LAURA A. SÁENZ P.¹, OSWALDO A. HILDERS ², RUBEN D. HERGUETA ¹, REINALDO A. ZABALA ¹

¹ Universidad de Carabobo, Facultad de Ingeniería, Centro de Investigaciones en Mecánica. Valencia, Edo. Carabobo Venezuela. Laura1234@cantv.net

² Universidad Central de Venezuela, Facultad de Ingeniería, Escuela de Ingeniería Metalúrgica

El estudio del acero inoxidable dúplex SAF 2507 sometido a un tratamiento térmico de envejecimiento a 850 ºC durante períodos de tiempo de 0,5, 1, 5, 24 y 48 horas. Para la evaluación del comportamiento mecánico se realizaron ensayos de tracción, impacto (Charpy en V) y microdureza Vickers, así como también se realizó el estudio de la miscroestructura y superficies de fractura del material por medio de microscopia óptica y Microscopia Electrónica de Barrido (MEB). De los resultados obtenidos en los diferentes ensayos mecánicos se aprecian cambios en las propiedades mecánicas del material como consecuencia de la aplicación del tratamiento térmico de envejecimiento. En la evaluación de la tenacidad del material se observó que es muy baja en las condiciones tratadas térmicamente, mientras que la condición original ofreció mayortenacidad al impacto. Se presume por los resultados de los ensayos mecánicos la presencia de fase sigma, y con el estudiode las microestructuras se observa que el material después de haber sido tratado térmicamente fragiliza, siendo éste un efecto generado por la fase sigma, y a su vez, se afecta la tenacidad del material disminuyéndola.

Palabras clave: Acero Inoxidable Dúplex, Envejecimiento, Fase sigma, Tenacidad de impacto, Fragilización.

This study concerns a duplex stainless steel SAF 2507 subjected to ageing treatment at 850 C for periods of r 0,5, 1, 5, 24, and 48 hours. Mechanical behaviour was evaluated through tension tests, charpy V notch impact energy and hardness (HV) tests. The study of the microstructure and the fracture surface of the material was performed using optical and Scanning Electronic Microscopy (SEM). Of the results obtained in the different mechanical tests, changes were observed in the mechanical properties of the material as a result of the thermal aging treatment. In the evaluation of the material toughness, it was seen to be very low in the thermally treated conditions, but more impact toughness was observed in the original condition. From the results obtained of the mechanical testing, the presence of the sigma phase is presumed, and with the study of the microstructures it was observed that the material after being treated thermally becomes fragile, this being an effect generated by the sigma phase, which, at the same time, decreases the toughness of the material.

Recibido: enero de 2007 Revisado: julio de 2007

INTRODUCCIÓN

Los aceros inoxidables son aleaciones hierro-cromo con un mínimo de 11% de cromo. El agregado de otros elementos a la aleación permite formar un amplio conjunto de materiales, conocidos como la familia de los aceros inoxidables. Entre los elementos de aleación, dos se destacan: el cromo, elemento presente en todos los aceros inoxidables por supapel en la resistencia a la corrosión y el níquel comoelemento ganmageno (Nilson y Wilson, 1992; Pohl, 1995).

Dentro del amplio conjunto de los aceros inoxidables, sedestaca el grupo de los dúplex, constituido por Fe-Cr-Ni-Mo-N que le confiere una microestructura compuestabásicamente de ferrita y austenita en fracciones volumétricasde 50% aproximadamente de cada uno. La formación de estamicroestructura ocurre a partir de la solidificación de hierrodelta en el metal líquido, en un rango de temperaturacomprendido entre 1440 ºC y 1490 ºC, seguida de laprecipitación por nucleación y crecimiento a 1200 ºC deaustenita en estado sólido. Cuando hay un enfriamiento rápido, entre 1200 ºC y los 800 ºC, la precipitación de austenita es suprimida y se forman nitruros de cromo en matriz ferrifica.Si un acero es trabajado en caliente bajo los 1000 ºC, su microestructura no es estable y puede ocurrir precipitación de la fase sigma o nitruros de cromo con pequeñasalteraciones en su microestructura. La aparición de estasfases puede perjudicar el desempeño de los aceros inoxidables dúplex en cuanto a las propiedades mecánicas, resistencia a la corrosión y soldabilidad (Nochon y Aguen, 1980; Larson y Lundqvist, 1987).

