UNIVERSIDAD NACIONAL DE TRUJILLO
FACULTAD DE INGENIERÍA
ESCUELA PROFESIONAL DE INGENIERÍA DE MATERIALES
“Influencia de la temperatura de precalentamiento sobre la microestructura, dureza, susceptibilidad a fisuración en frío y extensión de ZAC en la soldadura del
acero AISI 9260, utilizando proceso SMAW”
TESIS
PARA OBTENER EL TÍTULO PROFESIONAL DE:
INGENIERO DE MATERIALES
AUTORA : Br. Mendoza Lopez, Ruby Katherine
ASESOR : Dr. Aguilar Rodríguez, Luis Wilfredo
CO -ASESOR : Mg. Castillo Chung, Aldo Roger
TRUJILLO – PERÚ
2021
JURADO EVALUADOR
--- PRESIDENTE
--- SECRETARIO
--- ASESOR
Luis W. Aguilar Rodríguez Paul Acevedo Hurtado
DEDICATORIA
Quiero dedicar esta Tesis a Dios por darme salud y fortaleza y a mi madre Angela por su apoyo incondicional, amor y sacrificio, sus consejos fueron el pilar de mi vida. Gracias por confiar en mí y alentar mis sueños. A mis hermanos y a toda mifamilia por ayudarme en cada paso, gracias por estar ahí.
Ruby
AGRADECIMIENTOS
Este trabajo de investigación va dedicado a todas las personas que hicieron parte para su realización. Mi más sincero agradecimiento a mi Asesor el Dr. Luis Wilfredo Aguilar Rodríguez por haberme brindado la oportunidad de recurrir a su capacidad y conocimiento científico para guiarme durante el desarrollo de mi Tesis; a mi co- asesor Ms. Aldo Roger Castillo Chung gracias por la paciencia, enseñanza y orientación. El tiempo, el apoyo íntegro y desinteresado que me brindaron cada uno de ustedes me permitieron aprender mucho más. Al Dr. Jorge Wilfredo Vera Alvarado, por su ayuda con el ensayo metalográfico, ensayo fundamental para mi investigación, gracias por haberme permitido el uso de su laboratorio; al Ing. Julio Flores Sotero, quien me ayudó en su laboratorio con el corte y maquinado de las planchas para preparación de mis probetas; al Ms. Ivan Eugenio Vásquez Alfaro, por brindarme su ayuda en la medición de la dureza de mis probetas en el laboratorio de ACIMAT; al Ing. Johnny Sandoval Ochoa por ayuda en el análisis químico de espectrofotometria,; al señor Ronald Castillo, Técnico homologado en soldadura de la empresa MASERG S.A.C., por la realización del soldeo para probetas WIC del estudio, según diseño aleatorizado de pruebas.
A todos los ingenieros de mi Escuela Profesional de ingeniería de Materiales quienes gracias a su paciencia, enseñanzas y conocimientos fueron bases para mi formación profesional, mi gratitud y reconocimiento por siempre. A la universidad Nacional de Trujillo que me dió la bienvenida; las oportunidades que me ha brindado son incomparables. A todos mis compañeros y amigos que me ayudaron durante el proceso de la culminación de mi tesis, pues me motivaron y ayudaron día a día. A toda mi familia ya que gracias a ellos y su apoyo moral aportaron a mis ganas de seguir adelante y cumplir mis metas.
La autora
RESUMEN
Se ha estudiado la influencia de la temperatura de precalentamiento sobre la microestructura, susceptibilidad a la fisuración en frio, dureza y extensión de ZAC en la unión de planchas de acero AISI 9260, soldadas mediante proceso SMAW con electrodo de aporte E7018.
Se utilizó diseño unifactorial con 5 niveles de la variable (100 °C; 140 °C; 180°C; 220°C y 260°C), tres réplicas del experimento y tres pruebas testigo para e1 proceso, obteniéndose 18 pruebas en total. Cada probeta, según norma WIC, consta de dos planchas de acero AISI 9260 de 50,0 x 76,0 x 12,5 mm, junta en “V” y separación de raíz de 1,0 mm, montados sobre una plancha enfriadora, de acero A36, de dimensiones 70,0 x 180,0 x12,5 mm. La temperatura inicial, antes de precalentamiento fue de 9°C. El soldeo se realizó según el diseño de aleatorización de pruebas, ejecutando 3 cordones en multipase y precalentamientos controlados de inicio y de interpase para luego colocar en carril de aluminio a 14°C. En los perfiles de dureza versus microestructura en 4 puntos selectos (ZF, ZAC, línea final ZAC y MB), muestran la relación entre la dureza y cambios microestructurales debido a las temperaturas de precalentamiento, energía del proceso y material de aporte. Se observaron microfisuras en la ZAC de casi todas las probetas. En la ZAC, los nuevos microconstituyentes generaron zonas de extrema dureza bajo el cordón y zonas de baja dureza debido a sobrerevenidos.
Las distancias medidas desde el centro del cordón hacia dichas zonas y hacia el extremo máximo de ZAC se incrementaron como influencia del precalentamiento desde 9°C hasta 260°C para SMAW. En la ZF se observaron zonas columnares y zonas refinadas con microconstituyentes típicos, las durezas resultaron bajas, con valores de menor dureza de 182 Hv5.0 y 186 Hv5.0, luego de utilizar proceso SMAW y se mantuvieron aproximadamente constantes. Los niveles de dureza
se ha determinado una temperatura óptima de precalentamiento en el rango de temperaturas estudiado para las condiciones dadas en el estudio. A más de 426°C pueden existir riesgos de sobrerevenido, además el acero AISI 9260 perdería tenacidad rápidamente. Las condiciones elasticidad de la unión en ZAC y ZF para proceso SMAW debido a carril enfriador a 14°C resultaron afectadas respecto al metal base en estado de suministro, inutilizando la estructura para el servicio.
Palabras clave: Acero; elasticidad; proceso; soldadura; temperatura; precalentamiento;
interpase; microestructura; dureza; fisuración
ABSTRACT
The influence of preheating temperature on the microstructure, susceptibility to cracking embrittlement hardness and ZAC extension in the union of AISI 9260 steel plates, welded using the SMAW process with E7018 filler electrode, has been studied. A unifactorial design was used with 5 levels of the variable (100 ° C; 140 ° C; 180 ° C; 220 ° C and 260 ° C), three replicates of the experiment and three control tests for the process, obtaining 18 tests in total. Each specimen, according to the WIC standard, consists of two AISI 9260 steel plates measuring 50.0 x 76.0 x 12.5 mm, a “V” joint and a 1.0 mm root separation, mounted on a cooling plate. made of A36 steel, with dimensions 70.0 x 180.0 x12.5 mm. The initial temperature, before preheating, was 9 ° C.
