Efecto de la posición de soldeo en la soldabilidad de barras corrugadas de acero astm a 615

UNIVERSIDAD NACIONAL DE TRUJILLO

ESCUELA DE INGENIERÍA METALÚRGICA

FACULTAD DE INGENIERÍA

“EFECTO DE LA POSICIÓN DE SOLDEO EN LA SOLDABILIDAD

DE BARRAS CORRUGADAS DE ACERO ASTM A 615”

TESIS PARA OPTAR EL TITULO DE INGENIERO

METALURGISTA

AUTORES :

Br. Yupanqui Uriol Geovanni Carlos Enrique

ASESOR

:

Dr. Jorge Wilfredo Vera Alvarado

TRUJILLO – PERÚ

AGRADECIMIENTO

A la empresa SIDER PERU GERDAU, área de calidad y ensayos físicos por su apoyo en la realización del presente trabajo de investigación.

A toda persona que de una u otra manera me apoyaron para la culminación de esta tesis, a mi familia y en especialmente a mis hermanos.

Wilder Ulloa Vásquez

Dedico este proyecto a la Sra. Sonia Uriol, Hermanos Edwin / Jimena por el apoyo incondicional y que con sus palabras de aliento fueron vitales para dicha culminación.

Geovanni Carlos Enrique Yupanqui Uriol

RESUMEN

Se estudió el efecto de la temperatura de precalentamiento y posición de soldeo en la soldabilidad de barras corrugadas de acero ASTM A 615, la unión se realizó mediante proceso de soldadura por arco eléctrico manual. La soldabilidad se evaluó de acuerdo a los requerimientos establecidos en el código ANSI/AWS D1.4-2005 de la sociedad americana de soldadurala cual establece como límite de calidad en este tipo de aceros, resistencia mínima a la tracción mayor o igual a 520 Mpa y durezas en la zona afectada por el calor menores a 350 HV.

Los resultados de 18 probetas objeto de estudio demuestran que hay un efecto significativo de la temperatura de precalentamiento y posición de soldadura sobre la soldabilidad de los aceros ASTM A 615.

El acero ASTM A 615 tiene mala soldabilidad cuando se realiza la soldadura sin precalentamiento y tiene buena soldabilidad cuando la soldadura se realiza precalentando a 90 o_{C en posición de soldeo 1G y 2G, se observa el mismo efecto al} precalentar a 150 o_{C, en posición 1G.}

ABSTRACT

The effect of the preheating temperature and welding position on the weldability of steel rebars ASTM A 615 was studied, the joining was carried out by manual electric arc welding process. The weldability was evaluated according to the requirements established in the ANSI / AWS code D1.4-2005 of the American Welding Society, which establishes as the quality limit in this type of steel, minimum tensile strength greater than or equal to 520 Mpa and hardness in the area affected by heat less than 350 HV.

The results of 18 specimens under study show that there is a significant effect of the preheating temperature and welding position on the weldability of the ASTM A 615 steels.

ASTM A 615 steel has poor weldability when welding without preheating and has good weldability when welding is done preheating to 90 oC in welding position 1G and 2G, the same effect is observed when preheating to 150 oC, in position 1G .

NOMENCLATURA

AWS : Sociedad Americana de Soldadura

%C : Porcentaje de carbono

HV : Dureza Vickers

SAE : Sociedad Americana de Ingenieros

Tp : Temperatura de precalentamiento

T° : Temperatura

ZF : Zona fundida o zona de fusión

INDICE

AGRADECIMIENTO ... i

RESUMEN ... ii

ABSTRACT ... iii

NOMENCLATURA ... iv

INDICE ... v

CAPÍTULO I INTRODUCCION 1.1 REALIDAD PROBLEMÁTICA ... 1

1.2 ANTECEDENTES ... 2

1.3 PLANTEAMIENTO DEL PROBLEMA ... 31

1.4 HIPÓTESIS ... 32

1.5 OBJETIVOS ... 32

1.6 JUSTIFICACIÓN ... 32

CAPÍTULO II MATERIAL Y MÉTODOS 2.1 OBJETO DE ESTUDIO ... 33

2.2 EQUIPOS E INSTRUMENTOS ... 35

2.3. MÉTODOS ... 35

2.3.1. Diseño experimental ... 35

2.3.2. Procedimiento experimental ... 36

CAPÍTULO III RESULTADOS 3.1 Evaluación de la soldabilidad para el acero ASTM A615 ... 45

CAPÍTULO IV

DISCUSIÓN DE LOS RESULTADOS 4.1 Soldabilidad del acero ASTM A615 ... 52

CAPÍTULO V

CONCLUSIONES ... 55 REFERENCIAS BIBLIOGRÁFICAS ... 56

CAPÍTULO I

INTRODUCCIÓN

1.1 REALIDAD PROBLEMATICA

El sector de la construcción en Perú es una de las actividades económicas más importantes del país. A lo largo de los años ha sido una unidad de medición del bienestar económico nacional. El sector de la construcción tiene un efecto multiplicador: se generan cuatro puestos de trabajo en otros sectores por cada puesto en la construcción y se pagan tres dólares en sueldos en otros sectores por cada dólar gastado en remuneraciones para la construcción. Además de su capacidad de generar empleo por ser intensivo en mano de obra, la evolución de este sector está estrechamente ligada al desempeño de diversas industrias. A ello se debe su relevancia en la evolución de otros sectores y de las principales variables macroeconómicas.

Sin duda alguna, la construcción está cambiando de una forma impresionante. Manifestándose con cambios significativos en el modo de gestión, que incorporan calidad, seguridad, especialización, productividad, tecnologías, más información y otras disciplinas de gestión.

Si bien son muchas las causas y los factores que contribuyen a que las obras de construcción civil sean deficientes, uno de los más importantes es el relacionado a los recursos humanos con los que cuenta este tipo de sector económico y la poca incorporación de utilizar procedimientos constructivos calificados y homologados que aseguren la confiabilidad de los productos.

Es por ello que en el presente estudio se intenta establecer procedimientos de soldadura debidamente estudiados y calificados con la finalidad de proporcionar al sector de la construcción una herramienta adecuada para la unión por soldadura de las barras de acero corrugado mediante la evaluación de su soldabilidad y asegurar la confiabilidad de las edificaciones en nuestra región.

80 (550 MPa). En nuestro país se comercializan las de grado 60 (420 MPa), puesto que son las que se usan de forma obligatoria en nuestro mercado local.

Cuando el acero va a ser soldado, se debe emplear un procedimiento de soldadura adecuado para la composición química y la aplicación particular de cada caso.

Con la finalidad de evaluar la soldabilidad de estos aceros, nos planteamos el estudio de determinar el efecto de la posición de soldeo en la soldabilidad de barras corrugadas de acero ASTM A 615 mediante proceso SMAW.

De las indagaciones y las observaciones efectuadas, se ha encontrado que la industria de la construcción en el Perú, es una industria con grandes déficits de profesionalización. Es decir, poca incorporación y utilización de conocimientos científicos o académicos para llevar a cabo su estrategia y gestión. Desde hace más de una década la construcción en el Perú resulta ser uno de los sectores productivos que impulsa considerablemente la economía nacional, es uno de los principales aportantes al Producto Bruto Interno (PBI). En las estadísticas se observa un crecimiento sostenido, los indicadores de control lo expresan claramente, tal como: el Consumo Interno de Cemento, este incrementó 298% en los últimos 12 años. De la misma manera, en los últimos tiempos se puede apreciar que una parte, cada vez más importante, de los gastos para ejecutar un proyecto de construcción, se destinan a reconstrucción, reparación y/o mantenimiento de edificaciones, a fin de corregir los defectos que ponen en riesgo la seguridad de los ocupantes; ante esta situación los ensayos no destructivos en general juegan un papel importante en el control de calidad y para obtener información, sin alterar la estructura, concerniente al grado de deterioro, durabilidad, estado de corrosión de armaduras y resistencia de materiales (entre los cuales principalmente tenemos al concreto).

Se ha observado, que en la preparación del concreto reforzado es muy frecuente el uso de barras corrugadas de acero ASTM A 615 y no hay información de una posible unión por soldadura de estas barras. Es por ello que el presente estudio tubo como finalidad, proporcionar al sector de la construcción una herramienta adecuada para la unión por soldadura de las barras de acero corrugado ASTM A 615 mediante la evaluación de su soldabilidad y de esta manera se asegure la calidad y confiabilidad de las edificaciones en nuestra región.