Cuando los Aceros Inoxidables Dúplex (DSS, Dúplex Stainless Steel) se comparan con los aceros austeníticos, se presentan varias ventajas, entre ellas, una mejor resistencia mecánica, una resistencia a la corrosión superior y bajoprecio debido a su bajo contenido de níquel. Algunasventajas pudieron ser obtenidas del uso de DSS enambientes donde los aceros austeníticos típicos que eran inapropiados por presentar corrosión bajo tensiones. El interés en los dúplex en años recientes, deriva de la altaresistencia de los nuevos DSS de alta aleación al cloruroinducido por corrosión, el cual es un problema de gran preocupación en muchas aplicaciones petroquímicas ymarinas. Otra ventaja importante es la gran mejoría en la soldabilidad, lograda por la reducción del contenido decarbono y aumentando el contenido de nitrógeno (Oropeza, 2004; Sáenz, 2001).

Debido a su estructura de grano fino, son obtenidos los valores de resistencia a la fluencia dos veces mayor que los de los grados austeníticos, en el material en estado de recocido sin pérdida sustancial en la tenacidad. Es importante señalar, que los dúplex son menos convenientes que los aceros austeníticos sobre los 250 ºC y por debajo de -50 ºC, debido al comportamiento frágil de la ferrita a estas temperaturas. Un factor de importancia económica es el bajo contenido de níquel (bastante costoso), usualmente 7% comparado con 10% o más que los grados austeníticos,como resultado de lo cual el ciclo de vida de costo de los DSS es el más bajo en muchas aplicaciones (Oropeza, 2004; Sáenz, 2001).

Una de las nuevas aleaciones existentes en el mercado es el acero inoxidable dúplex SAF 2205, una aleación Cromo-Niquel-Molibdeno que forma una mezcla de cantidades aproximadamente iguales de austenita y ferrita (Frodigh and Nicholls, 1998; Dieter, 1986).

Sáenz (2001), evaluó el comportamiento mecánico de unacero inoxidable de alto nitrógeno sometido a un tratamiento de envejecimiento evaluado a través del análisis microestructural, ensayos de tracción, microdureza e impacto. El material tratado fue envejecido a 475 ºC por tiempos de 1, 2, 6.5, 12, 24, 40 y 120 horas, respectivamente y templado enagua. La microdureza Vickers fue evaluada encontrándoseque en la fase ferrita a medida que aumentaba el tiempo deenvejecimiento aumentaba la microdureza evidenciando laprecipitación de la fase á’ en la ferrita, mientras que lamicrodureza en la fase austenita permanece constante. Saénz(2001), determinó que la energía absorbida por impactodisminuye a medida que aumenta el tiempo deenvejecimiento, debido a que el material se fragiliza y disminuye el nivel de energía del mismo. Igualmente concluyó que a través de las evaluaciones de las propiedades de dureza y tenacidad de impacto se evidencia consignificativa claridad la fragilización del acero provocadapor la precipitación de la fase á’, en la fase ferrita á (Pohl, 1995; Sáenz, 2001; Frodigh y Nicholls, 1998).

El objetivo de la investigación es evaluar el comportamiento mecánico del acero inoxidable dúplex SAF 2507 sometido a un tratamiento térmico de envejecimiento a una temperatura de 850 ºC en tiempos que oscilan entre 0,5 y 48 horas.

El material usado fue un acero inoxidable dúplex SAF 2507, suministrado por SANVEN STEEL, C.A., el cual vienecertificado por el fabricante con una composición químicaque se muestra en la tabla 1.

Tabla 1. Composición Química del acero inoxidable dúplex SAF 2507(% Peso).

El material suministrado por el fabricante fue de cuatro (4) barras calibradas de un metro de largo y diámetro 20 mm.

Tratamiento Térmico

El tratamiento térmico que se aplicó fue el de envejecimiento artificial, el cual se divide en tres etapas: solubilización, temple y envejecimiento. Esto se hace con la finalidad de homogeneizar la microestructura original y favorecer laaparición de distintos grados de sensibilización. El primerode ellos tiene que ver con la solubilización de lamicroestructura a 1010 ºC por 2 horas, seguido de unenfriamiento rápido en agua a temperatura ambiente y luegose realizó la tercera etapa que fue un tratamiento relacionado con la precipitación isotérmica.

