ISO/TR 22824:2024
(Main)Welding — Best practices for specification and measurement of ferrite in stainless steel weld metal
Welding — Best practices for specification and measurement of ferrite in stainless steel weld metal
This document describes best practices, based on the experience of experts, for setting appropriate requirements, in specifications and other standards and contract documents, on ferrite content of nominally austenitic or duplex ferritic-austenitic stainless steel weld metals. It also describes a best practice on measurement and measurement reproducibility, and deals with outliers in measurement. It considers ferrite in the weld heat-affected zone of duplex stainless steel. It does not consider specification or measurement of ferrite in ferritic stainless steels nor in martensitic stainless steels.
Soudage — Bonnes pratiques pour la spécification et le mesurage de la ferrite dans le métal fondu des aciers inoxydables
Le présent document décrit les bonnes pratiques, sur la base de l’expérience d’experts, pour la définition d’exigences appropriées, dans des spécifications et d’autres normes et documents contractuels, sur la teneur en ferrite du métal fondu des aciers inoxydables nominalement austénitiques ou duplex austéno-ferritiques. Il décrit également une bonne pratique sur le mesurage et la reproductibilité de mesurage, et traite des valeurs aberrantes des mesures. Il prend en compte la ferrite dans la zone affectée par la chaleur de soudage d’acier inoxydable duplex. Il ne tient pas compte de la spécification ou du mesurage de la ferrite dans les aciers inoxydables ferritiques ni dans les aciers inoxydables martensitiques.
General Information
Relations
Standards Content (Sample)
Technical
Report
ISO/TR 22824
Second edition
Welding — Best practices for
2024-12
specification and measurement of
ferrite in stainless steel weld metal
Soudage — Bonnes pratiques pour la spécification et le mesurage
de la ferrite dans le métal fondu des aciers inoxydables
Reference number
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Published in Switzerland
ii
Contents Page
Foreword .v
Introduction .vi
1 Scope . 1
2 Normative references . 1
3 Terms and definitions . 1
4 Metallurgical phenomena of ferrite in stainless steel weld metal . 2
4.1 General .2
4.2 Solidification mode .3
4.2.1 General .3
4.2.2 A solidification mode (austenitic) .3
4.2.3 AF solidification mode (primary austenite) .3
4.2.4 FA solidification mode (primary ferrite) .3
4.2.5 F solidification mode (ferritic) .4
4.2.6 Mixed solidification modes .4
4.3 Solid state phase transformation of ferrite to austenite.5
4.3.1 General .5
4.3.2 A solidification mode alloys . .6
4.3.3 AF solidification mode alloys .6
4.3.4 FA solidification mode alloys .6
4.3.5 F solidification mode alloys .7
4.4 Constitution diagrams .7
4.5 Effects of welding conditions on ferrite .11
4.5.1 General .11
4.5.2 Welding conditions which affect chemical composition . 12
4.5.3 Welding conditions which don’t affect chemical composition . 13
4.6 Alpha prime and intermetallic phase formation . 13
4.7 Chromium nitrides and secondary austenite .14
4.8 Postweld heat treatment .14
5 Effects of ferrite variations on service performance of stainless steel weld metal .15
5.1 General . 15
5.2 Tensile properties at ambient temperatures .16
5.3 Toughness .16
5.4 Resistance to chloride stress corrosion cracking (CSCC) .16
5.5 Susceptibility to corrosion in certain media .17
5.6 Creep resistance .17
6 Measurement of ferrite in stainless steel weld metal .18
6.1 General .18
6.2 Considerations in ferrite measurement .19
6.3 Metallographic percent ferrite by optical methods .19
6.4 Metallographic measurement of ferrite by EBSD . 20
6.5 Ferrite measurement by x-ray diffraction . 20
6.6 Ferrite measurement by electrochemical dissolution of austenite . 20
6.7 Ferrite measurement by saturation magnetization . 20
6.8 Ferrite measurement by magnetic attraction . 20
6.9 Measurement by magnetic permeability (magnetic induction) .21
6.10 Location and volume of measurement . 22
6.11 Measurement in the HAZ . 23
6.12 Reproducibility of measurement . 23
6.13 Correlations between Ferrite Number and ferrite percent . 23
7 Specification of ferrite in stainless steel weld metal .24
7.1 General .24
7.2 Non-magnetic requirements . 25
iii
7.3 Service environments in which ferrite is aggressively attacked. 25
7.4 Cryogenic applications requiring weld metal toughness . 25
7.5 High temperature service . 26
7.6 Dissimilar welds . 26
7.7 Buffer layers and cladding . 26
7.8 Duplex ferritic-austenitic welds .27
8 Outliers in ferrite measurement .27
9 Conclusions .28
Bibliography .30
iv
Foreword
ISO (the International Organization for Standardization) is a worldwide federation of national standards
bodies (ISO member bodies). The work of preparing International Standards is normally carried out through
ISO technical committees. Each member body interested in a subject for which a technical committee
has been established has the right to be represented on that committee. International organizations,
governmental and non-governmental, in liaison with ISO, also take part in the work. ISO collaborates closely
with the International Electrotechnical Commission (IEC) on all matters of electrotechnical standardization.
The procedures used to develop this document and those intended for its further maintenance are described
in the ISO/IEC Directives, Part 1. In particular, the different approval criteria needed for the different types
of ISO document should be noted. This document was drafted in accordance with the editorial rules of the
ISO/IEC Directives, Part 2 (see www.iso.org/directives).
ISO draws attention to the possibility that the implementation of this document may involve the use of (a)
patent(s). ISO takes no position concerning the evidence, validity or applicability of any claimed patent
rights in respect thereof. As of the date of publication of this document, ISO had not received notice of (a)
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this may not represent the latest information, which may be obtained from the patent database available at
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Any trade name used in this document is information given for the convenience of users and does not
constitute an endorsement.
For an explanation of the voluntary nature of standards, the meaning of ISO specific terms and expressions
related to conformity assessment, as well as information about ISO's adherence to the World Trade
Organization (WTO) principles in the Technical Barriers to Trade (TBT), see www.iso.org/iso/foreword.html.
This document was prepared by Technical Committee IIW, International Institute of Welding, Commission II,
Arc welding and Filler Metals, in collaboration with ISO/TC 44, Welding and allied processes, Subcommittee SC
3,Welding consumables.
This second edition cancels and replaces the first edition (ISO/TR 22824:2003), which has been technically
revised.
The main changes are as follows:
— the metallurgical phenomenon of ferrite has been addressed;
— methods of ferrite measurement have been addressed;
— best practice for reasonable and effective specifications for ferrite has addressed;
— best practice for dealing with outliers in ferrite measurement has been addressed;
— the list of references has been expanded.
Any feedback or questions on this document should be directed to the user’s national standards body. A
complete listing of these bodies can be found at www.iso.org/members.html.
Official interpretations of ISO/TC 44 documents, where they exist, are available from this page:
https://committee.iso.org/sites/tc44/home/interpretation.html.
v
Introduction
This document was prepared by the International Institute of Welding, Commission II, through its
Subcommission II-C, Arc Welding and Filler Metals, in cooperation with Commission IX through its
Subcommission IX-H, Welding of Stainless Steels and Nickel Base Alloys, on behalf of ISO/TC 44/SC 3.
It constitutes the considered judgement of the experts on measurement and specification of ferrite in
nominally austenitic and duplex ferritic-austenitic stainless steel weld metals.
vi
Technical Report ISO/TR 22824:2024(en)
Welding — Best practices for specification and measurement
of ferrite in stainless steel weld metal
1 Scope
This document describes best practices, based on the experience of experts, for setting appropriate
requirements, in specifications and other standards and contract documents, on ferrite content of nominally
austenitic or duplex ferritic-austenitic stainless steel weld metals. It also describes a best practice on
measurement and measurement reproducibility, and deals with outliers in measurement. It considers ferrite
in the weld heat-affected zone of duplex stainless steel. It does not consider specification or measurement of
ferrite in ferritic stainless steels nor in martensitic stainless steels.
2 Normative references
There are no normative references in this document.
3 Terms and definitions
For the purposes of this document, the following terms and definitions apply.