The welding was carried out according to the randomization test design, executing 3 beads in multipase and controlled start and interpass preheats and then placed on an aluminum rail at 14 ° C. In the hardness profiles versus microstructure in 4 selected points (ZF, ZAC, final line ZAC and MB), show the relationship between hardness and microstructural changes due to preheating temperatures, process energy and filler material. Microcracks were observed in the HAZ of almost all specimens. In the ZAC, the new microconstituents generated areas of extreme hardness under the cord and areas of low hardness due to overturning. The distances measured from the center of the bead to these zones and towards the maximum end of HAZ increased as an influence of preheating from 9°C to 260°C for SMAW.
Columnar zones and refined zones with typical micro-constituents were observed in the ZF, the hardnesses were low, with lower hardness values of 182 Hv5.0 and 186 Hv5.0, after using the SMAW process and they remained approximately constant. The ZF hardness levels for SMAW were not an acceptable level for welded joint service. An optimal preheating temperature has not
than 426 ° C there may be risks of over-tempering, furthermore AISI 9260 steel would lose toughness quickly.
The elasticity conditions of the joint in ZAC and ZF for the SMAW process due to the cooling rail at 14 ° C were affected with respect to the base metal in the supply state, rendering the structure unusable for service.
Keywords: Steel; elasticity; process; welding; temperature; preheating; interpass;
microstructure; hardness; cracking.
ÍNDICE
DEDICATORIA i
AGRADECIMIENTOS ii
RESUMEN iii
ABSTRACT v
INDICE vii
LISTADO DE TABLAS xi
LISTADO DE FIGURAS xiii
LISTA DE NOMENCLATURA xx
CAPITULO I INTRODUCCIÓN
1.1. Realidad Problemática 1
1.2. Antecedentes 6
1.3. Fundamento teórico 13
1.3.1. Aceros de gran elasticidad 13
1.3.2. Procesos de soldadura 15
1.3.3. Ciclo térmico 19
1.3.4. Soldabilidad 22
1.4. Soldabilidad de aceros 25
1.4.1. Soldabilidad de los aceros templados y revenidos 25
1.4.2. Fisuración de los aceros 26
1.4.3. Ensayos para evaluar la susceptibilidad a la fisuración en frío 33
1.5. Enunciado del problema 40
1.6. Hipótesis 40
1.7. Objetivos de la investigación 40
1.7.1. Objetivo general 40
1.7.2. Objetivos específicos 41
CAPITULO II
MATERIALES Y METODOS
2.1. Material de estudio 43
2.1.1. Universo objetivo 43
2.1.2. Población o universo muestral 43
2.1.3. Muestra 43
2.2. Métodos y técnicas 47
2.2.1. Modelo experimental 47
2.2.2. Selección de variables 48
2.3. Procedimiento experimental 50
a) Diseño de las planchas según norma WIC 51
b) Proceso de soldadura de las probetas WIC 52
c) Ensayo con partículas magnéticas y tintes penetrantes 55 d) Preparación de las probetas para ensayos físicos 56
e) Ensayo de dureza y medición del ancho de ZAC 57
f) Ensayo metalográfico 58
g) Recolección y tabulación de los datos 58
h) Análisis y discusión de los resultados 58
CAPITULO III
RESULTADOS
3.1. Influencia de la temperatura de precalentamiento sobre la dureza, microestructura y extensión de la ZAC.
59
3.1.1. Influencia de la temperatura de precalentamiento sobre los perfiles de dureza, extensión de la ZAC y microestructura en 4 puntos seleccionados de la zona soldada mediante proceso SMAW
60
3.2. Influencia del precalentamiento sobre la susceptibilidad a fisurar en frio del acero AISI 9260 soldado mediante proceso SMAW - datos cualitativos de fisura o no fisura superficial
68
CAPITULO IV
DISCUSION DE LOS RESULTADOS
4.1. De la Influencia de la temperatura de precalentamiento sobre la dureza, microestructura y extensión de la ZAC en la unión de planchas de acero AISI 9260, soldadas mediante proceso SMAW
75
4.1.1. Análisis de la influencia de la temperatura de precalentamiento sobre los perfiles de dureza, extensión de la ZAC y microestructura en 4 puntos seleccionados de la zona soldada mediante proceso SMAW, para temperaturas de precalentamiento de 100, 140, 180, 220, 260°C y sin precalentamiento
75
4.2. De la Influencia del precalentamiento sobre la susceptibilidad a fisurar en frio del acero AISI 9260 soldado mediante proceso SMAW - datos cualitativos de fisura o no fisura superficial, para temperaturas de precalentamiento de 100, 140, 180, 220, 260°C y sin precalentamiento
82
CAPITULO V
CONCLUSIONES Y RECOMENDACIONES
5.1. Conclusiones 84
5.2. Recomendaciones 85
REFERENCIAS BIBLIOGRAFICAS 86
ANEXOS 90
APENDICE 128
LISTADO DE TABLAS
Tabla 1
Composición química de aceros de gran elasticidad más utilizados
14
Tabla 2
Estimación aproximada de la extensión de ZAC según curvas de ciclo térmico, de la figura anterior
22
Tabla 3
Valores típicos de carbono equivalente
26
Tabla 4
Relación entre la dureza máxima en la ZAC, el % martensita presente y el riesgo de fisuración en frío en la ZAC asociado a ellos
29
Tabla 5
Composición química del acero AISI 9260 (proporcionado por Aceros ACEBA S.A.)
44
Tabla 6
Características mecánicas y TT del acero AISI 9260 (proporcionado:
ACEBA S.A.)