1.2 ANTECEDENTES

Lazarte y Sotero (2007), determinaron en su estudio de la soldabilidad de barras corrugadas de acero ASTM A 706 de 3/4", en junta a tope el proceso utilizado para la junta 1G se recomienda mantener un calor de aporte en un rango de 6.0 a 7.2 kJ/cm, manteniendo una corriente mínima de 130 A y un voltaje mínimo de 23 V. recomiendan hacer pruebas, incrementando el valor de la corriente, teniendo en cuenta el límite del fabricante del electrodo (160 A) y la aparición de discontinuidades no aceptables. disminuir la longitud de arco al mínimo posible con la finalidad de reducir la presencia de discontinuidades. También evitar corrientes de aire durante la ejecución de la soldadura con la finalidad de controlar la velocidad de enfriamiento. Realizar ensayos de doblado como parte del proceso de calificación de este tipo de procedimientos de soldadura. (párra. 17).

Los resultados de un trabajo de investigación previo, sobre el efecto de la temperatura de precalentamiento en la soldabilidad de un acero NKK 500, es el siguiente: “El análisis microestructural del metal de soldadura, reportó una disminución de la ferrita acicular y un incremento de la ferrita en borde de grano, conforme se incrementa la temperatura de precalentamiento. Estos cambios microestructurales también se vieron reflejados con una disminución de la dureza”. (Vera, Zavaleta, Aguilar y De Cicco, 2011, pp).

En el estudio para evaluar el efecto producido por el calor de aporte sobre los cambios microestructurales y dureza en el cordón de soldadura. El acero ASTM 572 G50. Los resultados experimentales indican que un incremento del calor de aporte de 1,31 a 2,12 kJ/mm produce un cambio microestructural en el interior de los granos columnares desde ferrita acicular (AF) a ferrita poligonal (PF), ferrita con agregados de carburos (FC) y ferrita con M-A-C alineados (AC). La ferrita en el borde de grano disminuye de.6,2 % a 4,4 % y la dureza disminuye de 330 a 240 HV cuando el calor de aporte aumenta de 1,31 a 2,12 kJ/mm (Vera, Zavaleta, y De Cicco, 2009, pp. 213-218).

Zalazar, M. et al. (2009), plantean que, “Las diferencias de composición química entre dos aceros, basadas en un menor contenido de carbono, se vieron reflejadas en menores valores de propiedades de tracción y dureza de los aceros, conservándose en las ZAC una vez soldados con los distintos procedimientos” (p.036-046).

De los trabajos anteriores podemos inferir que hay un efecto de la temperatura de precalentamiento, calor de aporte, y composición química influyen en la soldabilidad de los aceros, por variaciones directas en su microestructura, en los constituyentes microestructurales y las fases presentes en la zona de soldadura. Por tanto, está muy influenciada por estos parámetros de soldadura seleccionados.

Un acero ferrítico que es completamente austenitizado con el calor de la soldadura con una zona afectada (ZAC) durante la soldadura. La ZAC austenitizada se transforma en ferrita, perlita, bainita, martensita o su mezcla dependiendo de la velocidad de enfriamiento después de la soldadura. Los granos austeníticos son más gruesos y más endurecidos en HAZ cerca del límite de fusión de la soldadura. En (1940), Dearden y O'Neil1 encontró una relación entre el máximo de la dureza Vickers (Hv) de HAZ y la composición química de acero

Hv (max.) = 1200CEDearden – 200 EC. 1.1

CE Dearden= C+P/2+Mn/6+Cu/13+Ni/15+Cr/5+Mo/4+V/5 EC. 1.2

Como se ve en Eq. ( ), el efecto de la composición química en la dureza máxima en ZAC está dada por una suma de cada contenido de elemento de aleación. Este es el origen del carbono equivalencia para evaluar la soldabilidad del acero. Este equivalente de carbono fue modificado en la siguiente fórmula por IIW (Instituto Internacional de Soldadura) y CEIIW ha sido utilizado durante mucho tiempo como un índice de soldabilidad.(p.203)

CE IIW= C+ Mn/6+(Cu+Ni)/15+(Cr+Mo+V)/5 EC. 1.3

La soldabilidad metalúrgica del acero se evalúa a través de la incidencia que los elementos aleantes tienen sobre la microestructura. Esto se consigue a través del estudio de la templabilidad, que es la tendencia de un material a transformarse en Martensita (M) durante el enfriamiento. La templabilidad de los aceros depende de los aleantes presentes y de la rapidez de enfriamiento. Altas velocidades de enfriamiento inhiben la difusión del carbono en la matriz de hierro, con lo cual se distorsiona la red cristalina. Esto induce tensiones que originan un material duro y frágil. La incidencia que algunos elementos químicos tendrán sobre la formación de microestructuras frágiles, se cuantifica mediante el parámetro denominado Carbono Equivalente (C.E.). Aceros con altos C.E., requerirán tratamientos térmicos de pre y post calentamiento, para evitar enfriamiento rápido y la formación de microestructuras frágiles.

nuestro medio, la norma de varilla soldable utiliza la fórmula para C.E. del código de soldadura AWS D1.4, que establece un nivel de carbono equivalente máximo de 0.55%. En principio, un nivel de C.E. de 0.55% o menor, permite soldar aceros de refuerzo sin necesidad de tratamientos térmicos de pre y post calentamiento. Sin embargo, en juntas de alta demanda, el empleo de dichos tratamientos queda bajo criterio y responsabilidad del ingeniero de soldadura. Requisitos generales de AWS D1.4, como código de soldadura para acero de refuerzo establece que, Para los aceros de refuerzo, se debe utilizar la fórmula simplificada siguiente:

CE = C+ Mn/6 EC. 1.4

Las juntas más utilizadas para soldar el acero de refuerzo son a tope, de bisel en V, simple y doble. La junta soldada debe ser capaz de soportar al menos 1.25 la resistencia en fluencia del material base (1.25Fy). La resistencia mecánica del material de aporte debe ser, al menos, igual a la del material base. En el caso del uso de procesos SMAW (electrodo revestido), los revestimientos deberán ser de bajo Hidrógeno, para evitar la fragilización de la junta. El código AWS D1.4 para el grado 60 (420MPa) establece lo siguiente como requisito mínimo para el material de aporte en caso del proceso SMAW:

Tabla 1.1: Especificación de electrodos según AWS D1.4 para acero de refuerzo.

NORMA PROCESO ESPECIFICACION DE

ELECTRODO

ASTM A615 SMAW E9015-X E9016-X

E9018-X Fuente: AWS D1.4 / D1.4M: 2005 Structural Welding Code-Reinforcing Steel.

AWS D1.4 / D1.4M (2005), establece recomendaciones para el procedimiento de soldeo, estas son:

 Establecer composición química y el proceso de fabricación del acero de refuerzo.  Generación de Hoja de Proceso de Soldadura WPS, por parte de un ingeniero

calificado. Calificar a los soldadores de acuerdo a AWS D1.4.

 Preparación correcta del bisel en base al requerimiento de AWS D1.4.  Precalentamiento de electrodos (Eliminación de humedad).

 Calibración correcta del equipo de soldadura.

 Control del aporte de calor en la junta soldada.  Limpieza de la junta luego de cada paso de soldadura

 Dejar que la junta se enfríe al aire. Por ningún motivo se debe acelerar el enfriamiento de la misma.

ASTM A615/A615M-04ª. (2004) define su alcance para barras de acero de carbono lisas y deformadas para refuerzo de concreto. Esta especificación cubre barras y bobinas en cuatro grados, Grado 40, Grado 60, Grado 75 y Grado 80. La calificación designa el límite elástico del material, es decir, Grado 60 tiene una resistencia a fluencia mínima de 60ksi. La soldabilidad, en la soldadura de este material debe abordarse con precaución ya que no se han incluido disposiciones específicas para mejorar la soldabilidad.