ISO and IEC maintain terminology databases for use in standardization at the following addresses:
— ISO Online browsing platform: available at https:// www .iso .org/ obp
— IEC Electropedia: available at https:// www .electropedia .org/
3.1
stainless steel
any member of a diverse family of alloys containing at least 10,5 % chromium (the minimum chromium
content which provides for rust free service in ordinary ambient air free of salt), and often but not always
containing substantial nickel, in which the iron content exceeds that of any other element when all other
elements are taken at the specification minima for the alloy
3.2
austenite
face-centred cubic crystal structure of iron base alloys that is not ferro-magnetic at ambient temperatures
3.3
duplex ferritic-austenitic stainless steel
stainless steel base metal or weld metal consisting of a microstructure of approximately equal parts ferrite
(3.4) and austenite (3.2)
Note 1 to entry: The ranges of the two phases can be quite broad – often shortened to duplex stainless steel.
3.4
ferrite
body-centred cubic crystal structure of iron base alloys that is ferro-magnetic at ambient temperatures
3.5
Ferrite Number
FN
magnetically determined measure of ferrite (3.4) content made using an instrument calibrated according to
[1]
ISO 8249
Note 1 to entry: The term is always capitalized to signify conformance with the ISO standard.
3.6
ferrite percent
volumetric content of ferrite (3.4) which can be determined metallographically, by a magnetic instrument,
by x-ray diffraction, or by other means
3.7
martensite
body-centred tetragonal crystal structure of iron base alloys that is ferro-magnetic at ambient temperatures
and is formed by a shear transformation from austenite (3.2) without diffusion
3.8
nominally austenitic stainless steel
stainless steel base metal or weld metal which consists predominately of austenite (3.2) but contains a small
amount of ferrite (3.4) when it reaches ambient temperature directly after solidification
Note 1 to entry: This ferrite (3.4) can transform in whole or in part to austenite (3.2) during hot working and/or
annealing, but will reappear in some form if the steel is once again melted (e.g., by gas tungsten arc welding without
filler metal).
4 Metallurgical phenomena of ferrite in stainless steel weld metal
4.1 General
The ferrite observed in stainless steel weld metal of a given chemical composition at ambient temperature is
the end result of its solidification mode, solid state phase transformations during cooling from solidification
temperature, and further solid state phase transformations during reheating cycles caused by deposition of
subsequent weld passes and/or by postweld heat treatment.
In pure iron, solidification takes place at 1 538 °C as ferrite, commonly called “delta ferrite”. Upon cooling,
this ferrite transforms to austenite at 1 394 °C. On further cooling to 912 °C, the austenite transforms back
to ferrite, this time commonly termed “alpha ferrite”. Certain alloying elements when added to iron promote
the austenite phase during solidification. Notable austenite promoters commonly found in stainless steels
are nickel, carbon, nitrogen and copper. The addition of about 4,6 % nickel, or more, to pure iron changes the
result of solidification from ferrite to austenite.
Certain other alloying elements when added to iron promote the ferrite phase during solidification. Notable
ferrite promoters commonly found in stainless steels are chromium, molybdenum and niobium. Less
common ferrite promoting elements occasionally found in stainless steels include aluminium, titanium,
vanadium and tungsten.
At one time, manganese was thought to be an austenite promoter during solidification. More recently, it has
been proven that manganese, at least up to 12 %, is neutral with respect to promoting ferrite or austenite
[2]
during solidification. Manganese, does, however, stabilize austenite with respect to transformation to
[3]
martensite at much lower temperatures .
At one time, silicon was thought to be a ferrite promoter during solidification. The role of silicon is less clear
than that of manganese. Experimental work involving weld metal of essentially constant composition except
that silicon was varied from 0,34 % to 1,38 % found negligible effect of silicon on weld metal ferrite content.
[4]
However, still higher levels of silicon do appear to promote ferrite.
4.2 Solidification mode
4.2.1 General
In stainless steels, two metallurgical phases are possible at temperatures just below the solidus. These
two phases are austenite and ferrite. A particular stainless steel can solidify entirely as austenite (A
solidification mode), entirely as ferrite (F solidification mode), or as a mixture of austenite and ferrite. The
mixed solidification can occur as austenite first, ferrite last (primary austenite or AF solidification mode) or
as ferrite first, austenite last (primary ferrite or FA solidification mode).
The solidification mode is important with regard to weldability of a given stainless steel because it has a
profound effect on the tendency for solidification cracking. Solidification cracking can be readily visible in
the weld crater or along the weld centreline. But it also can be hidden below the surface and as longitudinal
cracking along the root.
4.2.2 A solidification mode (austenitic)
Stainless steel weld metal that freezes in the A solidification mode generally contains no ferrite at the end
of solidification and generally has the highest tendency towards solidification cracking of the four possible
solidification modes. Successful welding when this solidification mode is expected can require selection
of filler metal with unusually low levels of sulphur, phosphorus and other trace elements. It can also or
alternately require special welding techniques including deposition of weld metal as small convex runs with
low heat input, and overfilling of the crater at the end of each run. In the extreme, grinding of convex runs
and crater overfill after each weld run can be required to obtain sound weld metal.
Austenitic stainless steel base metals and their corresponding weld metals that are high in nickel content
generally exhibit the A solidification mode. Examples of weld metals which can be expected to exhibit A
solidification mode include 25 20 (310), 18 36 H (330), 27 31 4 Cu L (383), and 20 25 5 Cu L (385).
Some improvement in solidification cracking resistance can also be observed if filler metal of abnormally
high manganese content is available. Normal manganese content would be typically in the 1 % to 2 % range,
while abnormally high manganese would typically be in the 3 % to 9 % range. Examples of A solidification
mode filler metals of abnormally high manganese content include 25 20 Mn and 20 16 3 Mn L (316LMn).
4.2.3 AF solidification mode (primary austenite)
Stainless steel weld metal that freezes in the AF solidification mode generally forms a small amount of
ferrite in the interdendritic spaces between columnar austenite crystals in the last stages of solidification.
Some partitioning of alloy elements generally takes place, with ferrite-promoting elements chromium and
molybdenum (if the latter is present) concentrating more in the ferrite, and austenite-promoting elements
nickel, carbon and nitrogen (if the latter is present) concentrating more in the austenite. Weld metal that
solidifies in the AF mode generally has only slightly less tendency for solidification cracking than weld metal
that solidifies in the A mode. The same welding techniques and weld metal composition modifications that
are beneficial for the A solidification mode are also beneficial for the AF solidification mode.
At times, AF solidification mode can be found in 19 12 3 L (316L), 25 20 (310) and 20 16 3 Mn L (316LMn) weld
metals. AF solidification mode can also be found in diluted weld metals used in cladding and/or dissimilar
metal joining when one or more of the base metals is carbon steel or low alloy steel, and filler metal such as
23 12 L (309L) is deposited.
4.2.4 FA solidification mode (primary ferrite)
Stainless steel weld metal that solidifies in the FA solidification mode generally forms columnar ferrite
grains with a small amount of austenite that forms in the interdendritic spaces during the last stages of
solidification. Some partitioning of alloy elements generally takes place, with ferrite-promoting elements
chromium and molybdenum (if the latter is present) concentrating more in the ferrite, and austenite-
promoting elements nickel, carbon and nitrogen (if the latter is present) concentrating more in the austenite.
Weld metal that solidifies in the FA mode generally has the highest resistance to solidification cracking of all
solidification modes. Such weld metals can generally be deposited without fear of solidification cracking. No
special welding techniques or composition modifications are needed to obtain sound weld metal.
Most common nominally austenitic stainless steels and their corresponding filler metals are generally
designed to solidify in the FA mode. This includes 19 9 L (308L), 23 12 L (309L), 19 12 3 L (316L) and 19 9 Nb
(347). Although ferrite might not be detected in the corresponding base metals, due to solid state phase
transformation during hot working and annealing of the base metal, ferrite generally reappears when these
base metals are autogenously welded. This is due to the steel mills manipulating the base metal composition
to obtain FA solidification which improves yield of quality steel during hot working.
Many nominally martensitic stainless steel weld metals, and their corresponding base metals, solidify as FA,
including 13 (410), 13 4 (410NiMo), 420 and 17-4PH, but these are outside the scope of this document.