44
Tabla 7
Composición química (% Peso) del acero AISI 9260
45
Tabla 8
Composición química de electrodos para proceso SMAW según norma AWS
46
Tabla 9
Propiedades físicas de los electrodos utilizados en proceso SMAW
46
Tabla 10
Parámetros de soldadura recomendados para proceso SMAW, en este caso específico
47
Tabla 11
Niveles de variable de estudio
47
Tabla 12
Matriz de datos del modelo experimental
48
Tabla 13
Matriz de orden normal de pruebas y diseño aleatorizado de pruebas
49
Tabla 14
Resultados de la influencia de la temperatura de precalentamiento sobre dureza y extensión de la ZAC después de soldar mediante proceso SMAW
59
Tabla 15
Distancias desde el centro de ZF a puntos de línea de fusión, dureza máxima bajo el cordón “b” y extremo de ZAC según la temperatura de precalentamiento-proceso SMAW
67
Tabla 16
Datos cualitativos de fisuración
68
Tabla 17
Microconstituyentes observados en la zona soldada y microdureza Hv0.5 en los 4 puntos selectos a, b, c, d (ver apéndice para microdureza)
73
LISTADO DE FIGURAS
Figura 1
Difusión de hidrógeno a una temperatura: Inicio de martensita diferente para estructura soldada y para el metal base
8
Figura 2
Estructura Widmänstatten
11
Figura 3
Soldadura con electrodo revestido
16
Figura 4
Nomenclatura AWS del electrodo para SMAW
19
Figura 5
(a) Ciclos térmicos típicos (b) Zona de soldadura de una unión a tope
20
Figura 6
Efecto del aporte térmico y de la temperatura de precalentamiento sobre la distribución de la temperatura máxima en la soldadura de un acero de 12.5 mm, para un acero Eutectoide
21
Figura 7
Diagrama de Graville
24
Figura 8
Regiones del metal que solidifican al final están sometidas a tensiones residuales de tracción
27
Figura 9
Evolución comparada de la temperatura, las tensiones y el hidrógeno durante el soldeo sin precalentamiento (trazo lleno, índice o), con precalentamiento (trazo discontinuo, índice p)
32
Figura 10
Diseño y dimensiones de la probeta para el ensayo WIC
34
Figura 11
Principio de la prueba Magnaflux
35
Figura 12
Secciones transversales de depósitos en multipase donde se forman las zonas columnares y refinadas o regeneradas
36
Figura 13
Disposición de las estructuras primaria, secundaria y terciaria en la sección transversal del cordón de soldadura
37
Figura 14
Zona columnar y microestructura secundaria
37
Figura 15
Morfología de los constituyentes microestructurales en la zona soldada
38
Figura 16
Ferrita widmanstatten primaria y secundaria, ferritas aciculares en medio del grano
39
Figura 17
Estructura bainítica a veces se tiende a confundir con ferrita Widmanstatten
39
Figura 18
Esquema del problema de investigación
40
Figura 19
Dimensión de la probeta para ensayos WIC
44
Figura 20
(a) acero base identado (b) Microestructura del metal base
46
Figura 21
Diagrama de bloques del procedimiento experimental
50
Figura 22
Secuencia de selección, habilitación y montaje de planchas de acero AISI 9260 en enfriadores A36, según norma WIC: (a) Selección de muelles de acero base; (b) Trazado; (c) Corte; (d) Planchas biseladas; (e) y (f) Enfriador de acero A36 ;(g) Planchas de acero base biselado montadas sobre enfriador A36, según norma WIC; (h) Enfriadores hechos de acero A36; (i)18 estructuras para probetas según norma WIC
51
Figura 23
Secuencia de fabricación de probetas, según norma WIC: (a) Carril de aluminio, probeta WIC y enfriador de acero A36; (b) Precalentamiento;
(c) Control de temperatura mediante sensor térmico sin contacto; (d) Soldeo; (e) Probetas soldadas sobre carril de aluminio a 14°C; (f) Control
54
de temperatura de probeta soldada del carril de aluminio y de la probeta postsoldadura; (g) Probetas listas para procesar
Figura 24
(a) Probetas WIC preparadas para el ensayo; (b) Electro magnetización de probetas con “yugo electromagnético”; (c) Inspección visual de discontinuidades luego de aplicación de partículas magnéticas con spray bajo luz UV
55
Figura 25
(a) Corte de probetas seleccionadas; (b) Probetas cortadas; (c) Probetas devastadas para ensayos
56
Figura 26
(a) Probetas preparadas para ensayos físicos (b) Ensayo de dureza HRC (c) Ensayos de microdureza Vickers
57
Figura 27
(a) Ensayo metalográfico (b) Inspección metalográfica
58
Figura 28
Perfil de dureza de zona soldada ZF y ancho de la ZAC sin precalentamiento (9°C)
60
Figura 29
Perfil de dureza de zona soldada ZF y ancho de la ZAC con precalentamiento a 100°C
60
Figura 30
Perfil de dureza de zona soldada ZF y ancho de la ZAC con precalentamiento a 140°C
61
Figura 31
Perfil de dureza de la zona soldada, ZF y ancho de la ZAC con precalentamiento a 180°C
61
Figura 32
Perfil de dureza de la zona soldada, ZF y ancho de la ZAC con precalentamiento a 220°C
62
Figura 33
Perfil de dureza de la zona soldada, ZF y ancho de la ZAC con precalentamiento a 260°C
62
Figura 34
Microestructura del metal base, luego del soldeo, según la temperatura de precalentamiento: (a) Sin precalentamiento; (b) Precalentamiento a 100°C; (c) Precalentamiento a 140°C; (d) Precalentamiento a 180°C; (e) Precalentamiento a 220°C; (f) Precalentamiento a 260°C
63
Figura 35
Microestructura del punto selecto “b” como efecto de la temperatura de precalentamiento, de: (a) Sin precalentamiento (b) Precalentamiento:
100°C; (c) Precalentamiento: 140°C; (d) Precalentamiento: 180°C; (e) Precalentamiento: 220°C y (f) Precalentamiento: 260°C
64
Figura 36
Microestructura del punto selecto “c” como efecto de la temperatura de precalentamiento, de: (a) Sin precalentamiento (b) precalentamiento:
100°C; (c) Precalentamiento: 140°C; (d) Precalentamiento: 180°C; © Precalentamiento: 220°C y (f) Precalentamiento: 260°C
65
Figura 37
Microestructura del punto selecto “d” como efecto de la temperatura de precalentamiento, de: (a) Sin precalentamiento (b) precalentamiento:
180°C; y (c) Precalentamiento: 260°C
66
Figura 38
(F) Distancias desde el centro de ZF a puntos línea de fusión, dureza máxima bajo el cordón “b” y extremo de ZAC según la temperatura de precalentamiento-proceso SMAW.