Todas las muestras con excepción de las condiciones originales fueron calentadas a 1010 ºC durante un tiempo de2 horas para garantizar la homogenización (química y térmica) de las mismas. El tratamiento térmico se hizo en un horno marca Thermolyne modelo Furnace 48000, que alcanza una temperatura de 1200 ºC, y que presenta un margen de error ΔT = 10 ºC. Una vez alcanzado el tiempo de solubilización,se retiraron las probetas del horno haciendo uso de unapinza metálica para ser enfriadas bruscamente en unrecipiente con agua a temperatura ambiente, con el fin de mantener la estructura alcanzada con el primer tratamiento térmico.

Todas las probetas destinadas para los ensayos de tracción, Charpy y estudio metalográfico fueron calentadas en elmismo horno empleado para el tratamiento térmico desolubilización, a una temperatura de envejecimiento de 850 ºC durante períodos de tiempo de 0.5, 1, 5, 24 y 48 horas.

Las probetas de tracción y de impacto Charpy en V, fueron mecanizadas en Torno de Control Numérico (CNC). Para las probetas Charpy fue necesario maquinar la entalla en V porun proceso de electroerosión para garantizar que en todas las muestras el ángulo de 45º y la profundidad de la entalla de 2 mm fuesen idénticos en cada muestra.

Para el ensayo de tracción se utilizó una máquina universal marca Galdabini, de tres columnas controladas porcomputadora, mordazas neumáticas y con una capacidadmáxima de carga de 20 Toneladas. Durante el ensayo se sometieron catorce (14) probetas cilíndricas, por duplicado en condición de temperatura y tiempo, y con dimensionesespecificadas según la norma ASTM E-8 (longitud 140 mmy diámetro externo 18 mm, y diámetro de zona calibrada 12,5 mm (ASTM, 1990).

La prueba de impacto se realizó en una maquina marcaFRANK, con un intervalo de 0 hasta 30 Kp.m, en donde seensayaron dieciséis (16) probetas tipo Charpy (50 x 10 x 10,mm3) con entalla en V (ángulo 45º y 2 mm de profundidad), según las normas ASTM E-23(ASTM, 1990).

Se utilizó un microdurómetro marca Leitz Wetzlar Germany, con dispositivo de iluminación incluido de 8 voltios y 0,6 amperios, sistema tipo revolver con ocular de 10X y objetivos de 10X y 40X con disparador remoto por cable. Se empleó el método Vickers que expresa la dureza del material en términos de la presión originada bajo el identador enkilogramos por milímetro cuadrado. La punta del identadores un diamante en forma de pirámide de base cuadrada con un ángulo en el vértice de 136º, la carga aplicada fue de 25 gr. Para cada probeta se registraron diez (10) identaciones para mejorar la reproducibilidad de las medidas.

Ciertas relaciones empíricas entre los valores de KIC y CVN han sido propuestas en base a los resultados de diferentes investigaciones. Barson et al. 1986 observaron que el efecto de la temperatura y la velocidad de carga en los valores deCVN y KIC son las mismas, las cuales sugieren la posibilidadde establecer ciertas relaciones empíricas entre los resultados de estos dos ensayos.

La relación propuesta por Barson et al., 1986 es la siguiente:

donde:

σy: Esfuerzo de fluencia en unidades de Ksi.

CVN: Energía absorbida por impacto en unidades de pie.lb.

Para la determinación del tamaño crítico de grieta se utiliza la ecuación 2 donde se relaciona el factor de intensidad de esfuerzo (K_IC) con el tamaño crítico de grieta, a.

donde:

y es un parámetro que involucra la geometría de la grieta y del componente, σ_y una función que representa la magnitud del esfuerzo en el componente, y, a es el tamaño crítico de grieta.

Las propiedades mecánicas determinadas de los ensayos de tracción se encuentran tabuladas en la tabla 2, donde se observa que a medida que aumenta el tiempo deenvejecimiento la resistencia mecánica del material aumenta, para el intervalo estudiado provocada por la precipitación de alguna fase efecto del tratamiento térmico de envejecimiento.

Por otra parte al evaluar la ductilidad medida tanto por elporcentaje de reducción de área, así como por el porcentajede elongación de acuerdo a los resultados reportados en la tabla 2, se observa que a medida que aumenta el tiempo deenvejecimiento la ductilidad decae completamente denotando la fragilización del material. Al observarse los resultados obtenidos se aprecia que en la condición originalel porcentaje de reducción de área fue de 78,5 %, lo queimplica que el comportamiento de este material para esta condición es altamente dúctil, caso contrario ocurrió con elresto de las probetas tratadas térmicamente, que presentaronun comportamiento frágil, tal como se puede observar en la tabla 2.