4.2.5 F solidification mode (ferritic)
Stainless steel weld metal that solidifies in the F solidification mode contains no austenite when
solidification is complete and is generally much more resistant to solidification cracking than weld metal
of the A or AF solidification mode, but not as resistant as weld metal of the FA solidification mode. With F
mode compositions, if solidification cracking is encountered, the welding techniques mentioned under the A
solidification mode will generally cure the problem.
Examples of stainless steels and their corresponding weld metals that solidify in F mode include duplex,
lean duplex, and super duplex stainless steels such as 2205 base metal and its 22 9 3 N L (2209) filler metal;
2101 and its normal filler metal 23 7 N L (2307); and 2507 and its corresponding filler metal 25 9 4 N L
(2594). Other base metals and filler metals that solidify as F mode include 29 9 (312), 17 (430) and 18 L Nb.
Any austenite found in these steels and weld metals at ambient temperatures results from solid state phase
transformation of some ferrite to austenite, as discussed in 4.3. Steels and weld metals such as 17 (430) and
18 L Nb are outside of the scope of this document, but 29 9 (312) is within the scope.
4.2.6 Mixed solidification modes
When a weld metal composition is very close to one of the boundaries between solidification modes, mixed
solidification modes can occur. These can be A/AF, AF/FA, or FA/F. From the point of view of resistance
to solidification cracking, it makes little difference if the solidification modes are mixed A/AF (similar
likelihood of solidification cracking) or if the solidification modes are mixed FA/F (similar solidification
cracking resistance). But mixed AF/FA solidification can be significant because AF mode has a significantly
greater tendency for solidification cracking than FA mode. Mixed mode solidification can happen on a
microscopic scale or on a macroscopic scale. Figure 1 shows a submerged arc single run fillet weld exhibiting
macroscopic mixed solidification mode, with solidification cracking in the AF solidification mode region.
Key
1 stainless steel plate 3 FA solidification mode area of weld
2 carbon steel plate 4 AF solidification mode area of weld
NOTE The difference in etching – the region of the weld close to the 304 stainless steel solidified in FA mode,
while that close to the structural carbon steel solidified in AF mode. Scribe lines indicate the original metal surfaces
before welding. The 304 stainless steel helped to promote FA solidification, while the structural carbon steel helped to
promote AF solidification. A solidification crack can be seen in the AF solidification mode region.
Figure 1 — SAW weld joining 304 stainless steel (bottom) to structural carbon steel (top) using 309L
filler metal
4.3 Solid state phase transformation of ferrite to austenite
4.3.1 General
When ferrite and austenite coexist in stainless steel and its weld metal, the two phases differ in composition.
[5]
Lyman showed in 19 9 L (304L) weld metal, FA solidification mode, that ferrite contained about 25 % Cr,
[6]
4 % Ni, while the adjacent austenite contained 18 % Cr, 11 % Ni. Ogawa and Koseki showed in 2205 duplex
stainless steel (22 % Cr, 6 % Ni, 3 % Mo, 0,12 % N nominal composition) that ferrite in annealed and hot
rolled metal contained over 25 % Cr, about 5 % Ni, about 4 % Mo and almost 0 % N, while the adjacent
austenite contained less than 21 % Cr, over 7 % Ni, about 2,5 % Mo and nearly 0,30 % N. However, in the
as-welded condition, the Cr, Ni and Mo did not vary appreciably between the two phases but the ferrite
contained almost 0 % N while the adjacent austenite contained nearly 0,30 % N, and there was much more
ferrite in the as-welded condition than in the annealed and hot rolled condition. This illustrates that under
weld cooling conditions, only nitrogen diffuses appreciably in this steel to allow austenite formation in the
solid state. Carbon in 29 9 (312) weld metal plays the same role as nitrogen in 2205 and its weld metal.
4.3.2 A solidification mode alloys
After A solidification mode takes place, the weld metal is already austenite and no transformation of ferrite
to austenite takes place.
4.3.3 AF solidification mode alloys
After AF solidification mode takes place, some ferrite can transform to austenite during cooling. Subsequent
annealing in the temperature range of about 800 °C to 1 200 °C, or hot working in this temperature range,
can cause some or all of the ferrite to transform to austenite as some nickel and other austenite promoting
elements diffuse into the ferrite and some chromium (and molybdenum if present) diffuse out of the ferrite.
4.3.4 FA solidification mode alloys
After FA solidification mode takes place, a large amount of the ferrite originally present at the end of
solidification transforms to austenite in part because the ferrite becomes thermodynamically less stable and
in part as some nickel and other austenite promoting elements diffuse into the ferrite while some chromium
(and molybdenum if present) diffuse out of the ferrite. As a result, the ferrite seen at ambient temperatures
is much less than what was present at the end of solidification. Subsequent annealing in the temperature
range of about 800 °C to 1 200 °C, or hot working in this temperature range, generally causes more of the
ferrite to transform to austenite. This transformation behaviour of ferrite to austenite can be understood
[7]
more fully by reference to Figure 2 where it can be seen that the range of compositions over which the two
phases, austenite and ferrite, coexist shifts to higher chromium content with falling temperature. Annealing
and hot working can cause all of the ferrite to disappear in some alloys such as 19 9 L (308L or 304L) and
19 12 3 L (316L). However, remelting, as in autogenous GTA welding, will cause the ferrite to reform during
solidification.
a) 70 % Fe b) 60 % Fe
Key
T temperature δ delta ferrite
m percent by mass σ sigma
L liquid γ austenite solvus
s
γ austenite δ delta ferrite solvus
s
[7]
Figure 2 — Pseudobinary sections of the Fe-Cr-Ni ternary phase diagram
Some higher carbon martensitic stainless steels also solidify in FA mode. These generally transform entirely
to austenite on cooling through the temperature range of about 1 200 °C to about 800 °C, which in turn
transforms to martensite at temperatures generally below about 300 °C. Ferrite is unlikely to be found
in such steels at ambient temperature unless an extended tempering is subsequently performed at about
600 °C to 700 °C to precipitate and spheroidize carbides and allow martensite to recrystallize as ferrite.
4.3.5 F solidification mode alloys
After F solidification mode in duplex stainless steels, as the weld metal cools through the temperature range
of about 1 200 °C to about 800 °C, diffusion, primarily of nitrogen but also carbon if present, permits some
transformation of ferrite to austenite. This transformation begins at the ferrite grain boundaries so that,
in the early stages, the ferrite grains become largely enveloped by austenite. Nitrogen and carbon tend to
concentrate in this grain boundary austenite by diffusion out of the adjacent ferrite, which in turn slows or
stops further transformation along the grain boundaries. Then further transformation of ferrite to austenite
must proceed either by nucleation of austenite within the original ferrite grains or by a Widmanstätten-like
growth of austenite platelets from favourably oriented locations in the grain boundary austenite.
The lower carbon martensitic stainless steels, such as 13 (410), 13 4 (410NiMo), 17-4PH and 15 5 PH also
generally solidify as F mode. These transform largely or entirely to austenite on cooling through the
temperature range of about 1 200 °C to about 800 °C. Normally complete transformation to austenite is
desired because transformation of austenite to martensite at temperatures below about 300 °C is the aim.
However, some residual ferrite can be found in very low carbon versions of alloys such as 13 (410), 13 4
(410NiMo) and 17-4PH.
4.4 Constitution diagrams
Prediction of the ferrite content at ambient temperatures of stainless steels in the as-solidified condition
[8]
has been of considerable interest for about one hundred years. In 1920, Strauss and Maurer offered a
constitution diagram to predict microstructures in wrought chromium-nickel stainless steels. A modified
[9]
version of this diagram was offered by Scherer et al and seemed applicable to weld metal as well as
wrought stainless steels.
Schaeffler, concentrating on weld metal deposited by MMA (SMAW), developed several versions of a
[10]
constitution diagram, the last of which became very popular and is still referenced today despite its
known shortcomings. This Schaeffler Diagram is shown in Figure 3. It makes reasonable predictions of
ferrite content in common nominally austenitic stainless steel weld metals such as 19 9 L (308L), 23 12 L
(309L, 19 12 3 L (316L) and 19 9 Nb (347). The shortcomings of the Schaeffler Diagram include failure to take
into account the important role of nitrogen in promoting austenite, mischaracterizing the role of manganese
both with regards to ferrite content and martensite formation, and mischaracterizing the role of silicon in
promoting ferrite. As a result of these shortcomings, the Schaeffler Diagram predicts considerably more
ferrite than is actually found in high nitrogen weld metals, predicts no ferrite in 18 8 Mn weld metal when
significant ferrite is actually found, and predicts martensite in diluted high manganese weld metal such as
18 8 Mn when no martensite is actually found.