67
Figura 39
Probeta sin precalentamiento: Fisura en ZAC, bajo línea de fusión
69
Figura 40
Probeta son precalentamiento a 100°C: Fisura en ZAC, bajo línea de fusión
69
Figura 41
Probeta con precalentamiento a 140°C: Fisura en ZAC, bajo línea de fusión
70
Figura 42
Probeta con precalentamiento a 180°C: Fisura en ZAC, bajo línea de fusión
70
Figura 43
Probeta con precalentamiento a 220°C: Fisura en ZAC, bajo línea de fusión
71
Figura 44
Probeta con precalentamiento a 260°C: Fisura en ZAC, bajo línea de fusión
71
Figura 45
Probeta con precalentamiento: Fisura catastrófica ZAC, bajo línea de fusión y en ZF
72
Figura 46
Probeta seccionada con fisura en ZAC, propagándose hasta la raíz
72
LISTA DE NOMENCLATURA
δ : Ferrita Delta
α : Ferrita alfa
γ : Austenita
GF : Ferrita de borde de grano
PF : Ferrita poliédrica o poligonal
AC : Ferrita con M-A-C, alineados
AF : Ferrita acicular
FC : Ferrita con agregados de carburos
M : Martensita
B : Bainita
XAR : Extra Abrassion Resistence
AISI : American Iron and Stell Institute
HB : Dureza Brinell
Cr : Cromo
Nb : Niobio
Ni : Niquel
Mn : Manganeso
V : Vanadio
Si : Silicio
SAE : Sociedad de Ingenieros Autónomos
ZAC : Zona Afectada por el Calor
HAZ : La zona afectada por el calor GMAW : Soldeo por arco metálico y gas FCAW : Soldeo por arco con núcleo de flux SMAW : Soldeo por arco con electrodo revestido HAC : Agrietamiento por hidrógeno Inducido HSLA : Aceros de Baja Aleación Tratables Térmica
Ms : Temperatura de inicio de la Transformación de la Martensita Mf : Temperatura de fin de la Transformación de la Martensita
HRC : Dureza Rockwell
ZF : Zona de Fusión
Ac1 : Temperatura Crítica Inferior
Ac3 : Temperatura Crítica Superior
AWS : Sociedad Americana de soldadura
MB : Metal base
CE : Carbono Equivalente
CQ : Composición química
WIC : Instituto de Soldadura de Canadá
BCC : Estructura Cúbica Centrada en el Cuerpo FCC : Estructura Cúbica Centrada en las Caras θ : Línea de temperatura del ciclo térmico
σp : Comportamiento de la Tensión con precalentamiento σ0 : Comportamiento de la Tensión sin precalentamiento H0 : Comportamiento del Hidrógeno sin precalentamiento
Hp : Comportamiento de Hidrógeno con precalentamiento
t : Tiempo
Hv5.0 : Dureza Vickers
Hv0.5 : Micro-dureza Vickers
T : Temperatura
TT : Tratamiento térmico
CC : Corriente Continua
AC : Corriente Alterna
CAPITULO I INTRODUCCIÓN
1.1. Realidad Problemática
Muchos materiales metálicos están siendo utilizados con relativo éxito para construcciones soldadas, tales como los aceros de elevada resistencia a la abrasión y de gran elasticidad para equipos y maquinarias utilizadas en minería y agricultura, aprovechando su gran dureza, que se encuentran en el orden de los 300 a 600 HB, que son valores óptimos en relación a su composición química y la microestructura. Como ejemplos de ellos tenemos a los aceros de alta resistencia XAR (Extra Abrassion Resisteance) con aleación base específica Cr-Nb, Cr-Ni, Cr-Mn, otros, los aceros de elevada elasticidad mangano-silicosos como el AISI 9260, los aleados con Cr, V y Mn como el SAE5160, entre otros (Coloma, P., Salazar, M., Gavelan, H y Vera, J., 2002 -2003).
Las condiciones extremas a las cuales son sometidas en servicio, las herramientas y componentes de máquinas hechas de acero de alta resistencia y de alta elasticidad, producen fallas como fisuración en frio, que pueden ocasionar muchas pérdidas económicas, tiempo y accidentes fatales (Gavelan, H y Vera, J. , 2003). Así, si se trata de un acero de alta elasticidad que puede fallar en servicio de manera frágil como un muelle de automóvil, fabricado de los aceros descritos como el AISI 9260 o el SAE 5160, entre otros. Sería fatal.
En el Perú el elevado precio de los accesorios y herramientas, que son fabricados de aceros tan costosos como los de alta resistencia y de alta elasticidad, ha provocado que se utilicen procesos de soldadura para reducir los costos de mantenimiento de los equipos y de los componentes de
útil o cuando fallaron prematuramente en servicio. Estas técnicas, basadas en la soldadura están teniendo relativo éxito, pero por desconocimiento e imprecisiones en la selección y manejo de los parámetros de soldeo, correspondientes a un tipo de acero especifico, ha ocasionado el uso generalizado estos parámetros para cualquier tipo de acero, para los cuales no fueron estudiados y desarrollados (Coloma, P.; Salazar, M.; Granjon, H.; Herrera, E. y Haward, C., 1992-2002).
El aprovechamiento de muchas de estas piezas fabricados de aceros de alta resistencia y de alta elasticidad que fallaron prematuramente, para utilizarse en otras aplicaciones está de moda, como ejemplo de ello un muelle puede modificarse para construir cizallas y otras herramientas de corte para otros metales. Sin embargo, muchas veces durante el montaje de estas nuevas herramientas, utilizando procesos de soldadura, son afectadas por la selección inadecuada de los parámetros de soldeo, por desconocimiento de los valores específicos para estos tipos de acero.
La fisuración en frío es una de las fallas más comunes que se presentan en la mayoría de las uniones soldadas de los aceros, manifestándose en el cordón depositado de metal de aporte, en el metal de base o en la zona afectada por el calor (ZAC), luego de haber depositado la soldadura.
Esto depende de muchos factores y entre ellos está la composición química del acero y del metal de aporte (Granjon, H., Abrigo, y. Devedia, L., 1982).
En la actualidad la industria minera peruana y la agricultura se están incrementado sostenidamente, provocando el consumo a gran escala de componentes mecánicos de maquinaria pesada que son sometidas a condiciones extremas de trabajo, impacto y abrasión por parte de los materiales presentes en los terrenos agrícolas y en especial en los yacimientos mineros. Esto ha obligado a los empresarios mineros y agroindustriales a tratar de reducir los costos de operación, en este caso se ha hecho muy importante el reemplazo de determinados tipos de acero por otros más económicos, pero con características mecánicas similares o parecidas. Aquí las técnicas y
procesos de soldadura tienen una enorme importancia en su aplicación para mejorar las características mecánicas de la estructura fabricada con el acero de reemplazo escogido, así como para la habilitación, montaje y recuperación de las estructuras fabricadas de aceros especiales de alta resistencia a la abrasión y de alta elasticidad que han fallado.
Son muchos los tipos de acero de alta resistencia que pueden ser reemplazados con otros más económicos, pero con sus mismas características o con características parecidas para luego ser potenciadas convenientemente mediante los procesos de soldeo y de tratamientos térmicos.
Aceros como los Chronit T1-500, T1-400, como los USS500 y los NKK500, pueden ser utilizados con singular éxito, unos en reemplazo de otros, sin embargo, estos requieren de un tratamiento algo diferenciado tales como la temperatura de precalentamiento, el cual es específico para cada uno de ellos. Dichos aceros son muy utilizados en cucharas de cargadores frontales, cubiertas de tolvas de camones mineros, chancadores de quijadas para minerales, chaquetas para molinos, etc.
