de ferrita, partículas subseqüentes de austenita poem se formar nas interfaces austenita/ferrita. A austenita nucleada intergranularmente às vezes possui uma morfologia quase equiaxial. Várias partículas intragranulares de austenita nucleiam-se a partir de uma inclusão e formam um aglomerado em forma de flor na ZTA de alta temperatura. Depois que a partícula de austenita se forma a partir de uma inclusão, partículas de austenita subseqüentes crescm numa direção paralela e finalmente coalescem em um aglomerado espesso. Este fenômeno é semelhante ao das inclusões que promovem o surgimento de ferrita acicular no metal de solda do aço de baixa liga. Espera-se que a austenita intragranular aumente a tenacidade como a ferrita acicular.
A austenita alotriomórfica cresce predominantemente ao longo dos contornos dos grãos de ferrita prévia. A austenita de Widmanstättten paralela cresce, tornando-se muito comprida e grandes quantidades de austenita nucleada intragranularmente tornam-se grosseiras durante a exposição a 700 ºC. A fração volumétrica de austenita aumenta parablociamente com o tempo de exposição. Durante o crescimento da austenita de Widmanstätten o desajuste é acomoddo pela geração de discordâncias e falhas próximas à interface ferrita-austenita.
Nas extremidades da austetinta de Widmanstätten algumas partículas de Cr2N em forma de bastões podem ser encontradas ao longo dos contornos ferrita-austenita na ZTA submetida a 700 ºC por 1 minuto. A precipitação interfacial de Cr2N é favorecida pela concentração de altas deformações na interface austenita-ferrita. A difusão dos átomos de nitrogênio através da interface da ferrita para a austenita seria dirigida devido à alta solubilidade do N na austenita. Os átomos de N ficam no lado supersaturado da interface ferrita-austenita se ocorre raparecimento insuficiente de austenita.
A precipitação de Cr2N ocorre na ZTA submetida a 700 ºC por 5 minutos: grandes quantidades de bastões de Cr2N com 0,5 a 1 mm de comprimento e 50 nm de espessura se precipitam predominantemente na região de ferrita. Tende a ocorrer migração dos contornos de austenita. Nas antigas interfaces austenita-ferrita precipitam-se pequenos bastões de Cr2N ordenadamente e em grandes quantidades. Comparados com os precipitados de Cr2N formados na ferrita, os precipitados de Cr2N formados dentro da austenita são pequenos, devido à maior solubilidade do nitrogênio na austenita, que retarda o crescimento dos precipitados de Cr2N pré-existentes na interface interface austenita-ferrita prévia. Após 10 minutos a maior parte dos precipitados (bastões) de Cr2N localizam-se nos contornos de subgrãos da ferrita formados durante a exposição a alta temperatura. Os contornos de baixo ângulo dentro da ferrita, que consistem de arranjos de discordâncias ordenados, são considerados como provedores de um caminho de difusão para átomos de nitrogênio. Próximo aos contornos de fase formam-se zonas livre de precipitados, causadas pela densa precipitação de Cr2N nos subcontornos da ferrita, favorecendo a formação de pites de corrosão durante a soldagem, que submete o duplex a elevadas temperaturas por longos tempos.