Key
NiE nickel equivalent CrE chromium equivalent
A austenite M martensite
F ferrite
[10]
Figure 3 — Schaeffler Diagram
DeLong led the effort in the USA Welding Research Council to develop a magnetic system for ferrite
[11]
measurement . This magnetic Ferrite Number measurement system became the AWS A4.2 standard in
[12]
1974 and was adopted into the ASME Code shortly thereafter. DeLong also developed a revision of the
centre portion of the Schaeffler Diagram to address the nominally austenitic stainless steel weld metals
to take into account the austenite promoting effect of nitrogen while using the magnetic system of ferrite
[13]
measurement, resulting in a diagram of more limited range than that of Schaeffler, as shown in Figure 4 .
Except for the addition of a nitrogen factor in the nickel equivalent, the nickel equivalent and the chromium
equivalent of the DeLong Diagram are identical to those of the Schaeffler Diagram, and DeLong retained
the martensite boundary as given by Schaeffler. As a result, the DeLong Diagram makes similar prediction
errors to those from the Schaeffler Diagram with high manganese weld metals.
Key
NiE nickel equivalent CrE chromium equivalent
A austenite B WRC Ferrite Number
C prior magnetic percent ferrite D Schaeffler A + M line
F ferrite
[13]
Figure 4 — DeLong Diagram
[14]
Under the auspices of the USA Welding Research Council, McCowan et al collected over nine hundred
weld metal compositions and corresponding Ferrite Numbers, and applied linear regression analysis and
computer mapping to the data to provide revised chromium and nickel equivalents and a revised constitution
[15]
diagram that became known as the WRC-1988 Diagram because a short form of the report was published
before the complete report. This diagram eliminated the shortcoming of the Schaeffler Diagram and the
DeLong Diagram with respect to manganese not promoting austenite. It also eliminated the shortcoming
of the earlier diagrams with respect to silicon not promoting ferrite, at least up to 1,4 % Si. Further, the
[16]
WRC-1988 Diagram incorporated the solidification mode data of Suutala to divide the diagram into the
four solidification modes (A, AF, FA and F) described earlier. The WRC-1988 Diagram greatly enlarged the
range of compositions for which ferrite predictions can be made as compared to that of the DeLong Diagram.
The predictions of the WRC-1988 Diagram versus those of the DeLong Diagram over the range of 0 to 18 FN
[17]
were compared by Kotecki using an independent data set of actual compositions and measured Ferrite
Numbers. The errors (measured FN versus predicted FN) were found to be markedly reduced with the WRC-
1988 Diagram, as can be seen in Figure 5.
[18]
A minor adjustment was made to the WRC-1988 Diagram by Kotecki and Siewert to include a coefficient
for copper in the nickel equivalent, and in this form but without the solidification mode boundaries, it was
incorporated into the ASME Code to replace the DeLong Diagram in 1994. The WRC-1992 Diagram is shown
with the solidification mode boundaries in Figure 6. A more significant modification of the WRC-1992
[19]
Diagram was made by Kotecki in adding boundaries below which martensite is predicted to appear in the
weld metal. This version of the WRC-1992 Diagram is shown in Figure 7.
Key
N number of cases within 0,5 FN E error = measured FN minus calculated FN
DeLong WRC
Figure 5 — Comparison of the Measured FN with the FN Predicted by the DeLong Diagram versus
[17]
the FN Predicted by the WRC-1988 Diagram
Key
NiE nickel equivalent CrE chromium equivalent
A austenite FA ferrite/austenite
AF austenite/ferrite F ferrite
[18]
Figure 6 — WRC-1992 Diagram with solidification mode boundaries
Other methods of predicting Ferrite Number in stainless steel weld metals have been developed using neural
networks, but they do not lend themselves to visual presentation in the form of a constitution diagram. Vitek
[20],[21]
et al provided such a neural network online, but it is no longer available online.
4.5 Effects of welding conditions on ferrite
4.5.1 General
There are two ways in which welding conditions can affect weld metal ferrite content. One way is that
welding conditions can affect weld metal chemical composition. The second way is that welding conditions
can affect the cooling rate through the temperature range in which ferrite transforms in part to austenite.
Key
NiE nickel equivalent CrE chromium equivalent
A austenite F ferrite
AF austenite/ferrite MB martensite boundaries
FA ferrite /austenite
[19]
Figure 7 — WRC-1992 Diagram with martensite boundaries for 1 % Mn, 4 % Mn and 10 % Mn
4.5.2 Welding conditions which affect chemical composition
4.5.2.1 Dilution
When the weld metal is diluted by melting of the base metal(s) or by melting of previously deposited weld
metal, either or both of which mixes with the molten filler metal, the weld metal will have a different chemical
composition from that of the undiluted weld deposit from that filler metal. As a result, the diluted weld metal
cannot be expected to contain the same amount of ferrite as the weld metal from the undiluted filler metal.
The extent of this change in chemical composition can be estimated by estimating the amount of dilution
combined with the composition(s) of the substrate(s) on which the filler metal is deposited and the undiluted
composition of the weld metal from the filler metal. This is commonly done on a constitution diagram such
as the WRC-1992 Diagram by connecting the two or more compositions by tie-lines and proceeding along
the tie-lines in proportion to the estimated amount of dilution. This procedure for estimating ferrite content
[22],[23]
of diluted weld metal is detailed by Kotecki .
4.5.2.2 Without dilution
The most common compositional change that can occur without dilution is pickup or loss of nitrogen from
the weld pool. Protection of the welding arc from air incursion is often imperfect. If air enters the welding
arc, nitrogen molecules can be disassociated to produce monatomic nitrogen ions which readily dissolve
into the weld pool. Since nitrogen is a very strong austenite promoter, nitrogen incursion tends to reduce
the weld metal ferrite content as compared to that of more completely shielded weld metal from the same
filler metal. Drawing an abnormally long arc wi
...