De otro lado, también es el caso de los aceros AISI 9260, AISI 5160, AISI 9254, normalmente utilizados para resortes y muelles de alta resolución y que son empleados para otras aplicaciones en los que se requieren sus características mecánicas en servicio, son utilizados por ejemplo en cuchillas y cizallas, que, debido a su gran dureza y elasticidad, permiten cortar a otros metales, como acero para herramientas, entre otros. Para ello se utilizan los procesos de soldadura para su habilitación, recuperación o montaje de las estructuras hechas a base de estos materiales; sin embargo, las técnicas empleadas aún no proporcionan los resultados óptimos esperados, resultando inevitable que esto afecte el rendimiento de las herramientas y máquinas, comprometiendo la eficiencia operacional e incrementando de todas maneras los costos de producción (Aceros especiales, 2006).
La elevada templabilidad que tienen los aceros de alta resistencia al desgaste y de gran elasticidad, hace que éstos sean de muy mala soldabilidad en diversos grados, según la composición química y la microestructura que depende mucho de la tecnología que se aplicó para su fabricación y la solicitación inicial de los clientes (Aceros especiales y Nazario, G., 1997).
El mecanismo por el cual ocurre la falla se conoce como mecanismo de fisuración en frío y ocurre debido a la presencia del hidrógeno y su acción en estructuras frágiles sometidas a altas tensiones. Mucho se ignora o subestima este problema y son muy pocas las empresas que ponen atención en comprender y tomar en cuenta las causas y mecanismos que sensibilizan a los aceros a fisurar en frío. La causa principal pues, es la presencia nociva del hidrógeno en zonas de alta dureza y fragilidad de los aceros de alta resistencia al desgaste y de alta elasticidad (Nazario, G., Granjon, H;. Devedia, L.; Banley, N., 1985).
La fisuración por hidrógeno generalmente aparece en el acero en frío después de terminado el soldeo y luego de cumplido el ciclo térmico, un acero se considera frío cuando la temperatura es muy inferior a la temperatura de recristalización de dicho acero, hasta alcanzar la temperatura del ambiente. Aquí el hidrógeno atómico proveniente de la humedad del sistema y que ha sido adsorbido desde la superficie del acero y ha tenido el tiempo suficiente para que en un determinado punto del cuerpo metálico se reúna por difusión en cantidad suficiente. Esta condición, bajo el efecto de tensiones inherentes al proceso de soldadura, posibilita la fisuración aun cuando las cargas aplicadas sean mucho menores al esfuerzo permisible correspondiente al diseño estático (Coloma, P. y Granjon, H., 2002).
Las fisuras debido a fisuración en frío de los aceros, es tremendamente perjudicial para los componentes de máquinas en servicio ya que actúan como concentradores de tensiones muy disimulados en su interior o porque muchas veces a simple vista no son perceptibles en la
superficie. Esto implica un particular control mediante ensayos no destructivos de la soldadura (Granjon, H. 1989). Aceros con contenidos de gran cantidad de carburos y de fases muy duras como los aceros aleados con contenidos de níquel, cromo, manganeso, otros, son materiales cuya microestructura es susceptible a fisurar en frío, aquí la zona afectada por el calor (ZAC o HAZ]
puede ser más dura y frágil que la región adyacente (Devedia, L., 1985).
Muchas técnicas de aplicaciones de calor antes y después de la soldadura se han desarrollado en los últimos tiempos, lo que ha permitido dar solución, eliminando en gran medida las tensiones internas perjudiciales de las uniones soldadas, mediante una desaceleración de la velocidad de enfriamiento de la junta soldada. Sin embargo, estas técnicas pierden muchas veces toda su potencialidad cuando se les aplica en aceros para los cuales no se desarrollaron y comprobaron de manera experimental (Coloma, P., Haward, C. y Abrigo, Y., 2002)
Diversos procesos de soldadura con alambre macizo (GMAW), alambre tubular con o sin protección gaseosa (FCAW-S, FCAW-G) y con electrodos revestidos (SMAW) son ampliamente utilizados en la soldadura de aceros antidesgaste y de alta elasticidad, tal como los aceros AISI 9260. Aquí la elección de los consumibles y de los parámetros operativos como la temperatura deben garantizar la mejor tenacidad de la región soldada, pues, dependiendo del proceso y del consumible utilizado se puede obtener en el cordón, la ZAC y en el metal base regiones con propiedades mecánicas que no siempre son las más adecuadas si es que no se hacen interactuar adecuadamente dichos parámetros (Devedia, L., 1985).
1.2. Antecedentes
Los aceros de gran resistencia y que son de baja aleación, son muy susceptibles a las fisuraciones en frío en especial debido al hidrógeno inducido (HAC). Los aceros de este tipo como los aceros HSLA sufren de este problema cuando existe una combinación peligrosa de gran cantidad de hidrógeno difusible con elevada dureza, microestructura frágil, grandes cargas de tracción y están a una temperatura de 75 ± 25°C (Yurioka and Suzuki, H., Engelhard, W. J. and olson, D. L., 1998).
La fuente de hidrógeno y la capacidad de difusión que tiene la estructura soldada para transportar el hidrógeno atómico hasta la ZAC es la que determina la cantidad de hidrógeno presente en la estructura soldada. Aquí los átomos de hidrógeno migran en dos fases distintas durante el enfriamiento y son principalmente austenita y ferrita (martensita). En la austenita el hidrógeno es tremendamente soluble, pero con débil difusión en comparación con lo que ocurre en la ferrita y en la martensita (Bollinghaus, T.H. and Hoffmeister, H., 1996). Así, la distribución de hidrógeno puede no ser uniforme en la zona soldada, esto depende del comportamiento de la descomposición austenítica del material en la zona de la soldadura, lo que puede ocasionar la fisuración en frío (Granjon, H. y Gravielle, B.A., 1990).
La distribución del hidrógeno localizado en las zonas de las juntas soldadas de placas de acero de alta resistencia ha sido inspeccionada mediante técnicas de espectroscopía de fallas inducidas por láser para barridos de emisión espectral de hidrógeno a través de la estructura soldada (Smith, R.D. an d Olson, D. L., 2000). La localización del hidrógeno se detectó en las líneas de fusión y debe a las tensiones residuales en dicha zona que, según se sabe, favorecen la atracción del H. Queda demostrado que el daño por hidrógeno (fisura) se incrementa cuando el
hidrógeno acumulado se concentra justo en las regiones susceptibles (International materials review,(pag.217-249).
