UNIVERSIDAD NACIONAL DE TRUJILLO
FACULTAD DE INGENIERIA
ESCUELA ACADEMICO PROFESIONAL DE INGENIERIA DE
MATERIALES
“Efecto de la temperatura de precalentamiento sobre la
dureza y desarrollo microestructural en la zona de unión
soldada del acero P460NL1, mediante el proceso SAW y el
pase de raíz por FCAW”
TESIS DE INVESTIGACION PARA
OPTAR EL TITULO DE:
INGENIERO DE MATERIALES
AUTORES:
Br. López Huamán José Manuel
Br. Rodríguez Custodio, Juan Carlos
ASESOR:
Dr. Norberto Damián. Ñique Gutiérrez.
CO-ASESOR:
Dr. Jorge Vera Alvarado
DEDICATORIA
A nuestro Dios todo poderoso por ser quien me guió y me ayudó en todo momento, y me fortaleció el espíritu para seguir adelante.
A mis padres Rafael y Ana María por su constante apoyo y confianza que me brindaron siempre, a mi hermano Cristhian por su paciencia y alegría.
José M. López Huamán
Esta tesis se la dedico a mi Dios quién supo guiarme por el buen camino, darme fuerzas para seguir adelante y no desmayar en los problemas que se presentaban, enseñándome a encarar las adversidades sin perder nunca la dignidad ni desfallecer en el intento.
A mi familia quienes por ellos soy lo que soy.
Para mis padres por su apoyo, consejos, comprensión, amor, ayuda en los momentos difíciles, y por ayudarme con los recursos necesarios para estudiar. Me han dado todo lo que soy como persona, mis valores, mis principios, mi carácter, mi empeño, mi perseverancia, mi coraje para conseguir mis objetivos.
ii
AGRADECIMIENTO
Al asesor, Dr. Norberto D. Ñique Gutiérrez., por la propuesta y orientación en el
desarrollo de este trabajo de investigación así como por las coordinaciones
necesarias que realizó para hacer posible la ejecución de preparación y
acondicionamiento de probetas en las instalaciones de las empresas GCZ
fabricaciones de la ciudad de Lima -Perú. Al co-asesor el Dr. Jorge Vera Alvarado
por la orientación en la preparación por seccionado y corte de probetas
Al Ing. Carlos Luna, gerente de la empresa GCZ Fabricaciones, por su apoyo
mediante la facilitación de equipos de soldadura, materiales consumibles,
instrumentos de medición, instalaciones de la empresa, asistencia técnica y
especialmente por su valioso tiempo para la realización de probetas, sin las
cuales hubiese sido imposible el desarrollo de esta investigación.
Al equipo de trabajo en la línea de investigación de materiales metálicos del
Laboratorio de Análisis Estructural y Ensayos no Destructivos, LAEyED de la
Escuela de Ingeniería de Materiales de la UNT.
A mis profesores y amigos de la Escuela de Ingeniería de Materiales que han
contribuido en nuestra formación profesional
iii
INDICE
Dedicatoria --- i
Agradecimiento --- ii
Indicé --- iii
Listado de tablas --- v
Listado de figuras --- vi
Resumen --- ix
Abstract --- x
CAPITULO I INTRODUCCION 1. Introducción --- 1
1.1. Antecedentes bibliográficos --- 5
1.2. Marco teórico --- 15
1.2.1. Transformaciones de la austenita a ferrita en el soldeo de los aceros de bajo carbono y aceros de baja aleación --- 15
1.2.2. Factores que afectan la microestructura --- 19
1.2.3. Zona afectada por el calor --- 22
1.2.4. Diagramas de fase y diagramas CCT --- 23
1.2.5. Soldaduras de aceros al carbono --- 25
1.2.6. Ciclo térmico --- 28
1.2.7. Temperatura de precalentamiento --- 28
1.3. Enunciado del problema--- 30
1.4. Hipótesis --- 30
1.5. Objetivos --- 31
CAPITULO II MATERIALES Y METODOS 2.1. Material de estudio --- 32
2.2. Métodos --- 35
2.2.1. Modelo experimental --- 35
2.2.2. Selección de variables --- 40
iv
2.2.4. Material consumible --- 43
2.2.5. Equipos e instrumentos --- 43
2.2.6. Instalaciones --- 44
CAPITULO III
RESULTADOS Y SU DISCUSION
3.1. De la dureza y microestructura de la unión soldada --- 32
3.2. Discusión de resultados --- 35
CAPITULO IV
CONCLUSIONES Y RECOMENDACIONES
4.1. Conclusiones --- 55
4.2. Recomendaciones --- 56
v
Listado de Tablas
Tabla 1. Composición química de los aceros de grano fino
Tabla 2. Propiedades mecánicas a tracción de los aceros soldables de grano fino
normalizado de acuerdo a la EN 10028-3:2009.
Tabla 3. La clasificación microestructural y terminología utilizada para la
construcción de los esquemas de IIW y se describen las principales estructuras y
sus componentes de sub-categoría.
Tabla 4. Composición química del acero P460NL1en % peso.
Tabla 5. Característica mecánicas, ensayos y tratamientos del acero P460NL1
Tabla 6. Composición química del alambre en % peso del material de aporte Dual
Shield II K2, con composición química carbono-manganeso y de diámetro 1.2 mm
para el proceso FCAW.
Tabla 7. Propiedades mecánicas y tenacidad del material de aporte Dual Shield II
K2, con composición química carbono-manganeso y de diámetro 1.2 mm para el
proceso FCAW.
Tabla 8. Parámetros de soldadura del alambre en % peso del material de aporte
Dual Shield II K2, con composición química carbono-manganeso y de diámetro 1.2
mm para el proceso FCAW.
Tabla 9. Composición química material de aporte el soldafill S2Mo de composición
C-Mn-Mo para el proceso SAW.
Tabla 10. Propiedades mecánicas y tenacidad del material de aporte el soldafill
S2Mo de composición C-Mn-Mo para el proceso SAW.
Tabla 11. Composición química y propiedades mecánicas del fundente Soldaflux
210.
Tabla 12. Datos de durezas en HV10 a diferentes temperaturas de precalentamiento de la unión soldada del acero P460NL1 en doble “V”, medidas
desde el centro de la unión.
Tabla 13. Resultados del efecto de la temperatura de precalentamiento sobre la
dureza promedio y ancho promedio de la zona afectada por el calor de probetas.
vi
Listado de Figuras
Fig. 1. Superficies de fractura tipo de aceros atacados por hidrógeno.
Fig. 2. Fallas por hidrogeno de un acero ferrítico.
Fig. 3. Fallas por hidrogeno de una unión soldada de acero ferrítico, con 5 años de
servicio.
Fig. 4. Fallas por hidrogeno de un acero ferrítico, con dos años de servicio.
Fig. 5. Estructura Widmanstätten producida en acero Hardox 450 (a) 200X. (b)
500X. Laboratorio de análisis estructura. UNT. 2013.
Fig. 6. Clasificación de microestructuras en soldaduras de metales ferrosos, como
base para la cuantificación de microestructuras complejas en aceros,
Fig. 7. Esquema de las diferentes formas de los precipitados
Fig. 8. Diagrama de transformación de enfriamiento continuo (CCT). Fuente: Kou,
Sindo. Welding Metallurgy.
Fig. 9. Micrografías mostrando las microestructuras típicas del metal de soldadura:
A) ferrita en frontera de grano; B) ferrita poligonal; C ferrita Widmanstatten; D)
ferrita acicular; E) bainita superior, F) bainita inferior. Fuente: Kou, Sindo. Welding
Metallurgy.
Fig. 10. Esquema mostrando el efecto de los elementos de aleación, tiempo de
enfriamiento desde 800 a 500 °C, contenido de oxígeno en la soldadura, y tamaño
de grano austenítico. Fuente: Kou, Sindo. Welding Metallurgy.