Rapport
technique
ISO/TR 22824
Deuxième édition
Soudage — Bonnes pratiques pour
2024-12
la spécification et le mesurage de
la ferrite dans le métal fondu des
aciers inoxydables
Welding — Best practices for specification and measurement of
ferrite in stainless steel weld metal
Numéro de référence
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publication ne peut être reproduite ni utilisée sous quelque forme que ce soit et par aucun procédé, électronique ou mécanique,
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Tél.: +41 22 749 01 11
E-mail: copyright@iso.org
Web: www.iso.org
Publié en Suisse
ii
Sommaire Page
Avant-propos .v
Introduction .vi
1 Domaine d’application . 1
2 Références normatives . 1
3 Termes et définitions . 1
4 Phénomènes métallurgiques de ferrite dans le métal fondu des aciers inoxydables . 2
4.1 Généralités .2
4.2 Mode de solidification .3
4.2.1 Généralités .3
4.2.2 Mode de solidification A (austénitique) .3
4.2.3 Mode de solidification AF (austénite primaire) .3
4.2.4 Mode de solidification FA (ferrite primaire) . .4
4.2.5 Mode de solidification F (ferritique) .4
4.2.6 Modes de solidification mixtes .4
4.3 Transformation de phase à l’état solide de ferrite en austénite .5
4.3.1 Généralités .5
4.3.2 Alliages en mode de solidification A .6
4.3.3 Alliages en mode de solidification AF .6
4.3.4 Alliages en mode de solidification FA .6
4.3.5 Alliages en mode de solidification F .7
4.4 Diagrammes de constitution . .7
4.5 Effets des conditions de soudage sur la ferrite .11
4.5.1 Généralités .11
4.5.2 Conditions de soudage affectant la composition chimique . 12
4.5.3 Conditions de soudage n’affectant pas la composition chimique . 13
4.6 Formation de phase alpha prime et intermétallique . 13
4.7 Nitrures de chrome et austénite secondaire .14
4.8 Traitement thermique après soudage .14
5 Effets de variations de la ferrite sur le comportement en service du métal fondu des
aciers inoxydables .16
5.1 Généralités .16
5.2 Propriétés en traction aux températures ambiantes .16
5.3 Résilience .17
5.4 Résistance à la fissuration par corrosion sous contrainte par les chlorures (CSCC).17
5.5 Sensibilité à la corrosion dans certains milieux .18
5.6 Résistance au fluage .18
6 Mesurage de la ferrite dans le métal fondu en acier inoxydable . 19
6.1 Généralités .19
6.2 Considérations dans le mesurage de la ferrite . 20
6.3 Pourcentage métallographique de ferrite par des méthodes optiques . 20
6.4 Mesurage métallographique de la ferrite par EBSD .21
6.5 Mesurage de la ferrite par diffraction des rayons X .21
6.6 Mesurage de la ferrite par dissolution électrochimique de l’austénite .21
6.7 Mesurage de la ferrite par aimantation à saturation .21
6.8 Mesurage de la ferrite par attraction magnétique . 22
6.9 Mesurage par perméabilité magnétique (induction magnétique) . 23
6.10 Emplacement et volume de mesure . 23
6.11 Mesurage dans la ZAT .24
6.12 Reproductibilité de mesurage . .24
6.13 Corrélations entre l’Indice de Ferrite et le pourcentage de ferrite . 25
7 Spécification de la ferrite dans le métal fondu des aciers inoxydables.26
7.1 Généralités . 26
iii
7.2 Exigences non magnétiques .27
7.3 Environnements d’utilisation dans lesquels la ferrite est attaquée agressivement.27
7.4 Applications cryogéniques nécessitant une résilience du métal fondu .27
7.5 Utilisation à haute température . 28
7.6 Soudures hétérogènes . 28
7.7 Couches-tampons et placages . 28
7.8 Soudures duplex austéno-ferritiques . 29
8 Valeurs aberrantes dans le mesurage de la ferrite .29
9 Conclusions .30
Bibliographie .32
iv
Avant-propos
L'ISO (Organisation internationale de normalisation) est une fédération mondiale d'organismes nationaux
de normalisation (comités membres de l'ISO). L'élaboration des Normes internationales est en général
confiée aux comités techniques de l'ISO. Chaque comité membre intéressé par une étude a le droit de faire
partie du comité technique créé à cet effet. Les organisations internationales, gouvernementales et non
gouvernementales, en liaison avec l'ISO participent également aux travaux. L'ISO collabore étroitement avec
la Commission électrotechnique internationale (IEC) en ce qui concerne la normalisation électrotechnique.
Les procédures utilisées pour élaborer le présent document et celles destinées à sa mise à jour sont
décrites dans les Directives ISO/IEC, Partie 1. Il convient, en particulier, de prendre note des différents
critères d'approbation requis pour les différents types de documents ISO. Le présent document a
été rédigé conformément aux règles de rédaction données dans les Directives ISO/IEC, Partie 2 (voir
www.iso.org/directives).
L’ISO attire l’attention sur le fait que la mise en application du présent document peut entraîner l’utilisation
d’un ou de plusieurs brevets. L’ISO ne prend pas position quant à la preuve, à la validité et à l’applicabilité de
tout droit de brevet revendiqué à cet égard. À la date de publication du présent document, l’ISO n’avait pas
reçu notification qu’un ou plusieurs brevets pouvaient être nécessaires à sa mise en application. Toutefois,
il y a lieu d’avertir les responsables de la mise en application du présent document que des informations
plus récentes sont susceptibles de figurer dans la base de données de brevets, disponible à l’adresse
www.iso.org/brevets. L’ISO ne saurait être tenue pour responsable de ne pas avoir identifié tout ou partie de
tels droits de propriété.
Les appellations commerciales éventuellement mentionnées dans le présent document sont données pour
information, par souci de commodité, à l’intention des utilisateurs et ne sauraient constituer un engagement.
Pour une explication de la nature volontaire des normes, la signification des termes et expressions
spécifiques de l'ISO liés à l'évaluation de la conformité, ou pour toute information au sujet de l'adhésion de
l'ISO aux principes de l’Organisation mondiale du commerce (OMC) concernant les obstacles techniques au
commerce (OTC), voir www.iso.org/avant-propos.
Le présent document a été élaboré par le Comité technique IIW, Institut International de la Soudure,
Commission II, Soudage à l’arc et métaux d’apport, en collaboration avec l'ISO/TC 44, Soudage et techniques
connexes, Sous-comité SC 3, Produits consommables pour le soudage.
Cette deuxième édition annule et remplace la première édition (ISO/TR 22824:2003), qui a fait l’objet d’une
révision technique.
Les principales modifications sont les suivantes:
— le phénomène métallurgique de la ferrite a été abordé;
— des méthodes de mesurage de la ferrite ont été abordées;
— une bonne pratique pour des spécifications raisonnables et efficaces en ce qui concerne la ferrite a été
abordée;
— une bonne pratique permettant de traiter les valeurs aberrantes dans le mesurage de la ferrite a été
abordée;
— la liste de références a été étendue.
Il convient que l’utilisateur adresse tout retour d’information ou toute question concernant le présent
document à l’organisme national de normalisation de son pays. Une liste exhaustive desdits organismes se
trouve à l’adresse www.iso.org/fr/members.html.
Les interprétations officielles des documents de l’ISO/TC 44, lorsqu'elles existent, se trouvent à l’adresse
https://committee.iso.org/sites/tc44/home/interpretation.htmlhttps://www.iso.org/fr/members.html.
v
Introduction
Le présent document a été élaboré par l’Institut International de la Soudure, Commission II, à travers sa
Sous-commission II-C, Soudage à l’arc et métaux d’apport, en coopération avec la Commission IX à travers
sa Sous-commission IX-H, Soudage des aciers inoxydables et des alliages à base de nickel, pour le compte de
l’ISO/TC 44/SC 3. Il représente l’opinion circonstanciée des experts quant au mesurage et à la spécification
de la ferrite dans le métal fondu des aciers inoxydables nominalement austénitiques et duplex austéno-
ferritiques.
vi
Rapport technique ISO/TR 22824:2024(fr)
Soudage — Bonnes pratiques pour la spécification et le
mesurage de la ferrite dans le métal fondu des aciers
inoxydables
1 Domaine d’application
Le présent document décrit les bonnes pratiques, sur la base de l’expérience d’experts, pour la définition
d’exigences appropriées, dans des spécifications et d’autres normes et documents contractuels, sur la teneur
en ferrite du métal fondu des aciers inoxydables nominalement austénitiques ou duplex austéno-ferritiques.
Il décrit également une bonne pratique sur le mesurage et la reproductibilité de mesurage, et traite des
valeurs aberrantes des mesures. Il prend en compte la ferrite dans la zone affectée par la chaleur de soudage
d’acier inoxydable duplex. Il ne tient pas compte de la spécification ou du mesurage de la ferrite dans les
aciers inoxydables ferritiques ni dans les aciers inoxydables martensitiques.
2 Références normatives
Le présent document ne contient aucune référence normative.
3 Termes et définitions
Pour les besoins du présent document, les termes et définitions suivants s’appliquent.
L’ISO et l’IEC tiennent à jour des bases de données terminologiques destinées à être utilisées en normalisation,
consultables aux adresses suivantes:
— ISO Online browsing platform: disponible à l’adresse https:// www .iso .org/ obp
— IEC Electropedia: disponible à l’adresse https:// www .electropedia .org/
3.1
acier inoxydable
tout membre d’une famille diverse d’alliages contenant au moins 10,5 % de chrome (la teneur minimale
en chrome qui assure un service sans rouille dans un air ambiant ordinaire exempt de sel), et contenant
souvent mais pas toujours une quantité substantielle de nickel, et dans lequel la teneur en fer dépasse celle
de tout autre élément lorsque tous les autres éléments sont pris aux valeurs minimales de spécification pour
l’alliage
3.2
austénite
structure cristalline cubique à faces centrées d’alliages à base de fer qui n’est pas ferromagnétique aux
températures ambiantes
3.3
acier inoxydable duplex austéno-ferritique
métal de base ou métal fondu en acier inoxydable constitué d’une microstructure de ferrite (3.4) et d’austénite
(3.2) à parts approximativement égales
Note 1 à l'article: Les concentrations des deux phases peuvent être assez larges – le terme est souvent abrégé sous la
forme acier inoxydable duplex.