Las barras corrugadas ASTM A615 GRADO 60 /NTP 341.031 GR 60, son barras de acero rectas de sección circular, con resaltes Hi-bond de alta adherencia con el concreto. Estas barras cumplen con la Norma Internacional ASTM A615 Grado 60 y la Norma Técnica Peruana NTP 341.031. Es por eso que estas barras pueden ser utilizadas con total garantía en construcciones antisísmicas, garantizando de esta manera la seguridad de todas las edificaciones construidas con nuestras barras de acero corrugado. Sus usos en todo tipo de armaduras para construcciones y edificaciones de concreto armado de todo tipo, viviendas, edificios, puentes, obras industriales, etc. Son varillas de 9m de largo. (p.1-3)

En cuanto a la metodología de investigación en soldadura, a partir de la década de los ’70 la investigación en soldadura comenzó a realizarse de forma más sistemática, encarando temas fundamentales para la investigación y el desarrollo de la soldadura en forma extensa a través de programas de investigación. Este nuevo enfoque en la forma de trabajo de los investigadores fue fundamentalmente liderado por los trabajos de Evans en relación a las variables de proceso, W. Savage en solidificación y otros, junto con aportes importantes realizados por las comisiones del Instituto Internacional de Soldadura (IIW) y por The Welding Institute (TWI).

fragilidad. Recubriendo el alambre con asbestos o papel se mejoraron las propiedades de los depósitos soldados (Lancaster, 1987, cap. 1).

La factibilidad de este proceso surge del descubrimiento de Sir Humphry Davy, en 1809 citado por Milner (1968) según el cual la electricidad puede ser conducida a través del aire entre dos electrodos de carbono (grafito) conformando lo que hoy conocemos como descarga gaseosa. Posteriormente en 1885, Bernados y Olszewski, citado por Milner, (1968) patentaron un proceso donde era posible reproducir este fenómeno entre un electrodo de carbono y una pieza metálica. Como consecuencia del calor generado se logra una fusión localizada que puede ser utilizada para unir piezas. Se encontró necesario aportar metal adicional para llenar el hueco existente entre las dos chapas a unir a través de una varilla hundida dentro de la pileta líquida (Cap 1).

Slawianoff , citado por Milner (1968) pensó que si la varilla de aporte fuera usada como cátodo en lugar del electrodo de carbono, ésta se fundiría por el calor generado en el cátodo y una mucha mayor proporción del calor disipado en el arco eléctrico entraría a la soldadura. Sin embargo, las soldaduras producidas por esta técnica eran de muy baja calidad debido a la reacción del metal fundido con la atmósfera del arco a alta temperatura (Ibíd. cap. 1). En este sentido parece haber sido fortuito el éxito de la soldadura por arco con electrodo de carbono, ya que éste al establecerse el arco generaba una atmósfera de CO2 y CO que protegía la pileta líquida del aire, rico en oxígeno y nitrógeno (Ibíd. cap. 1).

resultado que la gran mayoría de los materiales metálicos utilizados actualmente en la industria puedan ser soldados por algunos de los procesos de soldadura existentes (Lancaster, 1987, cap. 1).

Transferencia de calor y flujo de fluido en soldadura por fusión

Durante la soldadura por fusión la interacción entre el metal base y la fuente de calor lleva a rápidos calentamiento y fusión, y a una vigorosa circulación de metal fundido. En la pileta líquida la circulación de este metal fundido está controlado por agitación, por el gradiente de tensión superficial y por fuerzas electromagnéticas. La transferencia de calor y el flujo de fluido resultantes afectan la distribución de temperaturas en el metal base, la forma y tamaño de la pileta líquida, el proceso de solidificación, la velocidad de enfriamiento y las cinéticas de transformación en estado sólido en el metal de soldadura y en zona afectada por el calor (HAZ) (Debroy, 1995, pp.85-112).

La variación de la temperatura con el tiempo, a menudo denominada como ciclo térmico, afecta a la evolución microestructural, las tensiones residuales y la magnitud de las distorsionesen la soldadura. Sobre la superficie de la pileta líquida la distribución de temperaturas influye en la pérdida de elementos de aleación por evaporación y en la absorción y desorción de hidrógeno y de otros gases como oxígeno y nitrógeno, por lo que la composición, la microestructura y propiedades resultantes del metal de soldadura se ven afectadas (Ibíd. pp.85). En el interior del metal de soldadura las inclusiones no metálicas crecen o se disuelven dependiendo de la temperatura local.

En la pileta líquida, el calor es transportado por convección y conducción. Debido a la complejidad del fenómeno de flujo de calor convectivo usualmente los cálculos para transferencia de calor en soldadura se limitan a la aplicación de transferencia de calor por conducción. Sin embargo, este tipo de cálculos representa una aproximación simple y útil al problema de transferencia de calor en soldadura por fusión (Ibíd. Vol. 1).

Velocidad de enfriamiento

La energía térmica aplicada a la zona soldada es distribuida por conducción en la soldadura. Durante el enfriamiento la disminución de la temperatura se produce por una combinación de pérdida de calor al ambiente, transferencia de calor al metal base y al metal de soldadura. De esta forma, la velocidad de enfriamiento que tiene lugar en la soldadura es una función de la velocidad de disipación de energía. La estructura metalúrgica final de la zona soldada es determinada principalmente por la velocidad de enfriamiento desde la temperatura máxima o pico alcanzada durante el ciclo térmico de la soldadura. Esta velocidad de enfriamiento varía con la temperatura y es particularmente importante en aceros tratables térmicamente. Una de las aplicaciones prácticas de la ecuación de la velocidad de enfriamiento es el cálculo de la temperatura de precalentamiento. Si la placa es relativamente gruesa, la velocidad de enfriamiento de la junta soldada medida sobre la línea central puede ser aproximada por medio de la Ec. 1.5 (Adams, pp.210-215).

Ve= K(Tc – To)2 / Hnet EC. 1.5 Donde:

Ve: velocidad de enfriamiento [ºC/s] k: conductividad térmica [0,028 J/mm s ºC]

Tc: temperatura a la que se calcula la velocidad de enfriamiento [ºC] To: temperatura de precalentamiento [150 ºC]

Hnet: calor aportado neto [J/mm]

Cuando las temperaturas de estudio de la velocidad de enfriamiento son bajas (T<550ºC) la ecuación Ec. 1.5 se puede aplicar a todo el metal de soldadura y a la zona afectada por el calor inmediata

Temperatura pico

EC. 1.6

Donde:

Tp: temperatura pico o máxima [ºC]

To: temperatura de precalentamiento [150 ºC] t: espesor del material [mm]

ρ: densidad del metal base [[g/mm3] C: calor específico del material [J/g ºC] Y: distancia desde el borde de fusión [mm] Tm: temperatura de fusión [ºC]

Hnet: calor aportado neto [J/mm]

Esta ecuación no es aplicable a puntos dentro del metal de soldadura, sino que sólo en la zona afectada por el calor adyacente. En el borde de fusión (Y=0) la temperatura pico Tp es igual a la temperatura de fusión Tf . Esta ecuación deriva de la aplicación de flujo de calor bidimensional, por lo que es aplicable a procesos de corte o a soldadura con penetración completa, de una pasada.

Ancho de la zona afectada por el calor

Dado que la temperatura pico se definió como la temperatura máxima que se alcanza en un punto por el paso de la fuente de calor, la ecuación Ec. 2.13 puede ser utilizada para calcular el ancho de la zona afectada por el calor. Las propiedades mecánicas de muchos aceros al carbono y de baja aleación no se ven afectadas si la temperatura pico es menor de aproximadamente 730ºC. Utilizando esta temperatura para Tp en la ecuación Ec. 2.13 se puede calcular el ancho de la zona afectada por el calor Yz. De esta ecuación se puede ver que el ancho de la ZAC es proporcional al calor aportado (Welding Handbook, 2001, Vol).

La superficie de la pileta líquida se encuentra normalmente a una temperatura mucho mayor que el punto de fusión del metal de soldadura. Consecuentemente, tiene lugar una vaporización pronunciada de elementos de aleación, especialmente cuando se utiliza una fuente de alta densidad de energía. Estas pérdidas pueden resultar en el cambio de la composición del metal de soldadura, pudiendo afectar las propiedades de la soldadura (DebRoy, 1995, pp.85-112).