Fig. 11. Efecto de los elementos de aleación, tamaño de grano, y oxígeno en los
diagramas de enfriamiento continuo (CCT) para el metal de soldadura de aceros
bajo carbono. Fuente: Kou, Sindo. Welding Metallurgy.
Fig. 12. Diámetro del grano austenítico como una función del contenido de oxígeno
en el metal de soldadura en soldadura SAW. Fuente: Kou, Sindo. Welding
Metallurgy.
Fig. 13. Crecimiento de grano.
Fig. 14. Crecimiento de grano en la ZAC. a) Diagrama de fase; b) ciclos térmicos;
c) variaciones de los tamaños de grano. Fuente: Kou, Sindo. Welding Metallurgy.
Fig. 15. Soldadura de aceros al carbono a) ZAC, b) diagrama de fase. Fuente:
Kou, Sindo. Welding Metallurgy.
Fig. 16. Comparación entre la soldadura y el tratamiento térmico de los aceros. a)
Proceso térmico, b) Diagrama de fase Fe-C. Fuente: Kou, Sindo. Welding
vii
Fig. 17. Microestructura ZAC de un acero 1018 soldado por GTAW, magnificación
200x.Fuente: Kou, Sindo. Welding Metallurgy.
Fig. 18. Mecanismo del refinamiento parcial de los granos en un acero al carbono.
Fuente: Kou, Sindo. Welding Metallurgy.
Fig. 19. Granos refinados en soldadura multipasadas: a) soldadura monopasada;
b) microestructura de soldadura multipasadas.Fuente: Kou, Sindo. Welding
Metallurgy.
Fig. 20. Curvas CCT para el acero A514. Fuente: Kou, Sindo. Welding Metallurgy.
Fig. 21. Flujo de calor tridimensional durante soldadura de una pieza de trabajo
semi-infinita.
Fig. 22. Probeta de unión soldada de acuerdo ASME y el número de pasadas que
determinaran la microestructura y propiedad mecánica de dureza.
Fig. 23. Sección transversal de probeta de planchas unión soldada usada en la
investigación.
Fig. 24. Planchas de acero P460NL1 y maquina oxicorte y biselado para doble V
Fig. 25. Apuntalado de planchas de acero P460NL1 para la unión doble V, por
FCAW
Fig. 26. Proceso de soldadura de relleno por SAW de acuerdo a WPS
Fig. 27. Control de la temperatura de precalentamiento y de interpase.
Fig. 28. END por tintas penetrantes y partículas magnéticas para aceptación y
rechazo de probetas para la variable dureza
Fig. 29. Probetas seccionadas y preparadas para las mediciones de durezas.
Fig. 30. Probetas con las mediciones de durezas, en la parte superior e inferior, el
durómetro y el microscopio Leica DM600M, usado en la investigación.
Fig. 31. Distribución de los perfiles de dureza tanto superior como inferior de la
unión soldada del acero P460NL1, en pase raíz FCAW y relleno con SAW.
Fig. 32. Perfiles de dureza de la unión soldada del acero P460NL1, mediante
proceso FCAW, en pase raíz y SAW de relleno, probeta sin precalentamiento.
Fig. 33. Perfiles de dureza de la unión soldada del acero P460NL1, mediante
proceso FCAW, en pase raíz y SAW de relleno, precalentamiento 100°C.
Fig. 34. Perfiles de dureza de la unión soldada del acero P460NL1, mediante
proceso FCAW, en pase raíz y SAW de relleno, precalentamiento 140°C.
Fig. 35. Perfiles de dureza de la unión soldada del acero P460NL1, mediante
proceso FCAW, en pase raíz y SAW de relleno, precalentamiento 180°C.
viii
Fig. 36. Perfiles de dureza de la unión soldada del acero P460NL1, mediante
proceso FCAW, en pase raíz y SAW de relleno, precalentamiento 220°C.
Fig. 37. Perfiles de dureza de la unión soldada del acero P460NL1, mediante
proceso FCAW, en pase raíz y SAW de relleno, precalentamiento 260°C.
Fig. 38. Consolidado de perfiles de dureza de la unión soldada del acero P460NL1,
mediante proceso FCAW, en pase raíz y SAW de relleno a diferente temperatura
de precalentamiento y sin precalentamiento denominada 25°C..
1
CAPITULO I 1. INTRODUCCION
Los aceros de grano fino para recipientes a presión, tuberías y calderas se
nombran así, de acuerdo a la designación del producto y a la norma de
fabricación EN 10028-3, por otro lado los grados de calidad que designan a estos
aceros son: P275N, P275NH, P275NL1/2, P355N, P355NH, P355NL1/2, P460N,
P460NH, P460NL1/2 pudiendo ser el estado de suministro de: laminación,
laminación termomecánica o tratamiento térmico en horno de laminación. Estos
aceros pasan por controles dimensionales en la línea de laminación con rayos X,
ultrasonido para posteriormente evaluarlos mediante análisis químicos y pruebas
mecánicas. Las dimensiones de las planchas van desde 12 mm hasta 200 mm de
espesor y el ancho de 1000 a 2700 mm y longitud de 200 a 14000 para anchos
de 1500 hasta 2000 mm el peso máximo de chapa es de 15 toneladas. En la
actualidad estos materiales se usan en la industria del petróleo y la minería. En
nuestro país la minería los usa en estructuras y las relacionadas con energía en
el transporte de fluidos. (www.
publications.marcegaglia.com/Marcegaglia-carbon-steel-flats-plates publicado 12-Mayo.2013)
Entre los materiales que están siendo utilizados con relativo éxito en
construcciones soldadas son los de la NE 10028-3 denominado aceros de grano
fino normalizado, principalmente para tuberías, equipos mineros y en la
agricultura gracias a su elevada resistencia mecánica de entre 570-720 MPa de
resistencia máxima a la tracción y una dureza promedio de 70 a 210 HB que
representan valores óptimos con respecto a su composición química, proceso de
fabricación y microestructura. Podemos citar por ejemplo los aceros P460NL1
(acero de grano fino normalizado) cuya aleación específica es Nb-Ti-V. Los
elementos que no aparecen en la Tabla 1, no se añaden intencionalmente al
acero sin el acuerdo con el comprador. Todas las medidas apropiadas deberán
tomarse para evitar la adición de residual u otros elementos utilizados en la
fabricación de estos aceros que pueden afectar adversamente las propiedades
mecánicas del acero y su performance de uso. (ursa_pt_p460NL1:20014: visitado
2
Tabla 1. Composición química de los aceros de grano fino
En estos aceros si el porcentaje en masa de cobre es superior a 0,30%, el
porcentaje en masa de níquel debe ser al menos la mitad del porcentaje en masa
de cobre. La suma de los porcentajes en masa de los tres elementos cromo,
cobre y molibdeno no excederá de 0,45%. El contenido de Al total puede caer
más bajo que este mínimo si el niobio, titanio o vanadio se utilizan además para
el control del nitrógeno. El componente químico principal del acero P460NL1, con
normativa EN 10028-3 son el contenido de manganeso con un máximo de 0.60,
el contenido de fósforo máximo es 1.70, el contenido de azufre es 0.01, el
contenido de cromo máximo es 0.30. La chapa de acero P460 NL1 tiene una
resistencia máxima a la tracción de 570-720MPa, para espesores menores de
60mm (ursa_pt_p460NL1:20014: visitado 27/agosto/2014).
Las propiedades mecánicas de los aceros soldables de grano fino
normalizado se muestran en la Tabla 2, debido a las rigurosas condiciones de
operación a que son sometidas las piezas de estos tipos de acero, se producen
fallas prematuras en servicio ocasionando pérdidas de tiempo, y dinero Haward
(1992:22). En el Perú, el elevado costo de los componentes industriales
ocasiona que en muchas empresas se utilicen los procesos de soldadura como
alternativas para reducir costos de mantenimiento mediante la recuperación de
elementos de máquinas cuando éstos ya han cumplido su vida útil o han fallado
prematuramente. Las técnicas empleadas en esta recuperación pierden su
3
parámetros operativos al generalizarlos para cualquier tipo de acero para los
cuales no han sido desarrollados.