3.4
ferrite
structure cristalline cubique à corps centré d’alliages à base de fer qui est ferromagnétique aux températures
ambiantes
3.5
Indice de Ferrite
FN
mesure déterminée magnétiquement de la teneur en ferrite (3.4), effectuée en utilisant un instrument
[1]
étalonné selon l’ISO 8249
Note 1 à l'article: Le terme est toujours mis en majuscules pour signifier la conformité à la norme ISO.
3.6
pourcentage de ferrite
teneur volumétrique en ferrite (3.4) qui peut être déterminée métallographiquement, par un instrument
magnétique, par diffraction des rayons X, ou par d’autres moyens
3.7
martensite
structure cristalline tétragonale à corps centré d’alliages à base de fer qui est ferromagnétique aux
températures ambiantes et est formée par une transformation par cisaillement de l’austénite (3.2) sans
diffusion
3.8
acier inoxydable nominalement austénitique
métal de base ou métal fondu en acier inoxydable qui est majoritairement constitué d’austénite (3.2) mais
contient une faible quantité de ferrite (3.4) lorsqu’il atteint une température ambiante directement après
solidification
Note 1 à l'article: Cette ferrite (3.4) peut se transformer en totalité ou en partie en austénite (3.2) pendant le travail à
chaud et/ou le recuit, mais réapparaît sous une certaine forme si l’acier est à nouveau fondu (par exemple par soudage
à l’arc autogène sous protection gazeuse avec électrode de tungstène).
4 Phénomènes métallurgiques de ferrite dans le métal fondu des aciers inoxydables
4.1 Généralités
La ferrite observée dans un métal fondu en acier inoxydable d’une composition chimique donnée à
température ambiante est le résultat final de son mode de solidification, des transformations de phase à l’état
solide pendant le refroidissement à partir de la température de solidification, et d’autres transformations
de phase à l’état solide pendant les cycles de réchauffage, entraînés par un dépôt de passes de soudage
ultérieures et/ou par un traitement thermique après soudage.
Dans le fer pur, la solidification se produit à 1 538 °C sous forme de ferrite, couramment appelée «ferrite
delta». Durant le refroidissement, cette ferrite se transforme en austénite à 1 394 °C. Puis, refroidie à 912 °C,
l’austénite se retransforme en ferrite, cette fois couramment appelée «ferrite alpha». Certains éléments
d’alliage, lorsqu’ils sont ajoutés au fer, favorisent la phase austénitique pendant la solidification. Les éléments
favorisant notablement la formation d’austénite et constituant couramment les aciers inoxydables sont
le nickel, le carbone, l’azote et le cuivre. L’addition d’environ 4,6 % de nickel, ou plus, au fer pur change le
résultat de la solidification de la ferrite en austénite.
Certains autres éléments d’alliage, lorsqu’ils sont ajoutés au fer, favorisent la phase ferritique pendant la
solidification. Les éléments favorisant notablement la formation de ferrite et constituant couramment les
aciers inoxydables sont le chrome, le molybdène et le niobium. D’autres éléments moins courants, constituant
occasionnellement les aciers inoxydables, favorisent la formation de ferrite, tels que l’aluminium, le titane, le
vanadium et le tungstène.
Il fut un temps où le manganèse était considéré comme un élément favorisant la formation d’austénite
pendant la solidification. Plus récemment, il a été prouvé que le manganèse, au moins jusqu’à 12 %, est
[2]
neutre quant à la formation de ferrite ou d’austénite pendant la solidification. Toutefois, le manganese ,
[3]
stabilise l’austénite en ce qui concerne la transformation en martensite à des températures très basses .
Il fut un temps où le silicium était considéré comme un élément favorisant la ferrite pendant la solidification.
Le rôle du silicium est moins clair que celui du manganèse. Des travaux expérimentaux impliquant du métal
fondu de composition essentiellement constante, à l’exception du fait que la teneur en silicium avait été
portée de 0,34 % à 1,38 %, ont révélé un effet négligeable du silicium sur la teneur en ferrite du métal fondu.
[4]
Cependant, des niveaux encore plus élevés de silicium semblent favoriser la formation de ferrite.
4.2 Mode de solidification
4.2.1 Généralités
Dans les aciers inoxydables, deux phases métallurgiques sont possibles à des températures juste au-dessous
du solidus. Ces deux phases sont l’austénite et la ferrite. Un acier inoxydable particulier peut se solidifier
entièrement sous forme d’austénite (mode de solidification A), entièrement sous forme de ferrite (mode de
solidification F), ou comme mélange d’austénite et de ferrite. La solidification mixte peut se produire d’abord
sous forme d’austénite, puis sous forme de ferrite (austénite primaire ou mode de solidification AF) ou sous
forme de ferrite, puis sous forme d’austénite (ferrite primaire ou mode de solidification FA).
Le mode de solidification est important en ce qui concerne la soudabilité d’un acier inoxydable donné, car il
a un effet profond sur la tendance à la fissuration en solidification. La fissuration en solidification peut être
facilement visible dans le cratère de fin de cordon ou le long de l’axe de soudure. Mais elle peut également
être cachée sous la surface et sous la forme de fissuration longitudinale le long de la racine.
4.2.2 Mode de solidification A (austénitique)
Le métal fondu des aciers inoxydables qui se fige dans le mode de solidification A ne contient généralement pas
de ferrite à la fin de la solidification et a généralement la plus forte tendance à la fissuration en solidification
parmi les quatre modes de solidification possibles. Une opération de soudage réussie lorsque ce mode de
solidification est attendu peut nécessiter le choix d’un métal d’apport ayant des teneurs inhabituellement
faibles en soufre, en phosphore et autres éléments-trace. Cela peut également ou alternativement nécessiter
des techniques de soudage spéciales, notamment un dépôt de métal fondu sous forme de petites passes
convexes avec un faible apport de chaleur, et un remplissage excessif du cratère à la fin de chaque passe. À
l’extrême, il peut être nécessaire de meuler les passes convexes et l’excès de remplissage du cratère après
chaque passe de soudure pour obtenir un métal fondu sain.
Le métal de base des aciers inoxydables austénitiques et le métal fondu correspondant qui ont une teneur
élevée en nickel présentent généralement le mode de solidification A. Des exemples de métal fondu qui
peuvent présenter un mode de solidification A incluent le 25 20 (310), le 18 36 H (330), le 27 31 4 Cu L (383),
et le 20 25 5 Cu L (385).
Une certaine amélioration de la résistance à la fissuration en solidification peut également être observée
si un métal d’apport à teneur anormalement élevée en manganèse est disponible. Une teneur normale
en manganèse se situe habituellement entre 1 % et 2 %, tandis qu’une teneur anormalement élevée
en manganèse se situe habituellement entre 3 % et 9 %. Des exemples de métaux d’apport à mode de
solidification A ayant une teneur anormalement élevée en manganèse comprennent le 25 20 Mn et le 20 16
3 Mn L (316LMn).
4.2.3 Mode de solidification AF (austénite primaire)
Le métal fondu des aciers inoxydables qui se fige dans le mode de solidification AF forme généralement
une petite quantité de ferrite dans les espaces interdendritiques entre les cristaux d’austénite colonnaires
dans les dernières étapes de solidification. Un certain partitionnement des éléments d’alliage se produit
généralement, les éléments favorisant la ferrite, à savoir le chrome et le molybdène (si ce dernier est
présent) se concentrant davantage dans la ferrite, et les éléments favorisant l’austénite, à savoir le nickel, le
carbone et l’azote (si ce dernier est présent) se concentrant davantage dans l’austénite. Le métal fondu qui
se solidifie dans le mode AF a généralement seulement une tendance légèrement inférieure à la fissuration
en solidification qu’un métal fondu qui se solidifie dans le mode A. Les mêmes techniques de soudage et les
mêmes modifications de la composition du métal fondu qui sont bénéfiques pour le mode de solidification A
sont également bénéfiques pour le mode de solidification AF.