..(*) ... 1 . . . 13 . 4 1 0

0 H T T

Y t T

T _{NET m}

Dependiendo de la velocidad de evaporación y de la composición del metal de soldadura, la evaporación de elementos de aleación puede llevar a un importante enfriamiento del metal líquido en la pileta de soldadura. Se ha mostrado que la perdida de calor por evaporación puede reducir significativamente la temperatura pico (Ibid. pp. 85-112).

Evolución microestructural

A partir de la evolución en la tecnología de fabricación de chapas de acero se ha requerido el desarrollo de nuevos consumibles de soldadura que produzcan depósitos con propiedades mecánicas similares a las del metal base. De la gran cantidad de trabajos que se han desarrollado sobre consumibles aceros de alta resistencia en los últimos 25 años la mayoría se dedicaron a obtener una máxima tenacidad y ductilidad para un nivel de resistencia dado, a través del control microestructural del metal de soldadura. La microestructura final del metal de soldadura dependerá de complejas interacciones entre muchas variables importantes como (Grong y Matlock, 1986, pp. 175-196).

 El contenido de aleación total.

 Concentración, composición química y distribución de tamaños de las inclusiones no metálicas.

 Microestructura de solidificación.  Tamaño de grano austenítico primario.  El ciclo térmico.

En este sentido la evolución microestructural estará influenciada por fenómenos como las reacciones metal-gas o metal-escoria, el proceso de solidificación, la formación de inclusiones y las transformaciones de fase en estado sólido, siendo las variables operativas del proceso controlantes de dichos fenómenos.

Solidificación

factores que afectan la solidificación como la presencia de impurezas en la pileta líquida, la existencia de una considerable turbulencia, un volumen de metal líquido pequeño respecto del metal base y la existencia de grandes gradientes de temperatura en el metal líquido. Además, debido a que la fuente está en movimiento la solidificación es un proceso dinámico, que está relacionado depende con la velocidad de soldadura. Cuando se requiere precalentamiento los gradientes de temperatura se ven afectados (Kou, 1983). En este sentido las características de la solidificación en soldadura son únicas de este proceso tecnológico (DebRoy, y David, 1995, pp.85-112). Sin embargo, la mayoría del conocimiento sobre la solidificación de la pileta de soldadura proviene de la extrapolación del conocimiento de solidificación de fundiciones, lingotes y monocristales con menores gradientes térmicos y menores velocidades de crecimiento (Davies, y Garland, 1975, pp. 83-106 y David y Vitek, 1989, pp. 213-245). Además, las teorías de solidificación rápida han sido extendidas a la solidificación de soldaduras a muy altas velocidades de enfriamiento (Mehrabian, 1982, pp. 185- 208). Durante los últimos 15 años se han producido avances significativos en la comprensión del proceso de solidificación en soldadura. La aplicación de herramientas computacionales termodinámicas y cinéticas han mejorado el entendimiento del proceso de solidificación en aleaciones multicomponentes. A su vez, el avance de las técnicas de caracterización in-situ ha permitido la caracterización de la formación de la fase y de los efectos del no-equilibrio en la solidificación. El uso del modelo de aleación monocristalina resultó en un nuevo enfoque del rol de la geometría de la pileta líquida y del proceso de selección de crecimiento de dendritas en el desarrollo de la microestructura de la soldadura (David, Babu, y Vitek, 2003).

Defectos de solidificación

Aunque hay una amplia variedad de defectos pueden encontrarse en la fundición, muchos de ellos resultan por una mala práctica. Los tres tipos de defectos de solidificación más importantes en el presente contexto son:

 Porosidad producida por atrape o generación de burbujas de gas en el líquido.  Fisuras por contracción formadas cuando el metal es autotraccionado por tensiones

térmicas durante el enfriamiento.

 Cavidades por rechupes que aparecen como resultado de la contracción volumétrica asociada con la transformación líquido-sólido.

por rechupes sólo son esperables en soldadura cuando la pileta es muy grande (Davies y Garland, 1975, pp. 83-106).

Observaciones In-Situ

Las actividades de modelado deben ser acompañadas por cuidadosas mediciones experimentales para validar dichos modelos. Tradicionalmente las evaluaciones de los modelos han sido realizadas por caracterización post-soldadura de las microestructuras de solidificación utilizando técnicas como microscopía óptica o electrónica analítica. En este sentido, hay una necesidad creciente de monitorear la microestructura de solidificación in-situ durante el enfriamiento de la soldadura, siendo varias las técnicas desarrolladas recientemente a fin de observar las características de solidificación in-situ incluyendo la fotografía de alta velocidad y alta resolución sobre materiales reales (Hall et al. 2001) o sobre sistemas transparentes análogos (Trivedi et al, 2003, p.4885) y difracción de rayos X resuelta en el tiempo (TRXRD) con radiación sincrotrónica (Babu, Elmer,. Vitek,y David, 2002, pp. 4763-4781 )

Efecto de los elementos de aleación

Los elementos de aleación presentes en el metal de soldadura se han introducido tanto deliberadamente a través del material de aporte y del fundente como por dilución desde el metal base. Adiciones de elementos que aumentan la templabilidad del material pueden tener dos propósitos: (a) asegurar el nivel de resistencia requerido por endurecimiento por solución sólida o por precipitación, y (b) controlar la microestructura a través de la modificación de las velocidades de nucleación y crecimiento de la ferrita proeutectoide. Sin embargo, la determinación de la influencia de cada elemento individual sobre la microestructura y la tenacidad resultantes es a menudo difícil de estimar debido al número de factores involucrados (Grong, y Matlock, 1986, pp. 175-196).

Después del C, el manganeso es probablemente el más importante de los elementos de aleación comúnmente utilizado para aumentar la resistencia y la templabilidad de un acero. Ya que el Mn disminuye la temperatura de transformación de austenita a ferrita, adiciones balanceadas de Mn son normalmente utilizadas para aumentar la tenacidad. El aumento del contenido de Mn produce un aumento de la fracción volumétrica de ferrita acicular en combinación con un refinado general de la microestructura (tanto de la zona primaria como recristalizada) y una disminución del contenido de ferrita poligonal en borde de grano y de la ferrita con segundas fases alineadas (Evans, 1980, pp.67s-75s). Para el caso de soldadura por el proceso SMAW multipasadas de aceros al C-Mn, las mejores propiedades al impacto se obtuvieron para un contenido de Mn de alrededor de 1,4%, asociado a una combinación de una microestructura más favorable y un mayor límite de fluencia con el aumento del contenido de Mn. Este contenido de Mn está relacionado a una estructura de ferrita acicular, mientras que para 0,8%Mn el constituyente predominante es ferrita Widmanstatten, y para 2,2%Mn la estructura está compuesta por bainita (Abson y Pargeter, 1986, pp. 141-196).

Figura 1.1 se puede ver el cambio en la microestructura del metal de soldadura en función del

contenido de Mo (Easterling, 1983).

La razón para que esto suceda es que debido a la formación de carburos en la austenita estos pueden inhibir el movimiento del frente planar de la fase proeutectoide por efectos de anclaje. Por otro lado, a menores temperaturas de transformación los carburos no pueden suprimir el crecimiento de la ferrita acicular debido a la alta densidad de sitios de nucleación disponibles. El Cr, que es otro elemento formador de carburos, ha mostrado un efecto similar al Mo (Easterling, 1983).

Los elementos como el S y P son en general considerados como negativos para la tenacidad. Evans (Evans, 1985) encontró un aumento en la proporción de ferrita con segundas fases en soldaduras realizadas con electrodos revestidos básicos. Este hecho es atribuido por el autor a la presencia de una delgada capa de MnS sobre la superficie de las inclusiones no metálicas que limitan la nucleación de la ferrita acicular. En cuanto al P se ha encontrado que no afecta el tamaño de las inclusiones ni el espaciado, sino que produce un endurecimiento por solución sólida (Abson, y. Pargeter, 1986, pp. 141-196). Carbono equivalente

expresiones deben tomarse como un índice de templabilidad, que estiman la influencia de los distintos elementos en el comportamiento del acero frente a las transformaciones relativo al carbono. Las distintas expresiones incorporadas a lo largo de los años se basan en distintos criterios como la dureza de la ZAT, la temperatura de fin de transformación o la tenacidad de la ZAT (Grong y Matlock, 1986, pp. 175-196). Sin embargo, los índices desarrollados sobre la base de diferentes ensayos de fisuración en frío son los que han encontrado mayor aplicación (Ito, y Bessyo, IIW Doc. IX-576-68).