Tabla 2. Propiedades mecánicas a tracción de los aceros soldables de grano fino
normalizado de acuerdo a la EN 10028-3:2009.
Entre las diversas formas de fallas a través de las cuales puede
manifestarse la problemática en la soldabilidad en estos aceros se destaca la
fisuración en frio que suele presentarse en la zona afectada por el calor (ZAC), en
el metal base y en el material de aporte, la posibilidad de que aparezcan fisuras
después de la soldadura depende en gran medida de la composición química, tal
problemática es controlada por precalentamientos el cual siendo el adecuado
limitaría la presencia de estructuras endurecidas, según lo propuesto por Abrigo
(1993).
En la actualidad, el Perú está atravesando un periodo en que la industria
metal mecánica: estructuras en hidroeléctricas (tuberías para transporte de agua
para el movimiento de turbinas), civiles y automotrices y en especial la industria
minera se está incrementando sostenidamente, demandando el consumo masivo
de componentes de maquinaria pesada que están sometidas a severas
condiciones de trabajo, impacto y abrasión debido a los materiales presentes en
los yacimientos, lo que ha obligado a los empresarios a tratar de reducir los
4
tipos de acero por otros más económicos con características mecánicas muy
parecidas y empleando también las técnicas de soldadura para la habilitación,
construcción, montaje y recuperación de las estructuras hechas a base de dichos
aceros. Entre los materiales que están siendo utilizados con relativo éxito en
construcciones soldadas están los aceros de alta resistencia a la abrasión,
principalmente para equipos mineros y en la agricultura esto gracias a su elevada
dureza especialmente los aceros para cisternas, tuberías, calderas inclusive su
uso en medios criogénicos. El denominado acero de grano fino P460NL1, es un
acero aleado especialmente con uso a temperatura ambiente y bajas
temperaturas que representan valores óptimos con respecto a su composición
química, proceso de fabricación y microestructura. El acero P460NL1 se
suministra en chapas con una dureza aproximada de 400 HBW, Concebido para
aplicaciones que exigen alta resistencia y baja temperatura junto a buenas
propiedades para el conformado en frio. El acero P460NL1 presenta además muy
buena soldabilidad y resistencia a la fisuración en frio; disponible en
:http://www.bsi-global.com/bsonline (2014).
Este acero P460NL1 se usa comúnmente en chapas de acero fabricadas
para diferentes tipos de construcciones soldadas desde el metal base resistentes
al calor y tenaz para bajas temperaturas. Algunas aplicaciones pueden ser
calderas de presión, tanques de almacenamiento tanto móviles como
estacionarios, tuberías, tuberías de alta presión, puentes mástiles, amarres etc.
Presenta buena soldabilidad por su estado de suministro de normalizado y grano
fino, (ursa_pt_p460NL1:20014: visitado 27/agosto/2014).
En la actualidad, el Perú está atravesando un periodo en que la industria
minera se está incrementando sostenidamente, demandando el consumo masivo
de energía en la actualidad las centrales hidroeléctricas demandan de estructuras
de aceros especiales los que de alguna manera necesitan ser conocidos y
estudiados. Debido a la alta templabilidad de los aceros con elementos aleantes
resultan ser de mala soldabilidad en diversos grados según la composición
química y microestructura que es variable dependiendo de la tecnología
empleada para su fabricación y del tipo de solicitación requerida por el cliente,
5
La problemática asociada a la uniones soldadas como la fisuración en frio,
FEF, es de vital evaluación en nuestro país, la FEF, es un mecanismo que resulta
de la acción del hidrogeno en una microestructura frágil sometida a tensión. Por
otro lado los procesos de precalentamiento son las mas adecuadas para
minimizar la FEF, ya que evita la presencia de estructuras endurecidas. En el
Perú se sublima en gran medida a este tipo de daño, siendo muy pocas las
empresas que tienen en cuenta las causas y mecanismos que sensibilizan a los
aceros a fisurar en frio. Se conoce que la causa principal es la elevada dureza y
fragilidad de los aceros además de la presencia nociva del hidrógeno.
El propósito de la investigación es el de explicar la relación existente entre el
precalentamiento previo a la soldadura y la propiedad de dureza de las diferentes
zonas de la unión soldada del acero P460NL1, el cual en el pase raíz se usó el
proceso FCAW y el relleno correspondiente por SAW; por otro lado la fisuración
en frio implícita a la investigación se analizara por la microestructuras presentes
en las zonas de soldadura.
1.1. Antecedentes bibliográficos
Según Coloma (2002) y Granjon (1989), la fisuración por hidrogeno aparece
después de la soldadura y la final del ciclo de enfriamiento, debido al tiempo
necesario requerido para que en un punto dado se reúna una cantidad suficiente
de hidrogeno por difusión a partir de la humedad del sistema y bajo el efecto de
las tensiones inherentes al proceso de soldadura. Esta condición posibilita la
fisuración aun cuando las cargas aplicadas sean mucho menores al esfuerzo
permisible correspondiente al diseño estático. El papel perjudicial que tiene la
fisuración en frio frente al comportamiento en servicio de los componentes
mecánicos es porque actúa como concentradores de tensiones debido a su
finura, implicando una vigilancia particular durante el control no destructivo de la
soldadura. Los aceros con Cr-Ni-Nb-V son materiales cuya microestructura es
susceptible a fisuración en frio, aquí la ZAC puede ser más dura y frágil que la
6
Fig. 1. Superficies de fractura tipo de aceros atacados por hidrógeno.
En la Figura 1, se observa la influencia del Hidrógeno en el acero, se han
analizado las superficies de fractura de probetas entalladas de acero sometidas
hasta rotura a ensayos de tracción a velocidad de extensión constante (TVEC),
en un ambiente que facilita la fractura asistida por hidrógeno (FAH). Con el fin de
obtener unos resultados generalizados, se empleaban diferentes geometrías de
entalla y velocidades de solicitación. Las superficies de fractura obtenidas se han
clasificaban según los resultados de los análisis fractográfico de cada superficie
de fractura de la soldadura, tanto la zona de proceso de fractura (ZPF) como el
resto de zonas bien delimitadas. Aquí el estado de un acero y la composición del
acero determinan su mayor o menor vulnerabilidad al hidrógeno.
(a) (b)
Fig. 2. Fallas por hidrogeno de un acero ferrítico.
En la Figura 2, se observan falla de una unión soldada de un acero al carbono de
tipo ferrítico, con 34 años en servicio se observan fisuras en toda sección
transversal de una platina de 28 mm de espesor se observa que (a) rotura es
7
Fig. 3. Fallas por hidrogeno de una unión soldada de acero ferrítico, con 5 años
de servicio.
En la Figura 3, se observan fallas de un acero al carbono con 5 años de servicio
(a) corte transversal de la soldadura con una fisura casi pasante, (b) otra muestra
con daño insipiente asociado a una discontinuidad en la raíz e indicación de la
zona ampliada en (c).
Fig. 4. Fallas por hidrogeno de un acero ferrítico, con dos años de servicio.
En la Figura 4, se observa fallas de aceros al carbono , con 2 años de servicio (a)
corte transversal de una soldadura donde se muestran la ubicación de las zonas
ampliadas (b) y (c) se observan fisuras por hidrogeno en ambas entallas.
Como se puede observar la microestructura es una herramienta de vital
importancia para evaluar las diferentes uniones metálicas y predecir el
comportamiento mecánico de las mismas por otro lado se sabe que el acero de
baja aleación y de gran resistencia (HSLA), es susceptible a Fisuración
inducido hidrógeno (FIH), en soldaduras de aceros HSLA ocurre cuando se dan
todas las condiciones necesarias al mismo tiempo. Estas condiciones incluyen la
combinación de contenido inaceptable de hidrógeno difusible, grandes esfuerzos
de tracción, gran dureza o una microestructura susceptible así como una
8
Se ha determinado que el contenido de hidrógeno en la soldadura de acero
depende de la fuente de hidrógeno y de la capacidad de la estructura soldada
(microestructura) para transportarlo desde el metal de aporte a la zona afectada
por el calor (ZAC) donde los átomos de hidrógeno tienen que migrar a través de
dos fases diferentes durante el enfriamiento, principalmente austenita y ferrita
(martensita). En austenita es muy soluble el hidrógeno pero con muy baja tasa de
difusión en comparación con la ferrita y martensita, Bollinghaus y Hoffmeister
(1996:10-23).