Durante el desarrollo del ensayo se tomaron como no válidas las condiciones de envejecimiento de 0.5, 1 y 5 horas, yaque todas las probetas de tracción fracturaron fuera de la longitud calibrada. Como consecuencia de lo sucedido y para dar continuidad a la investigación se decidió extender los tiempos de envejecimiento a 24 y 48 horas.

Se realizaron ensayos en ambas fases con el propósito de entender el comportamiento de cada una de ellas.Comparando los resultados obtenidos se tiene que la durezade la austenita fue mayor que la ferrita en todas las condiciones estudiadas (tabla 3).

Tabla 3. Medidas promedio de Microdureza, HV (P= 25 gr.)

En las condiciones tratadas térmicamente se observó a través de la microscopia electrónica de barrido la aparición de la posible fase sigma en la ferrita. Esta fase se caracteriza por fragilizar el material y aumentar la dureza.

Tabla 4. Energía Absorbida por impacto, Factor de intensidad de esfuerzo crítico y tamaño crítico de grieta para las diferentes condiciones de ensayo.

La tendencia del comportamiento de K_IC de acuerdo a los datos reportados en la tabla 3, es de forma descendente desde la condición original hasta la condición de envejecido de 24 horas, a partir de ese punto el comportamiento delfactor K_IC presentó valores muy particulares, tal es el casode las probetas para un tiempo de envejecimiento de 48 horas. Debido a la incertidumbre presente para estacondición se procedió a hacer dos estudios por separado para determinar la tendencia de cada caso. Haciendo un seguimiento al comportamiento del material se pudiera aseverar que la continuidad de esta corresponde a latendencia 1, ya que a medida que aumenta el tiempo deenvejecimiento, el valor de K_IC tiende a disminuir, lo cual es lo contrario al comportamiento de la tendencia 2, que amedida que aumenta el tiempo de envejecimiento, aumenta el valor de K_IC. Tomando como criterio los patrones que se han establecido en los resultados obtenidos de los ensayosde tracción y Charpy se puede asumir que la tendencia 1 tiene un comportamiento coherente en relación con las probetas tratadas térmicamente. Es importante resaltar que  la relación de Barsom et al. 1986 es acorde con el criterio de falla de la integral J. Ya que el valor KIC es un ensayo estáticoy el CVN de impacto es un ensayo dinámico, la ecuación 1 está limitada a aceros con resistencia a la fluencia mayorque 100 Ksi. Sin embargo, debido a que esta relación es válida para aceros con el rango dúctil donde los valores del CVN de impacto y en doblado lento son aproximadamente constantes para aceros con diferente resistencia a la fluencia, dicha relación podría ser extendida a aceros con σ_ys menor que 100 Ksi (Barsom et al. 1986 y Sáenz,1995).

Una vez calculado los valores de CVN promedio para cada condición, se determinó el factor de intensidad de esfuerzo crítico (K_IC) haciendo uso de la ecuación 1, y los resultados se reflejan en la tabla 3. Con respecto al tamaño crítico degrieta el comportamiento que presenta sigue siendo el característico, es decir, la condición original es 99,2% mayor que la condición de 24 horas de envejecimiento que es la que presenta el tamaño de grieta crítico más pequeño, el tratamiento de envejecimiento no favorece al material sino que hace critico su uso en servicio ya que puede provocar una falla.

La microestructura fue analizada por microscopia óptica y microscopia electrónica de barrido, después de atacar la muestra con una solución de 0,5 gr. de bisulfito de sodio (Na₂S₂O₅), 50 ml de agua destilada y 7,5 ml de ácido clorhídrico (HCl). Las fases presentes en la condición original del acero inoxidable dúplex tipo SAF 2207 son ferrita y austenita tal como se observa en la figura 1a.

Figura 1. Microestructura de un acero inoxidable dúplex SAF 2507 a) Condición original con un aumento de 1000X, y b) Condición solubilizada con un aumento de 1000X.

Figura 2. Análisis de la fase σ aplicando análisis de EDX para la condición solubilizada.

De acuerdo a lo reportado por Nilsson (1992), el presente trabajo se encuentra enmarcado dentro del rango de temperaturas evaluado, específicamente a la temperatura de 850 ºC y con cortos periodos de tiempo de envejecimiento (0.5 h a 48 h), por lo que se asume es la fase σ, además en las figuras 2 y 5 por análisis de EDX se determina que es rica en hierro y cromo.