Se ha observado que pequeñas variaciones del contenido de carbono pueden tener una fuerte influencia en el desarrollo microestructural del metal de soldadura, especialmente en aquellos casos donde el contenido de carbono medio se mantiene muy bajo. Se ha reportado una sensibilidad creciente de las cinéticas de crecimiento con la disminución del contenido de carbono. Estas observaciones toman actualmente mayor interés dado que la tendencia general es de disminuir el contenido de carbono de los aceros. Los cambios en las propiedades mecánicas siguen la misma tendencia, es decir que dichas propiedades son más sensibles para los menores contenidos de carbono. Esta sensibilidad aumentada de la transformación austenita-ferrita a las bajas concentraciones del contenido de carbono lleva a una sensibilidad disminuida a los elementos de aleación substitucionales (Bhadeshia y Svensson, 1993).

Estas ideas explican la necesidad de obtener expresiones de carbono equivalente para los aceros con alto contenido de carbono y para los que tienen una baja concentración de dicho elemento. La expresión de carbono equivalente más ampliamente utilizada en Europa y Estados Unidos aplicable para aceros con un contenido de carbono C>0,18wt% es la del IIW equivalente, mostrada en la Ec. 1.7 (Ibid.).

CE = C+ Mn/6+(Cu+Ni)/15+(Cr+Mo+V)/5 EC. 1.7

En Japón la más utilizada es la de Ito y Bessyo aplicable para aceros con un contenido de carbono C<0,18wt% que se expresa en la Ec. 1.8 (Ibid.).

PCM = C+ (Mn+Cr+Cu)/20+Si/30 + V/10 + Mo/15 + Ni/60 + 5B EC. 1.8

permite un aumento en el contenido de aleación sin que este produzca un indebido aumento de la templabilidad. En la figura 1.2 se pueden ver las variaciones en la microestructura y las propiedades mecánicas en función del contenido de carbono.

Fig.1.2: Variaciones en la microestructura y las propiedades mecánicas en función del contenido

de carbono para el metal de soldadura de un acero al C-1%Mn depositado por SMAW con

1kJ/mm (Bhadeshia y Svensson, 1993).

Influencia del calor aportado

Fig. 1.3: Esquema de las temperaturas pico para puntos sobre la línea central en diferentes

posiciones fuera del arco (Grong, y Matlock, 1986, pp. 175-196).

Ya que la velocidad de enfriamiento y el tiempo de retención a un dado intervalo de temperaturas depende de las condiciones operativas aplicadas, un cambio en el calor aportado no sólo afecta la velocidad de enfriamiento en el intervalo de temperaturas asociado a la transformación austenita-ferrita, sino que también afecta fuertemente la composición química, la distribución de tamaños de las inclusiones, la microestructura de solidificación y el tamaño de grano austenítico primario (Grong, y Matlock, 1986, pp. 175-196).

Predicción de la microestructura

Los factores principales que influyen en el desarrollo microestructural durante el enfriamiento a temperatura ambiente del metal de soldadura son (Easterling, 1983):  El proceso de soldadura en sí mismo que definirá el tamaño y la geometría de la pileta

líquida.

 La velocidad de soldadura y sus efectos sobre la velocidad de solidificación, la morfología de los granos y la segregación.

 El ciclo térmico de la soldadura y su influencia sobre el engrosamiento microestructural y los productos de transformación a través de la velocidad de enfriamiento.

 El efecto de la composición química del metal de soldadura sobre la templabilidad del material, especialmente durante el recalentamiento o en soldaduras multipasadas.

Puede utilizarse como herramientas las curvas CCT o TTT, de acuerdo al caso de aplicación o a la finalidad buscada, para predecir el desarrollo microestructural del metal de soldadura para una dada composición química del metal de soldadura e historia térmica. Sin embargo, es complicado poder combinar todos los aspectos mencionados anteriormente como controlantes de dicho desarrollo en un solo diagrama, por lo que el alcance de estos diagramas es limitado pero útil a fin de mostrar la tendencia de las curvas cinéticas C a moverse en tiempos o temperaturas, o cambios de forma y tamaño de los distintos campos, que puedan explicar la evolución microestructural observada. En la figura 1.4 se puede ver esquematizado cómo los distintos efectos posibles modifican las curvas CCT del metal de soldadura de un acero para una velocidad de enfriamiento dada.

Fig. 1.4: Curva CCT esquemática del metal de soldadura de un acero mostrando la influencia de los posibles efectos microestructurales y de aleación sobre los productos de transformación para

Las flechas que apuntan hacia la izquierda indican que la curva C se mueve hacia tiempos más cortos, disminuyendo el tiempo de nucleación de dicha fase o constituyente. Las flechas que apuntan hacia la derecha indican el efecto opuesto. Así los estabilizadores de la austenita (C, N, Cu, Ni, Mn) tienden a inhibir la transformación. Los elementos formadores de carburos o nitruros (Mo, Cr, Nb, V, Ti, Al) tienden a suprimir la formación de ferrita poligonal, pero no la ferrita acicular o la bainita. El Nb además tiende a promover la formación de la bainita. Las inclusiones no metálicas, particularmente si están presentes en suficiente número y tamaño también tienden a promover la formación de ferrita acicular. La información volcada en las curvas CCT se obtiene a través de simulaciones del ciclo térmico de soldadura, y la adquisición simultánea de información respecto de las transformaciones de fase que tienen lugar. Esto se puede realizar utilizando técnicas dilatométricas, las que para un dado ciclo térmico proveen información respecto de variaciones en la longitud de una probeta asociadas a la energía liberada o absorbida durante una transformación de fase. En la figura 1.5 se puede ver un gráfico alargamiento vs. Temperatura obtenido de un dilatómetro, indicando el comienzo y el fin de la transformación.

Fig.1.5: Gráfico alargamiento vs. temperatura obtenido de un dilatómetro (Blackburn, DeLoach, y Brandemarte, 1998, pp. 203).

La cantidad de campos y puntos medidos, junto con el aumento utilizado definen la apreciación del método (Harrison y Farrar, 1989, pp. 35-51).

La naturaleza de los procesos de soldadura por fusión es tal que el metal base adyacente a la soldadura experimenta un amplio rango de temperaturas, resultando en amplias variaciones microestructurales en las distintas regiones de la ZAC. Una situación similar ocurre en el metal de soldadura de una soldadura multipasadas, pero además existen zonas del metal de soldadura que no han sido recalentadas por las pasadas subsiguientes. Por lo tanto, se necesitaría una gran cantidad de diagramas CCT para describir las características de transformación que tiene lugar en una soldadura. En la práctica se puede lograr una acabada comprensión de lo que sucede examinando tres zonas: el metal de soldadura o zona fundida, la zona recristalizada de grano grueso (ZRg) y la zona recristalizada de grano fino (ZRf) (Ibid. pp. 35-51). En la figura 108 se pueden observar curvas CCT representativas de cada una de estas regiones.

Fig.1.6: Curvas CCT representativas de: a- la zona recristalizada de grano fino, b- la zona

recristalizada de grano grueso y c- el metal de soldadura(Harrison, Watson y Farrar, 1981,

En la figura 1.7 se puede ver una curva CCT del metal de soldadura obtenida a partir de datos dilatométricos complementados con metalografía cuantitativa del metal de soldadura de un acero al C-Mn-Ni. También se observa la dureza resultante de las distintas probetas y la constitución de la microestructura.

Fig.1.7: Curva CCT del metal de soldadura de un acero al C-Mn-Ni obtenida a partir de datos

dilatométricos y de metalografía cuantitativa (Harrison y Farrar, 1987, pp. 392r- 399r).

Zona afectada por el calor

impuestas por la geometría del sistema. Debido a este severo ciclo térmico la estructura original del material y sus propiedades son modificadas en una región cercana a la soldadura. Este volumen de material afectado térmicamente se lo denomina usualmente como zona afecta por el calor (ZAC). Esta zona es convenientemente divida en sub-zonas, las que se pueden observar en la figura 1.8 para el caso de un acero.