Como consecuencia puede ocurrir una distribución no uniforme del
hidrógeno en la zona soldada, dependiendo del comportamiento de la
descomposición austenítica de las aleaciones, Graville (1990:127). Pruebas de la
distribución de hidrógeno localizada, resultante en soldaduras de aceros de alta
resistencia, se pueden encontrar en datos de espectroscopia de fallas
inducidas por láser para barridos de emisión espectral de hidrógeno a través de la
estructura soldada, referido por Smith y Olson (2000:174:184). La localización
aparente del hidrógeno puede deberse al efecto del esfuerzo residual asociado
con la línea de fusión de la soldadura que, según se sabe, favorece la atracción
del hidrógeno.
Granjon (1989) introdujo un modelo conceptual que describe cómo la
transformación austenita-ferrita (ó austenita- martensita) en la estructura soldada
del acero afecta la distribución del hidrógeno resultante. Grajon ilustra dos casos.
(1) Cuando la transformación de austenita-martensita en la zona ZF (metal)
ocurre a una temperatura más alta que en la zona ZAC, el hidrógeno difusible se
segregará en la ZAC justo debajo de la línea de fusión y el agrietamiento a
menudo ocurrirá debajo del cordón. (2) Si la transformación de martensita en ZAC
ocurre a una temperatura más alta que en metal de fusión (MB), el exceso de
hidrógeno se acumula en material de aporte favoreciendo la fisuración.
Olson y Maroef (1996: 1-20) consideran que la fisuración por hidrógeno
ocurre sólo con microestructuras susceptibles. En aceros al C ó C-Mn, una
razonable indicación de la presencia de tales estructuras es cuando la dureza
9
martensita y a veces bainita. Durante el enfriamiento del acero desde el estado
austenítico, el rango de temperaturas de formación de dichas estructuras se
extiende desde los 550 °C hasta los 200 °C, dependiendo de su composición
química. Se encontró que existe una correlación entre la susceptibilidad a la
fisuración y la velocidad de enfriamiento a 300 °C por esta razón temperaturas de
precalentamiento de 300°C tienen un efecto muy marcado en la velocidad de
enfriamiento y por lo tanto en la tendencia a la fisuración; Olson y Liu (1996).
De acuerdo a lo reportado por Park y Maroef (2000: 284:296) en la que
considera que cuando se presenta la fisuración retardada, ésta ocurre luego de
finalizada la soldadura y a temperatura del ambiente, entre -100 °C y +200°C. No
ocurre a menos de -100°C por que la difusión es insuficiente para que los átomos
de hidrógeno difundan dentro del material y se recombinen en hidrógeno
molecular para producir fisuración retardada. No ocurre a más de 200°C, pues a
éstas temperaturas todo el hidrógeno se encuentra en estado atómico sin
posibilidades de formar moléculas de H2 y la difusión es muy alta, por ello migran
todos los átomos de H a través de la superficie hacia la atmósfera.
Fig. 5. Estructura Widmanstätten producida en acero Hardox 450 (a) 200X. (b)
500X. Laboratorio de análisis estructura. UNT. 2013.
Por otro lado Pero y Elorz (2004) propone que una de las causas de la baja
deformabilidad y tenacidad de los cordones de soldadura se debe a los
enfriamientos ligeramente superiores a los requeridos para transformación desde
austenita a ferrita y perlita (de equilibrio) dando lugar a la formación de ferrita
acicular en bordes de grano penetrando a manera de agujas en los granos
10
común encontrarla en aceros hipoeutectoides en estados brutos de colada. A
velocidades más lentas de enfriamiento se favorece la ferrita poliédrica.
El Instituto Internacional de Soldadura (IIS, con siglas en ingles IIW) ha
desarrollado esquemas para la clasificación de microestructuras en soldaduras de
metales ferrosos, como base para la cuantificación de microestructuras complejas
en aceros, Figura 6. El objetivo ha sido cubrir toda la gama de microestructuras
observadas en productos planos de aceros al carbono y de baja aleación, tales
como los metales de soldadura ferríticos y planchas patrón de las zonas
afectadas por el calor. Los mecanismos de formación de las principales
estructuras y características morfológicas de las ferritas producidas en regímenes
de transformación reconstructiva y desplazativos de materiales ferrosos han sido
revisados. La clasificación y terminología utilizada para constituyentes
microestructurales intergranulares tales como los límite de grano austenítico han
sido considerados y también la forma en que los productos de transformación
están orientados en el espacio. La clasificación microestructural y la terminología
utilizada para la construcción de los esquemas de IIW incorporan una nueva
terminología como se puede observar en la Tabla 3, donde se describen las
principales estructuras y sus componentes de sub-categoría. Se han catalogado
en la identificación ferrita primaria, perlita, martensita y los productos de
transformación que constituyen la ferrita de placas laterales (sideplate) y
estructuras de ferrita acicular, en particular ferrita Widmanstätten y bainita. De
este modo se proporciona un medio de obtención de información en base a datos
para el desarrollo de la microestructura y las relaciones con las propiedades, o la
generación de datos para la calibración de modelos físicos, que tienen las
estructuras principales como datos de salida.
Dube et al.17 refiere a la ferrita allotriomórfica en el borde de grano de
austenita previa como GBF. El esquema de clasificación IIW se refiere a la
primera fase que se forma a temperaturas de transformación de reconstrucción
como de ferrita primaria, denominada PF. En el esquema del IIW, FC(P) se utiliza
para describir la perlita laminar, distorsionada o perlita gruesa y las colonias de
perlitas fina o perlita irresoluble. El término FC se utiliza para describir agregado
11
grandes islas de perlita o agregado de ferrita-carburo pueden intercalarse con la
ferrita primaria PF(G) en el límite de grano de la austenita previa.
Tabla 3. La clasificación microestructural y terminología utilizada para la
construcción de los esquemas de IIW y se describen las principales estructuras y
sus componentes de sub-categoría.
Principal clasificación de
la estructura
Terminología de la categoría
Descripción de los componentes
de la estructura
Comentarios
Total Principal Sub
Transformaciones Reconstructivas (difusión controlada, con bajas velocidades de reacción)
Ferrita PF* PF(GB) PF(G)* Ferrita primaria en límites de grano Ferrita
alotriomórfica Ferrita poligonal Filas de ferrita
Filas de ferrita o granos poligonales alineados con los límites de granos de austenita previa
PF(NA) Ferrita primaria
poligonal no
alineada
Granos de ferrita poligonal dentro de los granos
de austenita previa de un tamaño de
aproximadamente tres veces mayor que los granos de ferrita o la de listones que rodean secciones transversales de ferrita alotriomórfica que han crecido desde límites de grano de austenita previa por debajo del plano de observación
PF(I) PF(I) Ferrita idiomorfica Ferrita idiomorfica asociada con sitios de nucleación intragranulares (inclusiones grandes de óxidos/ sulfuros) en metales de soldadura y aceros de partículas dispersas
Perlita P* P* FC(P)* Perlita laminar Perlita degenerada Colonias de perlita finas
Los nódulos de alternados ferrita y laminillas de cementita, que son a menudo difíciles de resolver bajo el microscopio óptico. La estructura tiene una respuesta rápida al ataque con Nital al 2% y tiene una dureza generalmente baja.
La perlita puede estar presente como una microfase.
FC* Agregado de
ferrita/carburo
Laminillas de perlita visto en sección transversal. Las laminillas de perlita distorsionadas pueden aparecer como un ataque oscuro prácticamente irresoluble al agregado ferrita/carburo conocido como Troostita primaria. Es difícil distinguir el agregado ferrita/carburo de la bainita.