En la figura 2b se aprecia que el comportamiento microestructural corresponde al mismo patrón que lacondición de 1 hora de envejecimiento, pero con la diferenciaque la fase sigma se presenta con una mejor definición sobrela ferrita. Esta fase se forma generalmente cuando el hierro disuelve grandes cantidades de cromo, la ferrita en el borde de grano contiene suficiente cromo para convertirse en sigmacon una mínima difusión. El contenido de molibdeno en la austenita acelera la reacción formadora de fase sigma, mientras que el níquel eleva la máxima temperatura a la que todavía la fase sigma está presente.

Una vez formada, la fase sigma sólo podrá ser removida con un calentamiento a 1100 ºC. La fase sigma es no magnética, y la cantidad de fase sigma formada durante un calentamiento dado puede ser fácilmente determinada si se conocen las cantidades de ferrita antes y después del calentamiento (Frodigh et al. 1998).

En la figura 3b, se observa que la fase sigma va desapareciendo, dejando como resultado una fragmentación notable de la ferrita, separándola en diferentes granos esta fragmentación de la fase ferrita, estos resultados concuerdan con los reportados por Frodigh et al. 1998.

Figura 3. Microestructura de un acero inoxidable dúplex SAF 2507, a) condición de 1hora de envejecimiento con un aumento de 1000X y, b) condición de 24 horas de envejecimiento con un aumento de 1000X.

En la figura 4 se observa el análisis por EDX sobre un grano de ferrita en el acero inoxidable dúplex SAF 2507 en condiciones de 1 hora de envejecimiento con un aumento de 1000X.

Figura 4. Detalle del grano de ferrita con un analizador ED-X en el acero inoxidable dúplex SAF 2507 en condición de 1 hora de envejecimiento con un aumento de 1000X.

En la figura 5, la condición de 48 horas de envejecimiento con un aumento de 1000X se continua observando la fragmentación de la fase ferrita.

Figura 5. Microestructura del acero inoxidable dúplex SAF 2507 en condición de 48 horas de envejecimiento con un aumento de 1000X.

Para los diferentes tiempos de envejecimiento, se realizaron análisis de EDX en las fases ferritas y austenítica (figura 6) y en la presunta fase sigma, como resultado se obtuvo unpatrón de comportamiento similar para todas las condicionesde envejecimiento, en donde la composición quimica (%peso) de la austeníta se mantuvo prácticamente igual a la composición quimica (% peso) del material original, mientras que en la fase austenítica siempre se presentó un aumentoen el porcentaje del molibdeno y cromo, el manganeso se mantuvo constante y el hierro y el nitrógeno siempre bajaban sus proporciones en peso. El analisis de EDX realizado sobre la fase sigma presentó valores elevados de Cromo y hierro (característicos de la fase) y el molibdeno se mantuvo igual que la condición original, siendo estos tres los principales constituyentes de esta fase.

Figura 6. Superficie de fractura de un acero inoxidable dúplex SAF 2507, a) condición original con un aumento de 800X y, b) condición de envejecimiento de 1 hora con un aumento de 500X.

Figura 7. Superficie de fractura de un acero inoxidable dúplex SAF 2507 a) condición de envejecimiento de 24 horas con un aumento de 500X y, b) condición de envejecimiento de 48 horas con un aumento de 500X.

En la figura 8a, la superficie de fractura de acero SAF 2207 en la condición solubilizada presenta facetas de clivaje y grietas en toda la superficie, teniendo el material un comportamiento totalmente frágil. En la figura 8b, para la condición envejecida a 48 horas se observa un mecanismo de fractura frágil, formado por facetas de clivaje, presentando grietas primarias y secundarias.

Figura 8. Superficie de fractura de un acero inoxidable dúplex SAF 2507 a) condición solubilizada con un aumento de 500X, y b) condición de envejecimiento de 48 horas con un aumento de 400 X.

En las observaciones microscópicas y análisis de EDX se apreció la formación de la fase sigma en la ferrita, lo cual está siendo estudiado a profundidad y próximamentepublicado por los autores. Es evidente que el material bajolas condiciones estudiadas fragiliza, provocando ladisminución de la tenacidad y la ductilidad e incrementandola dureza. Debido a que los resultados obtenidos reflejaronestas características para las condiciones tratadas térmicamente, se puede asumir de la presencia de la fasesigma, ya que ésta se presenta entre los rangos de temperatura de 650ºC a 900ºC, además, el EDX realizado sobre la fase sigma muestra un % en peso de 64,14 y 27,62 para el hierro y cromo, respectivamente los cuales son los principales componentes de la fase sigma, acompañando estos valores el % en peso promedio del molibdeno en la austenita fue de 8,32, lo que produce la aceleración de la formación de dicha fase en la ferrita.