Parfois, le mode de solidification AF peut être trouvé dans le métal fondu du 19 12 3 L (316L), du 25 20 (310)
et du 20 16 3 Mn L (316LMn). Le mode de solidification AF peut également être trouvé dans du métal fondu
dilué tel que celui d’un placage et/ou d’un assemblage de métaux dissemblables lorsqu’un ou plusieurs
métaux de base est en acier au carbone ou en acier faiblement allié, et qu’un métal d’apport tel que le 23 12 L
(309L) est déposé.
4.2.4 Mode de solidification FA (ferrite primaire)
Le métal fondu des aciers inoxydables qui se solidifie dans le mode de solidification FA forme généralement
des grains de ferrite colonnaires avec une petite quantité d’austénite qui se forme dans les espaces
interdendritiques pendant les dernières étapes de solidification. Un certain partitionnement des éléments
d’alliage se produit généralement, les éléments favorisant la ferrite, à savoir le chrome et le molybdène (si ce
dernier est présent) se concentrant davantage dans la ferrite, et les éléments favorisant l’austénite, à savoir
le nickel, le carbone et l’azote (si ce dernier est présent) se concentrant davantage dans l’austénite. Le métal
fondu qui se solidifie dans le mode FA présente généralement la résistance la plus élevée à la fissuration en
solidification de tous les modes de solidification. De tels métaux fondus peuvent généralement être déposés
sans crainte de fissuration en solidification. Aucune technique de soudage spéciale ou modification de la
composition n’est nécessaire pour obtenir un métal fondu sain.
Les aciers inoxydables nominalement austénitiques les plus courants et leurs métaux d’apport
correspondants sont généralement destinés à se solidifier dans le mode FA. Ils incluent le 19 9 L (308L), le
23 12 L (309L), le 19 12 3 L (316L) et le 19 9 Nb (347). Bien que la ferrite puisse ne pas être détectée dans les
métaux de base correspondants, en raison d’une transformation de phase à l’état solide pendant le travail
à chaud et le recuit du métal de base, la ferrite réapparaît généralement lorsque ces métaux de base sont
soudés de manière autogène. Cela est dû au fait que les aciéries manipulent la composition du métal de base
pour obtenir une solidification FA qui améliore la production d’un acier de qualité pendant le travail à chaud.
De nombreux métaux fondus des aciers inoxydables nominalement martensitiques, et le métal de base
correspondant, se solidifient en tant que FA, y compris le 13 (410), le 13 4 (410NiMo), le 420 et 17-4PH, mais
ceux-ci n’entrent pas dans le domaine d’application du présent document.
4.2.5 Mode de solidification F (ferritique)
Le métal fondu des aciers inoxydables qui se solidifie dans le mode de solidification F ne contient pas
d’austénite lorsque la solidification est terminée et est généralement beaucoup plus résistant à la fissuration
en solidification que le métal fondu du mode de solidification A ou AF, mais pas aussi résistant que le métal
fondu du mode de solidification FA. Avec les compositions en mode F, si une fissuration à la solidification est
rencontrée, les techniques de soudage mentionnées sous le mode de solidification A résolvent généralement
le problème.
Des exemples d’aciers inoxydables et du métal fondu correspondant qui se solidifient en mode F comprennent
les aciers inoxydables duplex, lean duplex et superduplex tels que le métal de base 2205 et son métal d’apport
22 9 3 N L (2209), le 2101 et son métal d’apport usuel 23 7 N L (2307), et le 2507 et son métal d’apport
correspondant 25 9 4 N L (2594). D’autres métaux de base et métaux d’apport qui se solidifient en mode F
incluent le 29 9 (312), le 17 (430) et le 18 L Nb. Toute austénite décelée à des températures ambiantes dans
ces aciers et dans le métal fondu correspondant résulte de la transformation de phase à l’état solide d’une
partie de la ferrite en austénite, comme évoqué en 4.3. Les aciers et le métal fondu tels que le 17 (430) et le
18 L Nb n’entrent pas dans le domaine d’application du présent document, contrairement au 29 9 (312).
4.2.6 Modes de solidification mixtes
Lorsque la composition de métal fondu est très proche de l’une des limites entre des modes de solidification,
des modes de solidification mixtes peuvent se produire. Il peut s’agir de A/AF, AF/FA, ou FA/F. Du point
de vue de la résistance à la fissuration en solidification, il importe peu que les modes de solidification
soient mixtes A/AF (probabilité similaire de fissuration en solidification) ou que les modes de solidification
soient mixtes FA/F (résistance similaire à la fissuration en solidification). Mais une solidification mixte AF/
FA peut être significative car le mode AF a une tendance significativement supérieure à la fissuration en
solidification que le mode FA. Une solidification en mode mixte peut se produire à une échelle microscopique
ou à une échelle macroscopique. La Figure 1 montre une soudure d’angle monopasse réalisée à l’arc sous flux
présentant un mode de solidification mixte macroscopique, avec une fissuration en solidification dans la
région du mode de solidification AF.
Légende
1 tôle d’acier inoxydable 3 zone de la soudure en mode de solidification FA
2 tôle d’acier au carbone 4 zone de la soudure en mode de solidification AF
NOTE La différence d’attaque – la région de la soudure proche de l’acier inoxydable 304 s’est solidifiée en
mode FA, tandis que celle proche de l’acier de construction au carbone s’est solidifiée en mode AF. Les lignes de
séparation indiquent les surfaces de métal d’origine avant le soudage. L’acier inoxydable 304 a contribué à favoriser
la solidification FA, tandis que l’acier de construction au carbone a contribué à faciliter la solidification AF. Une
fissuration en solidification peut être observée dans la région du mode de solidification AF.
Figure 1 — Soudure réalisée sous flux entre un acier inoxydable 304 (en bas) et un acier de
construction au carbone (en haut) à l’aide d’un métal d’apport 309L
4.3 Transformation de phase à l’état solide de ferrite en austénite
4.3.1 Généralités
Lorsque la ferrite et l’austénite coexistent dans un acier inoxydable et son métal fondu, les deux phases
[5]
diffèrent en composition. Lyman a montré que dans un métal fondu 19 9 L (304L), avec mode de
solidification FA, la ferrite contenait environ 25 % de Cr, 4 % de Ni, tandis que l’austénite adjacente contenait
[6]
18 % de Cr, 11 % de Ni. Ogawa et Koseki ont montré que dans un acier inoxydable duplex 2205 (composition
nominale 22 % de Cr, 6 % de Ni, 3 % de Mo, 0,12 % de N), la ferrite dans le métal recuit et laminé à chaud
contenait plus de 25 % de Cr, environ 5 % de Ni, environ 4 % de Mo et près de 0 % de N, tandis que l’austénite
adjacente contenait moins de 21 % de Cr, plus de 7 % de Ni, environ 2,5 % de Mo et près de 0,30 % de N.
Toutefois, à l’état brut de soudage, le Cr, le Ni et le Mo n’ont pas varié sensiblement entre les deux phases,
mais la ferrite contenait près de 0 % de N tandis que l’austénite adjacente contenait près de 0,30 % de N, et il
y avait beaucoup plus de ferrite à l’état brut de soudage que dans l’état recuit et laminé à chaud. Cela illustre
que, lors du refroidissement de la soudure, seul l’azote se diffuse sensiblement dans cet acier pour permettre
la formation d’austénite à l’état solide. Le carbone dans le métal fondu 29 9 (312) joue le même rôle que
l’azote dans le 2205 et son métal fondu.
4.3.2 Alliages en mode de solidification A
Une fois le mode de solidification A terminé, le métal fondu est déjà de l’austénite et aucune transformation
de ferrite en austénite ne se produit.
4.3.3 Alliages en mode de solidification AF
Une fois le mode de solidification AF terminé, une partie de la ferrite peut se transformer en austénite pendant
le refroidissement. Un recuit ultérieur dans la gamme de températures allant d’environ 800 °C à 1 200 °C, ou
un travail à chaud dans cette gamme de températures, peut entraîner la transformation d’une partie ou de la
totalité de la ferrite en austénite, sachant qu’une partie du nickel et d’autres éléments favorisant l’austénite
se diffusent dans la ferrite et qu’une partie du chrome (et du molybdène, s’il est présent) se diffuse en dehors
de la ferrite.