Transformaciones desplazativas (dominio de cizalla, con un ritmo rápido de reacción)
Ferrita Widmanstätten
WF WF(GB) FS(A)* Ferrita Widmanstätten con microfases alineadas
12 Placas laterales
de ferrita Widmanstätten
ferrita Widmanstätten primaria crece a partir de los límites de grano de austenita previa, mientras la ferrita Widmanstätten secundaria se forma a partir de ferrita alotriomórfica en el límite. FS(NA)* Ferrita
Widmanstätten con microfases no alineadas
Agregado de islas de microfases y ferrita Widmanstätten dentro de los granos de austenita previa; secciones transversales de placas laterales de ferrita Widmanstätten que crecen desde los límites de grano de austenita previa debajo del plano de observación
Ferrita Widmanstätten
WF(I) FS(I) Ferrita
Widmanstätten en placas laterales intragranular (Sideplates)
Múltiples placas gruesas de ferrita Widmanstätten (relación de aspecto mayor que 4: 1) con microfases alineadas, que crecen a partir de inclusiones intragranulares. Placas laterales de ferrita primarias intragranulares crecen desde las inclusiones, mientras que las placas laterales secundarias crecen desde la ferrita idiomorfica asociados con inclusiones
FP(I) Ferrita
Widmanstätten en placas
intragranulares
Placas gruesas individuales de ferrita Widmanstätten que crecen prácticamente sin obstáculos, de inclusiones intragranulares
AF* Ferrita
Widmanstätten acicular
Estructura de enclavamiento fino formado por múltiples de placas individuales de ferrita Widmanstätten que crecen desde inclusiones intragranulares
Bainita B B(GB) FS(A)* Ferrita bainítica
con carburos
alineados
Bainita en
paquetes
Paquetes de listones de ferritas paralelas (o sub-unidades) con partículas de cementita alineadas entre los listones. Los límites de listón son generalmente irresolubles bajo el microscopio óptico. Los paquetes crecen desde el límite de
grano austenítico previo; nucleación
favorablemente dispuesta de listones desde los paquetes existentes, es una característica común.
FS(NA)* Ferrita bainítica con carburo no alineados
Agregado de carburos gruesos y ferrita bainítica dentro de los granos de austenita previa; secciones transversales de paquetes de bainita que crecen en los límites de grano de austenita previa (o paquetes existentes) por debajo del plano de la observación.
FS(UB)* Bainita superior Partículas de carburo se precipitan entre las sub-unidades de bainita. La bainita superior tiene una alta densidad de dislocaciones que la de la ferrita Widmanstätten primaria. La bainita puede aparecer como una microfases entre la ferrita Widmanstätten de placas laterales.
13 Bainita B(I) FS(I) Paquetes de
bainita intragranular
Paquete de placas ferrita bainítica fina con carburos alineados, las cuales crecen de las inclusiones intragranulares.
FP(I) Placas de bainita intergranulares
Placas finas individuales de ferrita bainítica que crecen prácticamente sin obstáculos, de inclusiones intragranulares.
AF* Ferrita acicular
bainítica
Estructura de enclavamiento muy fino formado por múltiples efectos de placas de ferrita bainítica individuales que crecen de inclusiones intragranulares
Martensita M* M* M(L)* Listones de martensita
Martensita de bajo carbono con una estructura de
listones y sub-estructura fuertemente
interdislocada. Los listones de martensita tienen una suave respuesta al ataque con Nital al 2% y en generalmente una alta dureza. Las colonias de martensita pueden formarse dentro de los granos de austenita previa. Colonias más pequeñas pueden ser tratadas como microfases. Las microfases pueden consistir en martensita con austenita retenida (MA)
M(T)* Maclas de martensita
Martensita de alto carbono con una estructura en placas y estructura intermaclada.
Una situación similar puede ocurrir con ferrita idiomorfica primaria I(PF). En
algunos casos la perlita puede estar presente como microfase.
La ferrita Widmanstätten puede ser fácilmente confundida con bainita. Dubé
et al. 17. describe tanto la ferrita Widmanstätten en los límites de grano de
austenita previa y la bainita como placas de ferrita en placas laterales FS pero
también hace referencia a las placas intragranulares de IP. El esquema de
clasificación IIW se refiere a todas las formas de ferrita Widmanstätten y bainita
como ferrita con segundas fases FS, aunque puede hacerse una distinción en la
terminología cuando la ferrita Widmanstätten puede ser identificada
positivamente, por ejemplo FS(SP).
La identificación de ferrita Widmanstätten secundaria con microfases
alineadas, FS(A) en el esquema IIW, es relativamente fácil, ya que crece a partir
de ferrita alotriomórfica existente, pero tiene que ser tomado con cuidado en
distinguir el límite entre las dos estructuras. La identificación de ferrita
Widmanstätten primaria es significativamente más difícil; crece directamente en
los límites anteriores de grano de austenita y puede ser más fácilmente
14
junto con microscopía óptica puede resultar útil para distinguir ferrita
Widmanstätten de la bainita. Estas técnicas implican reacciones electroquímicas
complejas y requieren una cuidadosa experimentación, pero pueden proporcionar
un medio para distinguir diferentes fases por su respuesta colorante. Mediciones
de nanodureza también pueden resultar útiles; estos se obtienen usando un
microscopio de fuerza atómica modificada (SFM). La técnica de nanoindentación
permite investigar regiones de granos muy pequeñas y distinguir diferentes fases.
En igualdad de condiciones, la ferrita Widmanstätten debe exhibir una dureza
inferior a la bainita. La bainita puede ser fácilmente confundida con ferrita
Widmanstätten, como se señaló anteriormente, por lo que ambas estructuras se
denominan ferrita de segunda fase, FS en el esquema de clasificación IIW,
aunque una distinción puede hacerse en la terminología donde la bainita se
puede identificar claramente, FS(B). Una distinción podrá dar lugar a donde la
bainita superior e inferior puede ser positivamente identificada, FS(UB) y FS(LB),
respectivamente.
En aceros de bajo contenido de carbono (menos de ~ 0,2% C) la martensita
con una estructura cristalina BCC es la forma comúnmente se producen y se
designa como M o M (L) en el esquema IIW. Las unidades de martensita se
forman en forma de listones que se agrupan en grandes paquetes. Las unidades
de martensita se forman como paquetes individuales lenticulares con una
subestructura que consiste en maclas muy finas. Esta forma de martensita se
denomina martensita intermaclada en el esquema de IW y se designa M o M(T).
La martensita, ya sea en forma de placas o listones, es generalmente no resuelta
bajo el microscopio óptico y tiende a tener una respuesta lenta al ataque químico.
Convencionalmente, la ferrita acicular es reconocida como una morfología
nucleada intragranular de ferrita en la que hay múltiples efectos entre los granos.
La nucleación de la ferrita acicular en las inclusiones en el interior de los granos
de austenita anteriores se da durante la transformación CDA. Siempre que halla
una alta densidad de inclusiones, una fina estructura de enclavamiento
(generalmente <5 mm) se puede producir. En el esquema IIW, la ferrita acicular
es designada AF. Durante mucho tiempo se pensó que la ferrita acicular era un
15
nuclea intragranularmente de la ferrita Widmanstätten. La investigación posterior
proporcionó evidencia de bainita nucleada intragranularmente. Sin embargo, la
investigación reciente por el autor y compañeros de trabajo ha demostrado que la
naturaleza de ferrita acicular puede ser como se muestra esquemáticamente en
la Figura 6.
Fig. 6. Clasificación de microestructuras en soldaduras de metales ferrosos, como
base para la cuantificación de microestructuras complejas en aceros,
1.2. Marco teórico
1.2.1. Transformación de la austenita a ferrita en el soldeo de los aceros de bajo carbono, y aceros de baja aleación.
Al final de la soldadura, la zona fundida, de un acero de bajo carbono o de baja aleación presenta una microestructura, cuya nomenclatura utilizada para
referirse a los precipitados de equilibrio es la siguiente:
1. Alotriomorfos de límites de grano: los precipitados se forman como
bloques alargados en los límites de grano. Figura. 7.a.