Fig. 1.8: Diagrama esquemático de las zona afectada por el calor y las sub-zonas derivadas

indicadas sobre un diagrama Fe-Fe3C (Easterling,. 1983)

A fin de comprender los procesos que tienen lugar en la ZAC es necesario considerar cómo la microestructura del metal base reacciona al ciclo térmico completo aplicado, es decir el ciclo de calentamiento, el tiempo de mantenimiento a temperatura y el ciclo de enfriamiento. Junto con esto deben tenerse en cuenta los efectos de dicho ciclo térmico en las transformaciones de fase y en las reacciones de precipitación (Easterling, 1983).

temperatura de crecimiento de grano la velocidad de crecimiento aumentará fuertemente. Debajo de esta temperatura el movimiento del borde de grano está impedido por la presencia de ciertas partículas (por ej.: nitruro de aluminio). Sin embargo, éstas partículas entran en solución por encima de una temperatura, perdiéndose el efecto de anclaje del borde de grano. La efectividad de las adiciones para refinamiento de grano como Al, Ti, Nb o V es mayor cuanto mayor es la temperatura de disolución de las partículas formadas (Lancaster, 1986, p. 163).

Propiedades mecánicas

El avance en el modelado de las propiedades mecánicas ha sido relativamente lento, especialmente si este no es del tipo empírico. Un primer paso ha sido la obtención de ecuaciones de regresión que relacionan la composición química y las propiedades mecánicas. El análisis de regresión tiene la limitación del conjunto de datos experimentales sobre el que es realizado, perdiendo un carácter más general del tipo fenomenológico, no estando basado en principios de la metalurgia física.

Resistencia y Tenacidad

La resistencia de cualquier acero está controlada por una serie de factores. Los endurecimientos por precipitación y por solución sólida están gobernados principalmente por el contenido de aleantes, mientras que un endurecimiento adicional puede obtenerse por refinamiento del grano y de la subestructura de dislocaciones, la que es función tanto del contenido de aleación como de la historia termomecánica (Abson y Pargeter, 1986, pp. 141-196).

En soldadura, en general, la resistencia y la dureza de los depósitos es alta. Esto se debe a la abundancia de impurezas y elementos de aleación los que, en combinación con las rápidas velocidades de enfriamiento, tienden a promover menores temperaturas de transformación. Muchos de los productos de transformación a estas bajas temperaturas, particularmente la bainita, tienen una muy alta densidad de dislocaciones, que, junto con el endurecimiento por solución sólida, causa la alta dureza y resistencia de los depósitos. Un factor adicional que probablemente contribuye a la dureza del metal de soldadura es la deformación plástica debida a las tensiones residuales, la que aumenta la densidad de dislocaciones en todos los componentes microestructurales (Easterling, 1983).

Ensayos

Para la medición de las propiedades asociadas con la resistencia mecánica del metal de soldadura uno de los ensayos utilizados es el ensayo de tracción estático, realizado sobre una probeta de tracción de metal de aporte puro, denominada “Minitrac” (Schnadt y Leinhard, 1963) que se obtiene de una probeta de metal de aporte puro. Los resultados que se obtienen de este ensayo son la resistencia a la tracción σUTS, el límite 0,2% σ0,2, la deformación ingenieril a rotura eR y la reducción de área a la fractura AR, los que aportan información acerca de la resistencia mecánica del material y de la ductilidad del mismo. Las dimensiones de la probeta Minitrac se pueden ver en la figura 1.9.

Fig. 1.9: Dimensiones de la probeta Minitrac de metal de aporte puro para ensayo de tracción (Schnadt y Leinhard, 1963).

El efecto de endurecimiento por solución sólida del carbono es muy alto, sin embargo dado que la solubilidad del carbono en la ferrita es sólo del orden de 0,01% el efecto neto es pequeño. Se han reportado valores de 800 MPa/% en un rango que va desde 0,08 a 0,16% para soldadura GTAW multipasadas en presencia de Mn, siendo este efecto dependiente en segundo orden del contenido de Mn. Evidencia microestructural indica que el efecto de endurecimiento del carbono se debe fundamentalmente a la formación de carburos y a un pequeño efecto de afinamiento de grano (Ibíd. pp. 141-196).

Fig.1.10: Efecto endurecedor de distintos elementos expresado en dureza HRB en función del

contenido de aleación, para soldaduras multipasadas utilizando el proceso GMAW (Dorschu y

Stout, 1961, pp. 97s-105s).

De todas formas, puede decirse que en todos los casos el efecto de endurecimiento por solución sólida es un efecto menor dentro efecto general (Abson y Pargeter, 1986, pp. 141-196).

Influencia del tamaño de grano

La influencia del tamaño de grano d sobre la resistencia del metal de aporte puro de los depósitos realizados con SMAW o las soldaduras multipasadas ha sido muy investigada, hallándose una relación con la inversa de la raíz del tamaño de grano d-1/2. A menudo se ha utilizado para ajustar los resultados experimentales la Ec. 1.9 de Hall-Petch.

σ

=σ +

k d

Alternativamente, aunque tradicionalmente sea el tamaño de grano ferrítico lo que se asocie a la resistencia, el ancho del grano austenítico primario también puede ser un valor útil para correlacionarlo con la resistencia del metal de soldadura, ya que éste es más fácil de medir y que se ha establecido que el tamaño de grano ferrítico es función del ancho de grano austenítico y de la velocidad de enfriamiento (Taylor y Evans, 1983, pp. 438-443).

Generalmente una estructura de grano fino se requiere para mejorar la tenacidad más que la resistencia, dado que como se mencionó anteriormente el efecto fundamental de la disminución del tamaño de grano es sobre la tenacidad. Se ha reportado una relación similar a la encontrada para la resistencia, donde la temperatura de transición de Charpy T guarda una relación lineal con el logaritmo de la inversa de la raíz del tamaño de grano log(d-1/2), como se indica en la Ec. 2.10 (Garstone y Johnson, 1963, pp. 224-230).

T

=

A

−

Blog d-

Respecto a la resistencia de los depósitos de soldadura, que el efecto de cada elemento de aleación o impureza es mayor que el reportado por efecto de endurecimiento por solución sólida, y esto es atribuible a un efecto adicional de refinado de la microestructura con una posible contribución en ciertos casos de endurecimiento por precipitación (Dieter, 1986). Para la tenacidad se ha encontrado que la microestructura es un parámetro de fundamental importancia. El tamaño de grano tiene el mayor efecto, un tamaño de grano fino es beneficioso para la resistencia al clivaje, mientras que las inclusiones no metálicas y las microfases son negativas. La mayoría de los elementos en solución sólida disminuye la resistencia al clivaje de la ferrita, con excepción del Ni (Ibíd. 1986).

Por esto un factor que afecta en el mismo sentido tanto a la resistencia como a la tenacidad es el tamaño de grano, y en orden a producir un metal de soldadura resistente y tenaz es necesario un tamaño de grano fino. Esto requiere una microestructura que contenga en condición “como soldada” una alta proporción de ferrita acicular. 

Influencia de las variables de proceso Calor aportado

con SMAW, mientras que los aceros de baja aleación son significativamente menos sensibles a la degradación de la tenacidad a alto calor aportado (Dolby, 1979, pp. 117-134 y Morigaki, Tanigaki, Kuwabara, Fujibayashi,y Ottawa, 1975). El calor aportado se puede variar a través del diámetro del electrodo para SMAW o con la cantidad de pasadas por capa. Se ha reportado para depósitos realizados por SMAW que al aumentar el diámetro del electrodo se tiene tanto una caída en la meseta superior de la curva de Charpy como un aumento en la temperatura de transición.

Al variar el calor aportado desde 0,6 kJ/mm hasta 4,3 kJ/mm, se encontró un óptimo en 2 kJ/mm, con un contenido de Mn óptimo de 1,4% en bajo mano. En vertical ascendente se encontró un óptimo en 3kJ/mm con un contenido de Mn óptimo de 1,7% (Abson y Pargeter, 1986, pp. 141-196).

La caída en la tenacidad a altos valores de calor aportado se debe a un aumento de la proporción de zona no refinada. A su vez, se espera que dicha zona sea más gruesa a mayor calor aportado (Ito y Nakanishi, 1976, pp.42-62 y Evans, 1979 ).