4.3.4 Alliages en mode de solidification FA
Une fois le mode de solidification FA terminé, une grande quantité de la ferrite présente à l’origine à la fin
de la solidification se transforme en austénite, en partie parce que la ferrite devient thermodynamiquement
moins stable, et en partie parce qu’une partie du nickel et d’autres éléments favorisant l’austénite se diffusent
dans la ferrite tandis qu’une partie du chrome (et du molybdène, s’il est présent) se diffuse en dehors de la
ferrite. En conséquence, la ferrite observée à des températures ambiantes est très inférieure à ce qui était
présent à la fin de la solidification. Un recuit ultérieur dans la gamme de températures allant d’environ
800 °C à 1 200 °C, ou un travail à chaud dans cette gamme de températures, provoque généralement la
transformation d’une plus grande quantité de ferrite en austénite. Ce comportement de transformation de
[7]
la ferrite en austénite peut être mieux compris en faisant référence à la Figure 2, où il apparaît que la
gamme de compositions sur laquelle coexistent les deux phases, l’austénite et la ferrite, se déplace vers une
teneur plus élevée en chrome avec une chute de température. Un recuit et un travail à chaud peuvent faire
disparaître la totalité de la ferrite dans certains alliages tels que le 19 9 L (308L ou 304L) et le 19 12 3 L
(316L). Cependant, une refusion, tel que celle réalisée en soudage TIG autogène, entraîne la reformation de la
ferrite pendant la solidification.
a) 70 % Fe b) 60 % Fe
Légende
T température δ ferrite delta
m pourcentage en masse σ sigma
L liquide γ solvus de l’austénite
s
γ austénite δ solvus de la ferrite delta
s
[7]
Figure 2 — Sections pseudobinaires du diagramme de phase ternaire Fe-Cr-Ni
Certains aciers inoxydables martensitiques à teneur plus élevée en carbone se solidifient également en mode
FA. Ceux-ci, lors du refroidissement dans la gamme de températures allant d’environ 1 200 °C à environ
800 °C, se transforment généralement entièrement en austénite, qui à son tour, se transforme en martensite
à des températures généralement inférieures à environ 300 °C. Il est peu probable de trouver de la ferrite
dans de tels aciers à une température ambiante, à moins qu’un revenu prolongé ne soit réalisé ultérieurement
entre environ 600 °C et 700 °C pour précipiter et sphéroïdiser les carbures et permettre à la martensite de
se recristalliser en ferrite.
4.3.5 Alliages en mode de solidification F
Après le mode de solidification F dans des aciers inoxydables duplex, au fur et à mesure que le métal
fondu refroidit dans la gamme de températures allant d’environ 1 200 °C à environ 800 °C, la diffusion,
principalement de l’azote, mais également du carbone s’il est présent, permet une certaine transformation de
la ferrite en austénite. Cette transformation commence au niveau des joints de grains de ferrite de sorte que,
au cours des premières étapes, les grains de ferrite deviennent en grande partie enveloppés par l’austénite.
L’azote et le carbone tendent à se concentrer dans cette austénite des joints de grains par diffusion en dehors
de la ferrite adjacente, ce qui ralentit ou arrête alors toute transformation ultérieure le long des joints
de grains. Par la suite, toute transformation ultérieure de la ferrite en austénite doit s’effectuer par une
nucléation de l’austénite à l’intérieur des grains de ferrite d’origine ou par une croissance des plaquettes
d’austénite semblable à celle de Widmanstätten à partir d’emplacements favorablement orientés dans
l’austénite des joints de grains.
Les aciers inoxydables martensitiques à faible teneur en carbone, tels que le 13 (410), le 13 4 (410NiMo),
le 17-4PH et le 15 5 PH, se solidifient aussi généralement en mode F. Ceux-ci se transforment largement ou
entièrement en austénite lors du refroidissement dans la gamme de températures allant d’environ 1 200 °C
à environ 800 °C. Une transformation complète en austénite est normalement souhaitée, car l’objectif est la
transformation de l’austénite en martensite à des températures inférieures à environ 300 °C. Cependant,
une ferrite résiduelle peut être trouvée dans des versions d’alliages à très faible teneur en carbone telles que
le 13 (410), le 13 4 (410NiMo) et le 17-4PH.
4.4 Diagrammes de constitution
La prédiction de la teneur en ferrite à des températures ambiantes d’aciers inoxydables à l’état solidifié
[8]
présente un intérêt considérable depuis environ une centaine d’années. En 1920, Strauss et Maurer ont
proposé un diagramme de constitution pour prédire les microstructures dans les aciers inoxydables au
[9]
chrome-nickel forgé. Une version modifiée de ce diagramme a été proposée par Scherer et coll . et semblait
applicable au métal fondu ainsi qu’aux aciers inoxydables forgés.
Schaeffler, en se concentrant sur le métal fondu d’un dépôt réalisé par soudage manuel à l’arc avec électrode
enrobée déposé par MMA (SMAW), a développé plusieurs versions d’un diagramme de constitution,
[10]
dont la dernière est devenue très populaire et constitue encore aujourd’hui une référence malgré ses
inconvénients connus. Ce diagramme de Schaeffler est illustré à la Figure 3. Il prédit raisonnablement la
teneur en ferrite de métaux fondus en acier inoxydable nominalement austénitique courants, tels que le
19 9 L (308L), le 23 12 L (309L), le 19 12 3 L (316L) et le 19 9 Nb (347). Les inconvénients du diagramme
de Schaeffler incluent le défaut de prise en compte de l’importance du rôle de l’azote pour ce qui est de
favoriser l’austénite, le défaut de caractérisation du rôle du manganèse à la fois en ce qui concerne la teneur
en ferrite et la formation de martensite, et le défaut de caractérisation du rôle du silicium pour ce qui est de
favoriser la ferrite. Par suite de ces inconvénients, le diagramme de Schaeffler prédit considérablement plus
de ferrite que la quantité qui est réellement décelée dans du métal fondu à teneur élevée en azote, ne prédit
aucune ferrite dans le métal fondu du 18 8 Mn lorsqu’une quantité significative de ferrite est effectivement
trouvée, et prédit la présence de martensite dans le métal fondu dilué à teneur élevée en manganèse, tel que
le 18 8 Mn, lorsqu’aucune martensite n’est en fait décelée.
Légende
NiE équivalent nickel CrE équivalent chrome
A austénite M martensite
F ferrite
[10]
Figure 3 — Diagramme de Schaeffler
DeLong a dirigé les efforts du Welding Research Council des USA pour développer un système magnétique
[11]
pour le mesurage de la ferrite. Ce système magnétique de mesure de l’Indice de Ferrite est devenu la
[12]
norme AWS A4.2 en 1974 et a été adopté dans le Code ASME peu après. DeLong a également développé une
révision de la partie centrale du diagramme de Schaeffler pour traiter du métal fondu des aciers inoxydables
nominalement austénitiques afin de prendre en compte l’effet favorable de l’azote pour l’austénite tout en
utilisant le système magnétique de mesure de ferrite, ce qui s’est traduit par un diagramme de portée plus
[13]
limitée que celui de Schaeffler, comme le montre la Figure 4. À l’exception de l’ajout d’un facteur d’azote
dans l’équivalent nickel, l’équivalent nickel et l’équivalent chrome du diagramme de DeLong sont identiques
à ceux du diagramme de Schaeffler, et DeLong a conservé la limite de martensite telle que donnée par
Schaeffler. En conséquence, le diagramme de DeLong fait des erreurs de prédiction similaires à celles du
diagramme de Schaeffler lorsque le métal fondu a une teneur élevée en manganèse.
Légende
NiE équivalent nickel CrE équivalent chrome
A austénite B Indice de Ferrite WRC (FN)
C pourcentage magnétique antérieur de ferrite D ligne A + M de Schaeffler
F ferrite
[13]
Figure 4 — Diagramme de DeLong
[14]
Sous les auspices du Welding Research Council des USA, McCowan et al. ont recueilli plus de neuf cents
compositions de métal fondu et les Indices de Ferrite correspondants, et appliqué une analyse de régression
linéaire et une cartographie informatique aux données afin de fournir des équivalents chrome et nickel
révisés et un dia
...
Questions, Comments and Discussion
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