2. Idiomorfos: los precipitados se forman como bloques equiaxiales tanto en
16
3. Placas laterales: los precipitados se forman como delgadas placas con
punta acicular que crecen directamente desde el límite de grano o desde un
alotriomorfo. Figura. 7.c.
4. Placas intragranulares: el precipitado en placa se forma dentro de los
granos.
En la Figura 7, se puede observar un esquema de los distintos tipos de
precipitados mencionados.
(a) (b) (c)
Fig. 7. Esquema de las diferentes formas de los precipitados
Fig. 8. Diagrama de transformación de enfriamiento continuo (CCT). Fuente: Kou,
Sindo. Welding Metallurgy.
La microestructura obtenida al enfriar el metal de soldadura desde el líquido hasta la temperatura ambiente se denomina estructura primaria o “como soldada”. Esta consiste de ferrita alotriomórfica α, ferrita con placas laterales o
Widmanstatten w, ferrita acicular a y las llamadas microfases, que pueden
incluir pequeñas cantidades de martensita, austenita retenida o perlita. La bainita
también se puede encontrar en ciertos depósitos de soldadura. Varios diagramas
de transformación-enfriamiento continuo (CCT) han sido esquematizados para
17
aceros de bajo carbono y aceros de baja aleación. En la Figura 8 se muestra el
basado en Onsoien, Bollinghaus y Hoffmeister (1996:19).
Los hexágonos representan la sección transversal de los granos de la
austenita columnar en el metal de soldadura. Como la austenita () es enfriada
desde temperaturas elevadas, la ferrita () nuclea en la frontera del grano y crece
internamente. La ferrita de frontera de grano es llamada alotriomórfica. A
temperaturas más bajas la movilidad del frente plano de crecimiento de la ferrita
de frontera de grano disminuye y la ferrita Widmanstatten también llamada ferrita
de placas laterales empieza a formarse. Estas placas laterales una vez nucleadas
crecen rápidamente como resultado de una eficiente redistribución del carbono
hacia los costados de la interface que avanza. Simultáneamente o
inmediatamente después de la formación de las placas laterales en los bordes de
grano austeníticos, la ferrita acicular puede comenzar a nuclear
intragranularmente sobre las inclusiones, Bollinghaus y Hoffmeister (1996:19-21).
Debido a la formación de ferrita durante el enfriamiento, la austenita restante
es continuamente enriquecida de carbono. Dependiendo de la velocidad de
enfriamiento y de la composición química del metal de soldadura la austenita
enriquecida en carbono puede transformar en una gran variedad de constituyente
tales como bainita superior e inferior, martensita o perlita. En las soldaduras
multipasadas, parte de la estructura primaria original es recalentada hasta
temperaturas lo suficientemente altas como para producir la transformación
inversa hacia austenita, que durante el enfriamiento posterior retransformará
dentro de una variedad de productos. La microestructura de la zona recalentada
se denomina microestructura secundaria o recristalizada Bollinghaus y
Hoffmeister (1996:19).
En la Figura 9 se muestra la microestructura del metal de soldadura de
18
Fig. 9. Micrografías mostrando las microestructuras típicas del metal de
soldadura: A) ferrita en frontera de grano; B) ferrita poligonal; C ferrita
Widmanstatten; D) ferrita acicular; E) bainita superior, F) bainita inferior. Fuente:
Kou, Sindo. Welding Metallurgy.
Se ha determinado que el contenido de hidrogeno en la soldadura de acero
depende de la fuente de hidrogeno y de la capacidad de la estructura soldada
para transportarlo desde el metal de aporte a la zona afectada por el calor (ZAC)
donde los átomos de hidrogeno tienen que migrar a través de dos fases durante
el enfriamiento, principalmente austenita y ferrita (martensita). En austenita es
muy saludable el hidrogeno pero con muy baja tasa de difusión en comparación
con la ferrita y martensita, Bollinghaus y Hoffmeister (1996:19). Como
consecuencia puede ocurrir una distribución no uniforme del hidrogeno en la zona
soldada, dependiendo del comportamiento de la descomposición austenítica de
las aleaciones, ocasionando fisuración, Graville (1990).
El propósito de esta investigación fue estudiar el efecto de la temperatura de
precalentamiento sobre la evolución microestructural y dureza en la soldadura del
acero P460NL1 400, para el proceso FCMAW, en la raíz y SAW en el posterior
relleno y acabado superficial realizado en una junta doble V la evaluación será a
temperaturas de 100 ºC; 140 ºC; 180 ºC; 220 ºC y 260 ºC, Las probetas de unión
soldada serán confeccionadas de acuerdo a la norma ASME, constará de planchas de acero de 30 mm de espesor con junta doble “V” y separación de raíz
de 1,0 mm, con acabado mediante el proceso SAW. El soldeo de corridas
experimentales será aleatorio. Este objetivo procedimental fue conocer la
evolución microestructural en las secciones longitudinal y relacionarlos con la
dureza expresada en perfiles de dureza en HV10 tomados del centro o raíz hacia
19
dureza a diferente temperatura de precalentamiento y predice su relación con la
fisuración inducida por hidrogeno y la microestructura cuya susceptibilidad es de
vital importancia en un análisis de estructuras soldadas, por otro lado se
incorporó bibliografía reciente en los tipos y categorías de estructuras y
microfases en estructuras soldadas propuestas por el Instituto Internacional de
Soldadura IIS(IIW).
1.2.2. Factores que afectan la microestructura.
En la Figura 10 se muestra el efecto de varios factores en el desarrollo
microestructural del metal de soldadura. La flecha vertical indica la dirección de
aumento de los factores.
Fig. 10. Esquema mostrando el efecto de los elementos de aleación, tiempo de
enfriamiento desde 800 a 500 °C, contenido de oxígeno en la soldadura, y tamaño de grano austenítico. Fuente: Kou, Sindo. “Welding Metallurgy”
A. Tiempo de enfriamiento.
Considerando las curvas de enfriamiento continúo de la izquierda (líneas
cortadas) en la Figura 8, conforme el enfriamiento es más lento (Δt8-5
aumenta) desde la curva 1 hacia la curva 2 y curva 3, y los productos de
transformación pueden cambiar desde predominantemente bainita Figura
10.c., a predominantemente ferrita acicular Figura 10.b a predominantemente
ferrita en borde de grano y Widmanstatten Figura 10.a.
B. Adiciones de aleación.
20
curvas hacia tiempos más largos y temperaturas más bajas. Considerando ahora
la curva de enfriamiento 3 en la Figura 8. El producto de transformación puede
cambiar desde predominantemente ferrita en borde de grano y Widmanstatten
(curvas izquierdas) a predominantemente ferrita acicular (curvas medias) a
predominantemente bainita (curvas derechas).
Fig. 11. Efecto de los elementos de aleación, tamaño de grano, y oxígeno en los
diagramas de enfriamiento continuo (CCT) para el metal de soldadura de aceros bajo carbono. Fuente: Kou, Sindo. “Welding Metallurgy”
C. Tamaño de grano.
Similar al efecto de las adiciones de aleación, un aumento en el tamaño de grano
austenítico (menor área de frontera de grano para la nucleación de la ferrita)
también moverá las curvas CCT (aumento de la templabilidad) hacia tiempos
más largos y temperaturas más bajas.
D. Contenido de oxígeno en el metal de soldadura.
El efecto del contenido de oxígeno en el metal de soldadura sobre la
microestructura de la ZF, es explicado cómo sigue. Primero, como se muestra
en la Figura 11, dentro de la soldadura SAW, se observó que el tamaño del
grano austenítico primario disminuye con el creciente contenido de oxígeno en el
metal de soldadura. Cuando el tamaño de las inclusiones está por debajo de un
diámetro crítico dc (0.4 µm) éstas actúan efectivamente anclando el borde de
grano, el alto número de inclusiones no metálicas formadas durante la
desoxidación del metal puede efectivamente anclar el crecimiento del grano, ya
21
incrementando el contenido de oxígeno en el metal de soldadura incrementa la
fracción del volumen de inclusión pequeña (0.1 µm) y por tanto
disminuye el tamaño de grano.