Existen elementos de aleación adecuados que, si están presentes en el consumible, pueden ser útiles para permitir la difusión del hidrógeno lejos de la zona soldada (zona de fusión y ZAC) durante el ciclo térmico de la soldadura. Aquí, la martensita se puede utilizar como un indicador del transporte efectivo del hidrógeno. Una gran diferencia entre Ms (de inicio en metal de aporte) y Ms (de inicio en metal base) indicará dificultades en el transporte de hidrógeno en la estructura soldada y la tendencia a la localización peligrosa de contenidos de hidrógeno. Ms es una medida de la evolución de la microestructura y de la combinación de microestructuras adecuadas para un rápido transporte de hidrógeno (Granjon, H., Graville, B. A., Wang, W., Wong. and Liu, S., 2000).
Si la austenita se transforma en martensita en la zona de fusión a una temperatura más alta que en la zona ZAC, el hidrógeno se segregará en la ZAC justo debajo de la línea de fusión y el agrietamiento a menudo ocurrirá debajo del cordón. Si la transformación de martensita en ZAC ocurre a una temperatura más alta que en metal de fusión, el exceso de hidrógeno se acumula en material de aporte, entonces se fisura el cordón ver figura 1. (Granjon, H., 1971).
Figura 1. Difusión de hidrógeno a una temperatura: Inicio de martensita diferente para estructura soldada y para el metal base (Granjon, H.,
1971)
En diversos estudios con precalentamientos de aceros de baja aleación específicos se ha logrado evitar la fisuración en frío al evitar la formación de estructuras frágiles en la zona afectada por el calor (ZAC), al reducir las tensiones y también los gradientes térmicos en dichas zonas. Esto último influye favorablemente en la salida del hidrógeno fuera de la zona de la soldadura (Devedia, L., 1985).
Se ha determinado que el tiempo de enfriamiento del metal en la zona soldada se incrementa con la temperatura de precalentamiento, lo cual influye en el tiempo de enfriamiento martensítico lo cual permitió relevar gran parte de las tensiones por soldadura que se presentan una vez culminado el enfriamiento, además la evolución del hidrógeno inicial presente fue favorable produciendo una disminución del riesgo a fisuración en tanto que sin el precalentamiento el hidrógeno no se eliminó completamente (Granjon, H., 1989).
Las microestructuras susceptibles se fisuran por hidrógeno en aceros al carbono, aceros al manganeso, otros, generalmente están relacionadas con la dureza del acero de alta resistencia y de gran elasticidad, valores del orden de 35 HRC o mayores son los que corresponden a la presencia de zonas frágiles debido a la martensita presente y a la bainita (Olson, D.L. and Maroef, I., 1996) El rango de temperaturas de precalentamiento de estas estructuras susceptibles, desde el enfriamiento desde la fase austenítica está entre los 200°C y 500°C, dependiendo de la composición química. Se ha encontrado una relación muy marcada entre la estructura susceptible y la velocidad de enfriamiento al pasar por los 300°C. Por ello las temperaturas de precalentamiento influyen en la disminución de la velocidad de enfriamiento y por consiguiente en la tendencia a la fisuración (Olson, D. L. and Liu, W., 1996).
Si se presenta fisuración retardada, ocurre después de finalizado el soldeo a temperatura ambiente. Aquí, las fisuras pueden aparecer en un rango de temperaturas de -100°C a +200°C, pero no pueden ocurrir fisuraciones a temperaturas por debajo de -100°C debido a que la facilidad de difusión del hidrógeno atómico es muy baja no permitiendo la recombinación entre los átomos de hidrógeno para formar hidrógeno molecular en cantidades suficientes para provocar fisuración retardada. Tampoco puede fisurar a más de +200°C ya que a éstas temperaturas todo el hidrógeno está en estado atómico, sin posibilidades de formar la molécula de H2 y la difusión es muy alta, migrando los átomos de hidrógeno hacia la superficie del metal y luego hacia la atmósfera (Park, Y.D. and Maroef, I. S., 2000).
Últimos estudios han permitido determinar que existe una relación muy fuerte entre la dureza de la zona soldada y los cambios microestructurales provocados por los tratamientos con calor posteriores al soldeo en estructuras soldadas de aceros HARDOX500 y HARDOX400, cuya
uniones soldadas en estado de suministro y mejorar las condiciones antidesgaste de estos tipos de acero soldados mediante el proceso SMAW. Aquí se logró minimizar las diferencias entre las durezas de las tres zonas de soldadura, por normalizado (Frydman, S. and Konat, L. 2008).
Se ha determinado que, debido a la composición química real de los materiales y una adecuada selección de las condiciones y parámetros de soldadura, es posible obtener estructuras de similares propiedades a las del metal base en la zona afectada por el calor, sin esfuerzos adicionales en la ZAC y ZF (Tasak, E. y Akselsen, O. M., Rorvik, G., Onsoien, M.L., Grong, O., 1985)
En uniones soldadas, con electrodo revestido, en los aceros de alta resistencia y de alta elasticidad se detectaron zonas de baja dureza como resultado del calor del proceso de soldadura y a los cambios microestructurales de la zona soldada. Las zonas de baja dureza se ubicaron en la zona de fusión (cordón, ZF) y en la zona afectada por el calor (ZAC) en el metal base y se les llamó “capas blandas” que determinan la resistencia final de la estructura soldada, sin embargo, estas zonas de baja dureza a veces son difíciles de detectar si es que son muy angostas, debido a un efecto de reforzamiento por parte de las estructuras vecinas ya que se crearon debido a ello un estado triaxial de tensiones en la zona (Engineer Hand Book. 2003 y Akselsen, O. M., Rorvik, G., Onsoien, M.L., Grong, O., 2003).
La microestructura es la que influye en la dureza de un cordón de soldadura, la que es consecuencia del proceso de soldeo y de las técnicas empleadas en su ejecución. La dilución del carbono y de los demás elementos de aleación desde el metal base hacia el cordón de soldadura, denominado zona de fusión, a través de la línea de fusión es un aspecto muy importante que es favorecido por los tratamientos con calor tanto antes como después del soldeo (Brooks, J. A. and Garrison, Jr. W. M.. Li, D., Lu, B. Zheng, X., 1999).
Entre las causas de poca deformabilidad y tenacidad de los cordones de soldadura están los enfriamientos ligeramente superiores al requerido para transformación desde austenita a ferrita y perlita, en el equilibrio, dando lugar a la formación de ferritas aciculares o en forma de agujas que aparecen incrustándose desde el borde hacia el interior de los granos austeníticos primitivos. Esta estructura es conocida como estructura widmanstätten, muy común en aceros hipoetuectoides en estados brutos de colada, esto por velocidades de enfriamiento rápidas. A velocidades más lentas de enfriamiento se forman ferritas de forma poliédrica (Pero, J. A. and Elorz, S., 2004). La ferrita Widmänstatten se corrige a menudo mediante normalizado.