El efecto del calor aportado sobre las propiedades mecánicas se materializa a través de la modificación microestructural al variar dicho parámetro. Estrictamente es más útil considerar a la velocidad de enfriamiento del metal de soldadura como un factor controlante de la microestructura para una química dada, que finalmente afectará las propiedades. La velocidad de enfriamiento está dada por el calor aportado sobre una dada chapa, por lo que es función también del espesor de dicha chapa. De este modo se ve que la variable velocidad de enfriamiento es representativa de lo que controlará la microestructura incorporando en un valor tensión de arco, corriente de soldadura, velocidad de soldadura y espesor de la chapa (Blackburn, DeLoach y Brandemarte, 1998, pp. 203 - 208).

Posición de soldadura

Al soldar en vertical ascendente el flujo de calor durante la soldadura difiere respecto de lo ocurrido en la soldadura bajo mano, así como también cambia el patrón de solidificación y la morfología de la escoria (Evans, 1986). Como consecuencia de esto se observan diferencias en la forma y tamaño de la pileta líquida y de los cordones obtenidos. También existe una tendencia mayor a atrapar grandes inclusiones globulares. A su vez, se espera una menor eficiencia en la protección atmosférica respecto de lo obtenido en la soldadura bajo mano (Ibíd.).

cambiar la posición de soldadura en el siguiente orden: bajo mano, horizontal, sobre cabeza y vertical ascendente (Document IIW, 1988, Nº IX-1533-88). Sin embargo, otros autores encontraron el orden inverso para la tenacidad en Charpy a –10 y – 20°C utilizando electrodos revestidos básicos (Mercery Buckingham, 1973, pp. 259-260). Los efectos de la posición de soldadura son difíciles de discernir de los ensayos de Charpy, los que dan diferentes ordenamientos para los resultados de raíz o sub superficiales (Abson y Pargeter, 1986, pp. 141-196).

Los cambios en la tenacidad en función de la posición de soldadura son comúnmente atribuibles a variaciones en el calor aportado o cambios composicionales. Evans reporta para electrodos revestidos mayores contenidos de C, Mn, Si y O. En general se observa una disminución del contenido de O al aumentar el Mn. Se observó un máximo en la tenacidad para un contenido de Mn de 1,4%. En cuanto al N, se observa una disminución en las soldaduras realizadas en vertical ascendente (Evans, 1986).

El tamaño de cordón y la fracción de zona columnar en vertical ascendente es mayor para el mismo calor aportado, comparado con la posición bajo mano. En cuanto a las propiedades mecánicas no se observan variaciones significativas de la dureza y de la resistencia a la tracción al soldar en vertical ascendente (Ibíd.) respecto de bajo mano.

El código ANSI/AWS D1.4-2005 recomienda soldar las barras corrugadas ASTM A 615 utilizando cualquiera de los siguientes procesos:

 Soldadura por Arco con electrodo revestido (shielded metal arc welding SMAW),  Soldadura por arco de metal y gas (gas metal arc welding - GMAW), y

 Soldadura por arco con núcleo fundente (flux cored arc welding - FCAW) Otros procesos de soldadura pueden ser utilizados siempre y cuando sean aprobados por el Ingeniero responsable. En nuestro estudio se eligió el proceso SMAW por ser el de mayor disponibilidad en nuestra región.

Los electrodos de soldadura por arco con electrodo revestido - SMAW, deben cumplir los requerimientos de la última edición de ANSI/AWS A5.1, especificación para electrodos de acero al carbono para soldadura de arco con electrodo revestido, o los requerimientos de ANSI/AWS A5.5, especificación para electrodos de acero de baja aleación para soldaduras de arco con electrodo revestido.

Tabla 1.2: Mínima temperatura de precalentamiento e interpasesa,b

SMAW con electrodos de bajo hidrógeno, GMAW o FCAW

Temperatura mínima Carbón equivalente (C.E)

Rango, %c,d Tamaño de la barra _{reforzada °F °C}

Hasta 0.40 Hasta 11 [36] inclusive

14 y 18 [43 y 57]

ningunae

50

ningunae

10

Más de 0.40 hasta 0.45 inclusive Hasta 11 [36] inclusive

14 y 18 [43 y 57]

ningunae

50

ningunae

10

Más de 0.45 hasta 0.55 inclusive Hasta 6 [19] inclusive

7 a 11 [22 a 36] y 18 [43 y 57]

ningunae 50 200 ningunae 10 90

Más de 0.55 hasta 0.65 inclusive Hasta 6 [19] inclusive

7 a 11 [22 a 36] y 18 [43 y 57]

100 200 300 40 90 150

Más de 0.65 hasta 0.75 Hasta 6 [19] inclusive

7 a 18 [22 y 57]

300 400

150 200

Más de 0.75 Hasta 6 [19] inclusive

7 a 18 [22 y 57]

300 500

150 260

a_{Cuando el acero reforzado será soldado con un acero al carbono, los requerimientos de precalentamiento}

del acero estructural deben ser considerados (ver AWS D1.1, tabla titulada temperatura mínima de precalentamiento e interpases precalificada).

b_{Las soldaduras no deben ser hechas cuando la temperatura ambiente este por debajo de 0°F (-18°C).}

c_{Después de que la soldadura es completada, las barras deberán seguir un enfriamiento natural hasta la}

temperatura ambiente. Enfriamientos acelerados están prohibidos.

d_{Cuando no se cuenta con el análisis químico, el carbono equivalente debe ser asumido por encima de}

0.75%.

e_{Cuando el metal base está por debajo de 32°F [0°C], el metal base debe ser precalentado hasta al menos}

70°F [20°C], o más, y mantenido a esta temperatura mínima durante la soldadura.

f_{La soldadura no debe realizarse cuando la temperatura ambiente es menor de -18°C, o cuando las}

superficies a ser soldadas están expuestas a lluvia o nieve. Para los procesos GMAW y FCAW-G (Soldadura por Arco con Núcleo de Fundente Protegida con Gas), la soldadura no debe ser ejecutada

cuando la velocidad del viento exceda a 8 km/h.

1.3 PLANTEAMIENTO DEL PROBLEMA

En la investigación fue: ¿Cuál es el efecto de la posición de soldadura en la soldabilidad de barras corrugadas de acero ASTM A 615 soldadas mediante proceso SMAW?

1.4 HIPÓTESIS

Al modificar la temperatura de precalentamiento y la posición de soldadura influye la soldabilidad de las uniones soldadas del acero ASTM A615 mediante proceso SMAW.

1.5 OBJETIVOS

a) Determinar el efecto de la temperatura de precalentamiento y posición de soldadura en la soldabilidad de barras corrugadas de acero ASTM A 615 y soldadas mediante proceso SMAW.

B) Obtener las temperaturas y posiciones de soldeo adecuadas, para un procedimiento de soldadura calificado para la barra ASTM A615, que contribuyan en el aseguramiento de la calidad en el sector construcción.

1.6 JUSTIFICACIÓN DEL PROBLEMA

CAPÍTULO II

MATERIAL Y MÉTODOS

2.1 Objetivo de estudio.

Nuestro objeto de estudio constituyó las barras de acero corrugado de acero ASTM A615 fundidas y coladas en la empresa SIDERPERU. De esta población se seleccionamos 18 muestras de cada tipo de acero con un diámetro de 1 3/8 pulgadas y longitud 50 centímetros correspondientes a los aceros ASTM A615 Grado 60 de uso comercial, suministrado por la empresa SIDERPERU- Gerdau, estas barras de construcción son usadas como refuerzo en elementos de concreto armado, son barras rectas de acero, cuyas corrugas o resaltes tipo high-bond permiten una alta adherencia con el concreto, estos son fabricados en SiderPerú Gerdau. las cuales fueron soldadas utilizando el proceso de arco eléctrico manual con electrodo revestido (SMAW) con soldadura de canal y junta a tope en posiciones 1G y 2G. La composición química del acero ASTM A615 es según norma y certificado de calidad del producto.

Tabla 2.1. Composición química de los aceros de estudio

MUESTRA ACERO

ALEADO ANÁLISIS QUÍMICO, %

Material C Mn Otros C.E

BC ASTM A615

DIÁMETRO 1 3/8_"

0.374 1.278 … 0.59

Fuente: ASTM A615/A615M ó NTP 341.031y ASTM A706/A706M ó NTP 339.186

Las barras corrugadas SIDERPERU de calidad ASTM A706 Grado 60, son barras de acero de baja aleación con resalte tipo High-bond de alta adherencia, usadas como refuerzo de concreto armado en estructuras sismoresistentes y donde se requiera el soldado de las estructuras, estos son fabricados en SiderPerú Gerdau.