Fig. 12. Diámetro del grano austenítico como una función del contenido de
oxígeno en el metal de soldadura en soldadura SAW. Fuente: Kou, Sindo.
Welding Metallurgy.
Con un menor tamaño de grano austenítico primario se verán favorecidas
las reacciones de borde de grano, y por tanto la ferrita en borde de grano
dominará sobre las reacciones intragranulares que producen ferrita acicular, a su
vez, las inclusiones en el borde de grano pueden actuar como agentes para la
nucleación de ferrita con placas laterales. Por lo tanto, el efecto de la
disminución del contenido de oxigeno es similar que el aumento del tamaño de
grano austenítico primario, como se observa en la Figura 20.
Segundo, las inclusiones más grandes (valor óptimo de 0.4 µm), las cuales
son favorecidas por un contenido de oxigeno más bajo, pueden actuar
como sitios favorables para la nucleación de la ferrita acicular. Fox propuso para
las soldaduras por arco sumergido de aceros HY-100 que insuficientes números
de inclusiones son generados para la nucleación de ferrita acicular si el contenido
de oxígeno es tan bajo como <200 ppm. Por otro lado, muchas pequeñas
inclusiones <0.2 µm pueden ser generados si el contenido de oxigeno es tan alto
como >300 ppm, viéndose favorecidas las reacciones de borde de grano; como
tal un contenido óptimo de oxigeno puede ser esperado para la formación de
ferrita acicular. Se puede ver en la Figura 20 que conforme el oxígeno es
22
predominando la microestructura acicular. Sin embargo, como el oxígeno es más
reducido, las curvas pueden moverse desde el centro a la derecha y no
predominar la ferrita acicular.
1.2.3. Zona afectada por el calor (ZAC).
La zona afectada por el calor es la zona del material soldado que no ha
llegado a fusión, pero ha alcanzado niveles de temperatura que provocan en él
importantes cambios microestructurales y modifican sustancialmente sus
propiedades mecánicas,Bollinghaus, y Hoffmeister (1996:12).
A. Crecimiento de grano.
El crecimiento de los granos aumenta con el incremento de la temperatura
de recocido y el tiempo. La Figura 13 muestra el crecimiento de los granos en
función de la temperatura y el tiempo.
Fig. 13. Crecimiento de grano.
Fig. 14. Crecimiento de grano en la ZAC. a) Diagrama de fase; b) ciclos térmicos; c) variaciones de los tamaños de grano. Fuente: Kou, Sindo. “Welding Metallurgy”
23
ayuda de los ciclos térmicos, como se muestra en la Figura 14. En la proximidad
inmediata a la frontera de fusión se alcanzan las más altas temperaturas
máximas y los más largos tiempos de permanencia a alta temperatura. Desde
que el crecimiento del grano aumenta con el incremento de la temperatura de
recocido y el tiempo, ver Figura 13, el tamaño de grano en la ZAC aumenta
conforme se alcanza la frontera de fusión. Cuanto mayor sea la cantidad y más
fina la distribución de impurezas insolubles, más fino será el tamaño final de
grano. No solo aumentan la nucleación, sino que también actúan como barreras
al crecimiento de los granos, Yurioka y Suzuki, (1990: 217-249).
1.2.4. Diagrama de fase y diagramas CCT.
La ZAC en un acero al carbono puede ser relacionada al diagrama de fase
Fe-C, como se muestra en la Fig. (1.12.), si el efecto cinético del rápido
calentamiento durante la soldadura en las transformaciones es despreciado. La
ZAC puede ser considerada el área dentro de la pieza de trabajo que es
calentada entre la temperatura crítica más baja A1 (la temperatura eutectoide) y
la temperatura peritéctica.
Fig. 15. Soldadura de aceros al carbono a) ZAC, b) diagrama de fase. Fuente:
Kou, Sindo. Welding Metallurgy.
El diagrama de fase Fe-C y el diagrama transformación enfriamiento
continuo (CCT) para el tratamiento térmico de aceros al carbono puede ser útil
también para la soldadura, pero algunas diferencias fundamentales entre la
24
durante la soldadura y el tratamiento térmico de un acero al carbono son
diferentes considerablemente, como se muestra en la Figura 16. Primero, en la
soldadura la temperatura máxima en la ZAC puede acercarse a 1500°C. En el
tratamiento térmico, sin embargo, la temperatura máxima es de alrededor de los
900°C, la cual no está muy por encima de la temperatura crítica superior A3
requerida para que la austenita () se forme. Segundo, la velocidad de
calentamiento es alta y el tiempo de permanencia encima de A3 es corto
durante muchos procesos de soldadura. En el tratamiento térmico, por otro lado,
la velocidad de calentamiento es mucho más lenta y el tiempo de permanencia
encima de A3 es mucho más largo. Las temperaturas A1 y A3 durante el
calentamiento son a menudo referidas a las temperaturas Ac1 y Ac3,
respectivamente.
Fig. 16. Comparación entre la soldadura y el tratamiento térmico de los aceros.
a) Proceso térmico, b) Diagrama de fase Fe-C. Fuente: Kou, Sindo. Welding
Metallurgy.
Como resultado de las altas temperaturas máximas durante la soldadura, el
crecimiento del grano puede tomar lugar cerca de la frontera de fusión. A más
bajas velocidades de calentamiento, corresponden los más largos tiempos de
permanencia encima de Ac3, por tanto, se produce el más severo crecimiento de
grano.
Desde que los diagramas CCT para soldadura a menudo no están
disponibles, los diagramas para los tratamientos térmicos han sido usados.
Estos dos tipos de diagramas CCT pueden diferenciarse debido a razones
cinéticas, por ejemplo, el crecimiento del grano en la soldadura, puede mover el
25
martensita. Esto es porque el crecimiento del grano reduce el área de frontera de
grano disponible para la nucleación de ferrita y perlita durante el enfriamiento.
Los elementos formadores de carburos (tales como: Cr, Mo, Ti, V y Nb) cuando
están disueltos en la austenita, tienden a aumentar la templabilidad del acero.
Debido al tiempo suficiente disponible en el tratamiento térmico, tales carburos
disuelven totalmente y por tanto aumentan la templabilidad del acero. Esto no es
normalmente posible en la soldadura debido a las altas velocidades de
calentamiento y a los cortos tiempos de permanencia a altas temperaturas
encontradas en la ZAC, Bollinghaus, y Hoffmeister (1996:12-17).
1.2.5. Soldadura de aceros al carbono.
Estos aceros incluyen ambos aceros al carbono con C de hasta 0.15%,
llamados aceros de bajo carbono, y los aceros con 0.15 a 0.30% de C,
llamados aceros dulces. Para el propósito de la discusión el acero 1018, el cual
tiene un contenido de carbono nominal de 0.18%C es usado como un ejemplo.
Fig. (2.26.) muestra la micrografía de un acero 1018 soldado por SMAW.
Fig. 17. Microestructura ZAC de un acero 1018 soldado por GTAW, magnificación 200x.Fuente: Kou, Sindo. “Welding Metallurgy”
El metal base consiste de clara ferrita y oscura perlita (posición A). La
microestructura de la ZAC puede ser dividida dentro de tres regiones: región de
granos parcialmente refinados, región de granos refinados, y región de granos
26
indicadas en el diagrama de fase. La región de granos parcialmente refinados
(posición B) está sujeta a una temperatura máxima encima de la temperatura
crítica más baja, Ac1. Como se explica en la Fig. 17, las colonias de perlita
primaria (P) transforman a austenita () y se desarrollan dentro de las colonias
de ferrita primaria (F) en el calentamiento encima de Ac1 y entonces se
descompone en granos finos de perlita y ferrita durante el enfriamiento.