Figura 2. Estructura Widmänstatten (Pero, J. A. and Elorz, S., 2004).
En estudios acerca del efecto de la temperatura de precalentamiento sobre la microestructura, dureza y susceptibilidad a fisuración en frío y ancho de la ZAC en juntas soldadas de acero NKK500 mediante proceso FCAW-G, mostraron la relación entre la dureza y los cambios microestructurales provocados por las temperaturas de precalentamiento previos entre 100°C y 260°C. En ZAC, los nuevos microconstituyentes generaron zonas de alta dureza bajo el cordón y
zonas de baja dureza debido a sobrerevenidos. Las distancias desde el centro del cordón hacia el extremo máximo del ZAC variaron notablemente como efecto del precalentamiento, cuando la temperatura superaba los 180°C. En ZF se observaron zonas de granos columnares y zonas refinadas con microconstituyentes típicos (ferritas de tipo poliédrico dentro de granos y en sus límites, también ferritas en forma de agujas o aciculares) la dureza fue baja en esta zona pero de niveles aceptables para el servicio de la unión soldada. No se observaron fisuras en ninguna de las zonas estudiadas. La temperatura óptima de precalentamiento se determinó en 100°C para el acero NKK500 para el proceso de soldeo utilizado. A más de 200°C de precalentamiento se observó riesgos de sobrerevenido y a temperaturas cercanas a 300°C el acero NKK500 pierde su tenacidad rápidamente. Finalmente, las condiciones antidesgaste de la unión en ZAC y ZF, para proceso FCAW-G resultaron poco afectadas respecto al estado de suministro, siendo aceptables para servicio inmediato, sin postcalentamiento (Oerlikon, 2009).
Considerando los antecedentes es posible determinar rangos adecuados de temperaturas de precalentamiento para evitar fisuras por hidrógeno en las uniones soldadas de acero de gran resistencia y elasticidad AISI 9260. Por ello se estudió el efecto del precalentamiento sobre la susceptibilidad a fisuración en frio, evaluando también las durezas obtenidas en la zona soldada mediante el proceso SMAW, utilizando ensayos WIC y considerando no sobrepasar los 300°C de temperatura de precalentamiento para no deteriorar las propiedades mecánicas del acero base.
1.3. Fundamento Teórico
1.3.1. Aceros de gran elasticidad
Son aceros que requieren de una gran deformación elástica en servicio y a temperatura ambiente al aplicarles elevadas cargas, ya sean estáticas o cíclicas, pero que recuperan sus dimensiones originales al cesar la carga aplicada, son ejemplos de aplicaciones: los resortes, ballestas, muelles, entre otros. En la Tabla 1 se puede observar los aceros de gran elasticidad más usados.
En estos aceros el módulo de elasticidad de Young es muy elevado a temperatura del ambiente y es constante para las composiciones químicas todos los aceros de este tipo. Los limites elásticos usuales varían desde 900 a 1400 Mpa, lo que supone una resistencia a tracción entre 1300 a 1900 Mpa. (Pero, J. A. and Elorz, S., 2004).
Aceros de gran elasticidad con Mn y Si para espesores mayores de 10 mm
Aquí se utilizan aceros aleados, del mismo modo para aplicaciones especiales como resortes grandes, ballesta, muelles de ferrocarril, para automóviles, carretas, entre otros. Los elementos aleantes incrementan la templabilidad y estabilizan la martensita durante el revenido permitiendo el uso de menos contenido de carbono en estos aceros, dentro del orden de 0,45 – 0,60%C. Como ejemplo de estos casos están los aceros mangano silicosos, además estos aleantes son muy económicos.
Durante el revenido, el Silicio, estabiliza la martensita en la cual esta solubilizada . Aquí el Silicio continúa disuelto en la ferrita que procede de la martensita, endureciendo la ferrita y estabilizando la dureza y el límite elástico durante el revenido. Con ello el silicio contribuye a
evitar el fragilizado del acero durante el revenido a baja temperatura. Los porcentajes habituales están entre el 1,5% y 2% de silicio.
De otro lado, la función del manganeso es elevar muy ligera la templabilidad del acero con contenidos que varían de 0,7 a 1%, y pues, como contribuye en modificar la temperatura Ms contribuyendo a susceptibilidad a fisuración, conviene un temple en aceite si el porcentaje de carbono es superior al 0,6% y en se puede aceptar temple en agua si el porcentaje de carbono es de 0,45% o menor.
Tabla 1
Composición química de aceros de gran elasticidad más utilizados Clase
AISI SAE
% composición química
Composición del sistema
C Si Mn P S Cr Mo V B
1075
0,75 - 0,90
0,15- 0,35
0,30- 0,60
≤0,035 ≤0,035 --- --- --- ---
Alto porcentaje de C
9260
0,56- 0,64
1,80- 2,20
0,70- 1,00
≤0,035 ≤0,035 --- --- --- ---
Acero al Mn y Si
5155
0,52- 0,60
0,15- 0,35
0,65- 0,95
≤0,035 ≤0,035 0,65-
0,95
--- --- --- Acero al Cr y V
5160
0,56- 0,64
0,15- 0,35
0,70- 1,00
≤0,035 ≤0,035 0,70-
1,00 ---
0,15- 0,25
≤0,0005
Acero al Mn, Cr y V
6150
0,47- 0,55
0,15- 0,35
0,65- 0,95
≤0,035 ≤0,035 0.80-
1,10
--- --- --- Acero al Cr y V
9254
0,51- 0,59
1,20- 1,60
0,60- 0,90
≤0,035 ≤0,035 0,60- 0,90
--- --- ---
Acero al Si y Cr
4161
0,56- 0,64
0,15- 0,35
0,70- 1,00
≤0,035 ≤0,035 0,70- 0,90
0,25- 0,35
--- ---
Acero al Cr y Mo
Nota: Tomada de Yamada, Y. (2007) Materials for Springs. 7. ed. Usa: Springer. 377 p.
El acero AISI 9260
Los aceros de este tipo son de mediana templabilidad indicado para resortes, ballestas y muelles de cualquier espesor. Posee buenas propiedades elásticas y es uno de los más económicos, siendo apto para las aplicaciones más comunes.
El manganeso sirve como se sabe, para incrementar la templabilidad y el silicio además de favorecer a esta propiedad, permite mejorar el límite elástico y la resistencia a la fatiga.
En los tratamientos térmicos se debe proceder con cuidado ya que este acero es muy susceptible a decarburización. En cuanto al temple, de preferencia en aceite, se acepta entre 840- 870°C, si es temple en agua la temperatura aceptable es entre 830 -850°C. La dureza máxima luego del templado puede llegar hasta un máximo aproximado de 61 HRC. Los puntos críticos de este acero son: Ac1 =732°C; Ac3= 815°C.