Tabla 2.2: Propiedades mecánicas según norma del acero ASTM A615

Diámetro Nominal Características mecánicas (valores _mínimos) Doblado a 180°

Milímetros (mm) Pulgadas (pulg.) Límite de Fluencia MPa (kgf/mm²) Resistencia a la Tracción MPa (kgf/mm²) %Alargamiento Lo = 200 mm

Diámetro de mandril de

doblado

8 ----

420 (42,8)

620 (63,3)

9 3,5 d

---- 3/8"

----

---- 1/2"

---- 5/8"

---- 3/4"

5 d

---- 1" 8

---- 1 3/8" 7 7 d

Fuente: ASTM A615/A615M ó NTP 341.031 d: diámetro nominal de la barra

Las especificaciones del procedimiento de soldadura, se elaboraron tomando como referencia la Norma de Soldadura Estructural para Acero de Refuerzo ANSI/AWS D1.4-2005, de la Sociedad Americana de Soldadura, esta norma nos proporciona los parámetros y el tipo de ensayos a realizar y el criterio de evaluación de los mismos para obtener una unión soldada que cumpla con los requerimientos especificados.

para el acero ASTM 615 por la siguiente formula:

CE = C+ Mn/6 EC 2.1

Tabla 2.4: Propiedades químicas del material de aporte

Análisis químico (%)

C Mn Si P S Mo Ni Cr Cu Otros

0.06 1.20 0.30 máx. 0.020

máx.

0.020 0.10 1.10 0.05 - -

Fuente: Catalogo SOLDEXA 2015

Propiedades mecánicas

Tabla 2.5: Propiedades químicas del material de aporte

Tratamiento Térmico Resistencia a la Tracción [Mpa (psi)] Límite de Fluencia [Mpa (psi)] Elongación en 2" (%)

Energía Absorbida ISO - V [°C (°F)]

[J(Ft-Lbf)]

Sin Tratamiento

560 - 650 (81 200 - 94

250)

Mín. 470

(68 150) mín. 24

[-40°C (-40°F)] mín. 70 (53)

Fuente: Catalogo SOLDEXA 2015

2.2 Equipos e instrumentos.

  Máquina de soldar XMT 450 Máquina de corte LECCO MSX 205 Máquina oxi gas

Máquina hidráulica para ensayo de tracción

Microscopio Metalográfico invertido Karl Zeiss modelo AXIOVERT A1 Micro Durómetro digital marca innovatest modelo falcon 501

Medidor digital de temperatura

2.3 Métodos.

2.3.1 Diseño experimental: Diseño factorial con dos factores Variable independiente:

Variable dependiente:

Soldabilidad: Resistencia a la tracción: Mpa Ductilidad: %

Dureza: Hv.

2.3.2 Procedimiento experimental:

Procedimiento de soldadura para la junta en posición 1G

Especificación del Material Base ASTM A615 Grados 60

Tamaño de Barra ∅ 1 3/8”)

Proceso de Soldadura SMAW

Carbono Equivalente ≤0.55

Manual o Mecánica MANUAL

Posición de Soldadura 1G

Progresión Vertical ---

Especificación del Material de Aporte ANSI/AWS A5.5-96

Clasificación de Material de Aporte E8018-C3 (Tenacito 80)

Gas de Protección ---

Rango del flujo de gas ---

Pase simple o múltiple MÚLTIPLE

Técnica RECTA Y MULTIPASE (Ver Foto)

Arco simple o múltiple SIMPLE

Corriente de Soldadura CONTINUA

Polaridad INVERSA (ELECTRODO AL POSITIVO)

Tratamiento de la Raíz SOLDADURA DE RESPALDO (BACK GOUGE) - Posición de Soldadura 1G.

Precalentamiento y Temperatura de Interpase 25°C, 90°C y 150°C

Limpieza Con escobilla metálica: Inicial e Interpases.

Con Esmeril: Previo a Soldadura de Respaldo (Back Gouge)

Tabla 2.1: secuencia de soldeo

PASE N°

Diámetro del electrodo

Parámetros de soldadura Amperios Voltios

1-n 1/8" 120 - 140 20-27

Soldadura de Refuerzo 1/8" 120 - 140 20-27

Procedimiento de soldadura para la junta en posición 2G

Especificación del Material Base ASTM A615 Grados 60

Tamaño de Barra ∅ 1 3_/8”)

Proceso de Soldadura SMAW

Carbono Equivalente ≤0.55

Manual o Mecánica MANUAL

Posición de Soldadura 2G

Progresión Vertical ---

Especificación del Material de Aporte ANSI/AWS A5.5-96

Clasificación de Material de Aporte E8018-C3 (Tenacito 80)

Gas de Protección ---

Rango del flujo de gas ---

Pase simple o múltiple MÚLTIPLE

Técnica RECTA Y MULTIPASE (Ver foto)

Arco simple o múltiple SIMPLE

Corriente de Soldadura CONTINUA

Polaridad INVERSA (ELECTRODO AL POSITIVO)

Tratamiento de la Raíz SOLDADURA DE RESPALDO (BACK GOUGE)

Precalentamiento y Temperatura de Interpase 25°C, 90°C y 150°C

Limpieza Con escobilla metálica (Inicial e Interpases)

Con Esmeril: Previo a Soldadura de Respaldo (Back Gouge)

Tabla 2.2: secuencia de soldeo, posición 2G

PASE N° Diámetro del electrodo

Parámetros de soldadura Amperios Voltios

1-n 1/8" 120 - 140 20-27

Soldadura de Refuerzo 1/8" 120 - 140 20-27

Maquinado de probetas para el proceso de soldadura

En este estudio se siguió la geometría de la junta mostrada en la figura 2.3 y 2.4 para posiciones 1G y 2G respectivamente, que están basadas en la norma de soldadura estructural para acero de refuerzo ANSI/AWS D1.4-2005.

Figura 2.3: Detalle geométrico y técnica de soldeo para la posición 1G

Figura 2.5: Proceso de maquinado y corte de las probetas de estudio

Los Ensayos de calificación de los procedimientos de soldadura según código ANSI/AWS D1.4 son los siguientes:

Inspección visual

La inspección visual debe ser realizada antes, durante y después de realizada la unión soldada:

1. Antes de la soldadura, verificar:

 Preparación de la junta, dimensiones y limpieza.

 Dimensiones libres de láminas de respaldo, anillos o insertos consumibles.

 Alineamiento y encaje de las partes a ser soldadas.

 Proceso de soldadura y ajuste de máquina.

 Temperatura de precalentamiento especificada.

 Calidad de la soldadura de apuntalamiento. 2. Durante la soldadura, verificar:

 Calidad del pase de raíz y las capas de soldadura siguientes.

 Temperatura de precalentamiento e interpases adecuada.

 Secuencia de pases de soldadura.

 Limpieza interpases.

 Condiciones de la raíz previa a la soldadura del segundo lado.

 Distorsión.

 Conformidad con el procedimiento de soldadura aplicable. 3. Después de la soldadura, verificar:

 Apariencia final de la soldadura.

 Tamaño final de la soldadura.

 Extensión de la soldadura.

 Discontinuidades: fisuras, mordeduras, traslape, porosidad e inclusiones de escoria expuestas, refuerzo inaceptable y no uniformidad de las caras de soldadura.

Exactitud dimensional. Cantidad de distorsión.

Tratamiento térmico post-soldadura.

Algunas recomendaciones a tener en cuenta que recomienda la norma ANSI/AWS D1.4 son:

 Los perfiles de soldadura a tope deben estar conforme a la norma ANSI/AWS D1.4, donde el refuerzo de la soldadura a tope no debe exceder los 3mm.

 Las soldaduras no deben tener fisuras ni en el metal de soldadura, ni en la zona afectada por el calor.

 Debe haber fusión completa entre el metal de soldadura y el metal base, y entre los pases sucesivos de soldadura.

 Todos los cráteres deben ser llenados hasta la sección transversal completa de la soldadura.

 La soldadura debe estar libre de traslapes.

 Profundidades de mordedura mayores a 1mm, en la sección sólida de la barra, no deben ser permitidas.