Las superficies de fracturas estudiadas a través de la microscopía electrónica de barrido mostraron que el acero inoxidable dúplex SAF 2507, en su condición originalpresentó un mecanismo de fractura dúctil, mientras que parael resto de las condiciones tratadas térmicamente(solubilizada, envejecido 0,5, 1, 5, 24 y 48 horas) el mecanismo de fractura fue totalmente frágil, denotado por facetas de clivaje.

A través de la relación empírica de Barson et al, 1986 se pudo evaluar la tenacidad de impacto del material, obteniéndose un K_IC de 245,6 Mpa m^1/2, al ser comparadacon la condición de 24 horas de envejecimiento donde se obtuvo un K_IC de 31,62 Mpa m^1/2, se observa que la condición original presenta un 676,7 % superior a la condición envejecida. Si comparamos los valores encontrados en la presente investigación con KIC provenientes de ensayos estáticos (González, 1998), como es el caso de aceros de alta resistencia con K_IC de 57 Mpa m^1/2, acero 4340 con K_IC de 46 Mpa m^1/2, se observa que el valor de K_IC de la condición critica (24 horas de envejecimiento) está por debajo inclusive a un acero 4340, lo cual nos evidencia que para cualquiera de las condicionestratadas en la presente investigación ocurre una disminuciónde la tenacidad de impacto provocada por la fragilizacióndel material; inclusive al ser comparadas con la condiciónoriginal o con otros materiales, como los citados en el texto (González,1998).

AGRADECIMIENTO

Los autores quieren agradecer el financiamiento del CDCHUC por intermedio de la propuesta de investigación CDCH- 1141-2004 y la Inversión Menor NºCDCH-1142-01-2005.

1. AMERICAN SOCIETY TESTING AND MATERIALS. (1998). Manual Book of ASTM Standards. Vol.10. U.S.A.        [ Links ]

2. BARSON Y ROLFE. (1986). Fracture and Fatigue Control in Structures. EUA. Prentice Hall.        [ Links ]

3. FRODIGH, J. AND NICHOLLS, J. (1998). Mechanical Properties of Sandvick Duplex Stainless Steels AB Sandvik Steel, S-811 81 Sandviken, Sweden.        [ Links ]

4. GONZÁLEZ, J. L. (1998). Mecánica de Fractura. Limusa, Noriega Editores, México.        [ Links ]

5. LARSON, B. Y LUNDQVIST, B. (1987). Fabricating Ferritic Austenitic Stainless Steel. Sandvick Steel Trade Literature, S-51-53 eng.        [ Links ]

6. NILSSON, J. Y WILSON, A. (1992). Stainless Steels 92. Materials Institute. Stockholm, Sweden. Vol. 1, p. 280.        [ Links ]

7. NOCHON, A. Y AGUEN, G. (1980). Embrittlment of Ferritic Stainles Steel. Metal. Trans. Vol. 11A, p.p. 573-585.        [ Links ]

8. OROPEZA, A. (2004). Calificación de un recubrimiento de acero inoxidable dúplex ER 2209 aplicado por el proceso de soldadura GMAW-P con pulsaciones térmicas. Trabajode Grado. (UCV, Caracas).        [ Links ]

9. POHL, M. (1995). The Ferrite / Austenite Radio of Duplex Stainless Steel». Z metallk Vol 86. p.p. 97-102.        [ Links ]

10. NOCHON, A. Y AGUEN, G. (1980). Embrittlment of Ferritic Stainless Steel. Metal Trans. Vol. 11a; 573-585.        [ Links ]

11. SÁENZ, L. (2001). Evaluación del comportamiento mecánico de un acero inoxidable dúplex sometido a un tratamiento de envejecimiento. Trabajo de Ascenso. (UC, Valencia).        [ Links ]

12. SÁENZ, L. (1995). Principios de la Mecánica de Fractura. Trabajo de Ascenso. (UC, Valencia).        [ Links ] ]]> 1 AMERICAN SOCIETY TESTING AND MATERIALS 1998 10 2 1986 3 1998 4 1998 5 1987 6 1992 1 280 7 1980 11A 573-585 8 UCV 2004 9 1995 86 97-102 10 1980 11a 73-585 11 UC 2001 12 UC 1995