Fig. 18. Mecanismo del refinamiento parcial de los granos en un acero al carbono. Fuente: Kou, Sindo. “Welding Metallurgy”
Las colonias de ferrita primaria están esencialmente inalteradas. La región
de granos refinados (posición C) está sujeta a una temperatura máxima justo
encima de la temperatura crítica superior Ac3, permitiendo a los granos de
austenita nuclearse. Tales granos de austenita se descomponen en granos
pequeños de perlita y ferrita durante el posterior enfriamiento.
La distribución de perlita y ferrita no es exactamente uniforme porque el
tiempo de difusión para el carbono está limitado bajo las altas velocidades de
calentamiento durante la soldadura y la austenita resultante es no homogénea.
La región de granos gruesos (posición D) está sujeta a una temperatura máxima
muy por encima de Ac3, permitiendo a los granos de la austenita crecer. Las
altas velocidades de enfriamiento y gran tamaño del grano fomentan la forma de
ferrita de placas laterales desde las fronteras de grano, llamada la ferrita
Widmanstatten.
Como se muestra en la Figura 19, en las soldaduras multipasadas de los
27
las ZACs de sus posteriores pases. En este sentido, en las soldaduras
multipasadas se observan respecto de las no pasadas un refinamiento de la
microestructura, aumento en la tenacidad y reducción de las tensiones
residuales.
Fig. 19. Granos refinados en soldadura multipasadas: a) soldadura
monopasada; b) microestructura de soldadura multipasadas.Fuente: Kou, Sindo.
Welding Metallurgy.
La Figura 20 muestra la curva CCT del acero T1, A514 grado F QTLA. La
curva p, f, y z representan las velocidades críticas de enfriamiento para la
formación de perlita, ferrita, y bainita, respectivamente. El área achurada
representa la región de las velocidades óptimas de enfriamiento. Si la velocidad
de enfriamiento durante la soldadura es tan baja, por ejemplo, entre la curva p y
el área achurada indicada, una cantidad notable de ferrita se forma. Esto puede
ser perjudicial puesto que la fase ferrita tiende a rechazar átomos de carbono y
devolverlos a las áreas dentro de la austenita de alto carbono. Tal austenita de
alto carbono puede transformar a martensita de alto carbono y bainita durante el
enfriamiento, resultando por tanto, en una ZAC quebradiza. El calor de aporte y
el precalentamiento deben ser limitados cuando se sueldan aceros aleados
templados y revenidos.
Fig. 20. Curvas CCT para el acero A514. Fuente: Kou, Sindo. Welding
28
Por otro lado, si la velocidad de enfriamiento durante la soldadura es muy
alta, a la izquierda de la curva z en la Figura 20, la formación de martensita
puede resultar en fisuración por hidrógeno si el hidrogeno está presente. Por lo
tanto, electrodos de bajo hidrogeno o procesos de soldadura y precalentamiento
son recomendados. El área achurada en la figura representa la región de las
mejores velocidades de enfriamiento para la soldadura de estos aceros. Para
que se reúnan los requerimientos de calor de aporte limitado y apropiado
precalentamiento, la soldadura multipasadas es a menudo usada en la
soldadura de secciones gruesas de aceros QTLA. La temperatura de interpase
es mantenida en el mismo nivel de la temperatura de precalentamiento.
1.2.6. Ciclo térmico.
Cuando el metal es sometido a calentamientos y enfriamientos como
consecuencia de la soldadura este suceso o evento recibe el nombre de ciclo
térmico. El ciclo térmico es un evento inevitable en la soldadura por fusión, el
cual representa como varía la Temperatura a lo largo de todo el tiempo
de un punto cualquiera del metal durante la soldadura. El metal adyacente a
una soldadura está expuesto a ciclos térmicos rápidos, produciéndose en esta
región diferentes y complejos cambios metalúrgicos.
1.2.7. Temperatura de precalentamiento.
Rosenthal (1941:20) utilizó los siguientes supuestos simplificadores para
derivar analíticamente ecuaciones de flujo de calor durante el proceso un proceso
de soldadura: (1) Flujo de calor en el estado estacionario, (2) Fuente de calor
puntual, (3) calor de fusión depreciable, (4) propiedades térmicas constantes, (5)
no hay pérdidas de calor de la superficie de la pieza, y (6) hay convección en el
baño de soldadura.
Fig. 21. Flujo de calor tridimensional durante soldadura de una pieza de trabajo
29
La solución analítica derivada por Rosenthal para el flujo de calor tridimensional
durante soldadura de una pieza de trabajo semi-infinita Figura 10, es la siguiente:
(1)
(2)
(3)
Esta ecuación (3) evidencia que la velocidad de enfriamiento se reduce
significativamente mediante el precalentamiento. El precalentamiento es una
práctica común (solución Tabla 3) en la soldadura de aceros de alta resistencia y
de baja aleación, ya que reduce el riesgo de fisuración en la zona afectada por el
calor. En soldadura de multipase la temperatura de interpase es equivalente a la
temperatura de precalentamiento T0 en una soldadura de una sola pasada. La
ecuación (3) muestra que la velocidad de enfriamiento disminuye con el aumento
de Q/V, y la ecuación (2) muestra que el gradiente de temperatura disminuye con
el aumento de Q.
Por lo que al precalentar la plancha, conseguiremos disminuir la velocidad
de enfriamiento después de la soldadura y reduciremos el riesgo de tener
estructuras frágiles. Este justamente es el motivo por el cual se suelen
precalentar los aceros fácilmente endurecibles.
En las soldaduras, los valores de dureza altos se han considerado
como indicadores, en general, de potenciales problemas como la
fisuración en frío, comportamiento frágil de las uniones soldadas, etc. Como el
carbono es el elemento que más influye en la templabilidad y en la dureza final
de un acero, se ha considerado conveniente denominar carbono equivalente
(CE) al índice que permite correlacionar la composición química de un acero con
su tendencia a presentar estructuras frágiles cuando éste es sometido a un
proceso de soldadura.
El CE de un acero es una medida de su tendencia potencial a fisurarse
30
empleadas en la actualidad son:
a) La fórmula del CE del IIW:
𝐶𝐸 = 𝐶 +𝑀𝑛 6 + 𝐶𝑟 + 𝑀𝑜 + 𝑉 5 + 𝑁𝑖 + 𝐶𝑢 15 (%)
Fórmula deducida por el IIW (Instituto Internacional de Soldadura) para
determinar el carbono equivalente, puede utilizarse para aceros con un
contenido de carbono C 0.18%.
b) La fórmula Pcm:
𝑃𝑐𝑚 = 𝐶 +𝑀𝑛 + 𝐶𝑟 + 𝐶𝑢 20 + 𝑆𝑖 30+ 𝑁𝑖 60+ 𝑀𝑜 15 + 𝑉
10+ 5𝐵(%)
Es la ecuación de Ito y Bessyo aplicable para aceros con un contenido de carbono C < 0.18%.
El criterio que se emplea con el CE es que cuanto más alto sea su valor,
el acero tendrá mayor dificultad para ser soldado. Una clasificación algo
genérica de la soldabilidad de los aceros en función de su CE:
Aceros con un CE < 0.2-0.3% tienen buena soldabilidad.
Aceros con un CE > 0.4% tienen riesgo de fisuración en frio en la ZAC.
1.4. Enunciado del problema:
¿Cuál es el efecto de la temperatura de temperatura de precalentamiento en el
rango de 100°C a 260ºC sobre dureza y desarrollo microestructural en la zona de
soldadura del acero P460NL1, mediante proceso SAW y pase de raíz FCAW?
1.5. Hipótesis:
“El incremento de la temperatura de precalentamiento en el rango de 100ºC a
260ºC disminuye la dureza en la zona soldada de las panchas de acero P460NL1, utilizando el proceso FCAW en pase raíz y con relleno-acabado SAW”