1.3.2. Procesos de soldadura
1.3.2.1. El Proceso SMAW
Es un proceso cuya protección del arco se debe a los gases y escorias que se producen al quemarse el revestimiento de materiales cerámicos del electrodo. Aquí el arco eléctrico es fácil de establecerse y el calor generado fundirá una zona superficial (charco) del metal de base y la punta del electrodo que es el material de aporte y se trasladará hacia el charco para formar la soldadura, como se observa en la Figura 3.
Figura 3. Soldadura con electrodo revestido (Oerlikon, 2009) Equipos para soldar mediante proceso SMAW
Tienen las siguientes características:
- Transforma el voltaje de la red a un “voltaje de vacío” que permite iniciar el arco y varía entre 30 v a 90 v.
- Permite pasar de “voltaje de vacío” a “voltaje de trabajo” instantáneamente con el encendido el arco eléctrico, varía desde 17 v a 45 v.
- Es de naturaleza dinámica, pues regula la intensidad de corriente al amperaje necesario para soldar que depende del espesor del metal base y del diámetro del electrodo.
- Son capaces de mantener el arco estable durante las operaciones de soldadura.
Aquí, utilizando la polaridad correcta se asegura una buena penetración, aspecto uniforme y excelente resistencia mecánica.
El ciclo de trabajo es el tiempo real durante el cual el arco este encendido, como consecuencia de las interrupciones para cambios de electrodos, cansancio del soldador, entre otros; Un motivo importante es la protección del equipo, para evitar recalentamientos o sobreesfuerzos que pudieran malograrlo. La base de cálculo adecuado para equipos de soldadura manual es de 10 minutos: Ejm si se suelda durante 6 minutos de cada 10 minutos, entonces el ciclo de trabajo será del 60%. Para equipos automáticos la base es de una hora.
Estáticas
Rotativas
Tipo transformador Tipo rectificador
Tipo Transformador - rectificador
Con dinamo y motor a petróleo
Con dinamo y motor a gasolina
CLASIFICACIÓN
Directa: Electrodo conectado al polo negativo
Indirecta: Electrodo conectado al polo positivo
POLARIDAD EN PROCESO
SMAW
Materiales de aporte y nomenclatura para SMAW
REVESTIMIENTOS Dependiendo del material que se
va a soldar Simples
Dobles
•Elementos ionizantes (para las funciones eléctricas)
•Elementos generadores de gases (CO2 y otros protectores)
•Elementos productores de escorias
•Elementos de aleación.
Composición del revestimiento
Poseen funciones específicas complementarias para mejorar mucho más el arco, libre de salpicaduras, buena apariencia, escoria de fácil remoción. Para aplicaciones especiales gracias al TiO2, Fe en polvo, otros.
El doble revestimiento
ELECTRICOS. Permite uso de AC y de CC, facilita el encendido y estabiliza el arco, No todo electrodo fabricado para CC puede utilizarse para AC.
METALÚRGICOS. Protección del metal fundido de los gases del ambiente, forma gases inertes y activos (CO2), evita formación de óxidos, nitruros que provocan baja resistencia, fragilidad, porosidad. Retardan el enfriamiento, entregan elementos de aleación para mejorar propiedades.
MECÁNICOS. Permitir soldar en posiciones difíciles.
Funciones del revestimiento
Para aceros de bajo carbono y de baja aleación
Para aceros de mediano carbono y aleados
Para aceros inoxidables: Austeníticos, ferríticos y martensíticos.
Para fundiciones
Para cobre y sus aleaciones.
Electrodos exist
E 60 XX E 110 XX
Figura 4. Nomenclatura AWS del electrodo para SMAW (Oerlikon, 2009) 1.3.3. Ciclo térmico
Es la secuencia de calentamiento y enfriamiento que sufre un metal en un tiempo determinado y que puede ser controlado en determinados procesos como por ejemplo en la soldadura por arco eléctrico (Fosca, C., 2003). Su importancia radica en el hecho de que se producen cambios microestructurales en cualquier aleación, pudiéndose lograr propiedades mecánicas específicas y cambios dimensionales en la pieza que provocan fisuración o esfuerzos residuales en la pieza soldada, que podrían afectar todo el conjunto de la estructura (Fosca, C., 2003).
Electrodo para soldadura eléctrica manual
Resistencia mínima a la tracción Posición de soldar
Tipo revestimiento, corriente (CC ó AC) y polaridad
METAL DE SOLDADURA
METAL BASE
ZONA DE SOLDADURA
ZAT ZAT METAL BASE
Figura 5. (a) Ciclos térmicos típicos (b) Zona de soldadura de una unión a tope (Fosca, C., 2003).
Factores que afectan el ciclo térmico y a la distribución de la temperatura Influencia del metal base
a. Geometría de la soldadura
Se relaciona con el espesor de la pieza a soldar, su ángulo de unión, la forma y dimensiones del depósito de soldadura. Influye de tal manera que, para un mismo aporte de energía y espesor de pieza, un cordón de soldadura puede depositarse de muchas maneras para diferentes fines y formas de las construcciones soldadas que determinan el diseño de las juntas por ejemplo una soldadura a tope con chaflán en V, una soldadura de solape llamada bitérmica o tritérmica, juntas en T. Se comprenderá que en cada uno de estos casos se producirá un enfriamiento diferente y por lo tanto un ciclo térmico diferente (Granjon, H. 1989).
Influencia del Aporte de calor y la Temperatura de precalentamiento
El aporte de calor es la energía que se genera durante el proceso de soldeo cuyos orígenes pueden ser: Eléctrico (arco eléctrico), mecánico (soldadura por explosión o fricción) o químico (combustión de sustanciales combustibles). El aporte de calor al igual que la temperatura de precalentamiento (temperatura inicial) influye sobre el ciclo térmico y distribución de temperaturas. Para ello analizaremos la siguiente figura 6. donde tenemos aportes térmicos de 3940 J/mm, 1970 J/mm y temperaturas de precalentamiento de 27 ºC y 260 ºC donde podremos advertir que un aumento del calor de aporte o de la temperatura de precalentamiento se traduce en el aumento de la temperatura máxima alcanzada, respecto a la distancia del centro de cordón y ancho de ZAC, también se ve afectado por el calor de aporte mayor es en la ZAC, y la temperatura de precalentamiento disminuye el ancho de la ZAC.
Figura 6. Efecto del aporte térmico y de la temperatura de precalentamiento sobre la distribución de la temperatura máxima en la soldadura de un acero de 12.5 mm, para
º
ºF C
Tabla 2
Estimación aproximada de la extensión de ZAC según curvas de ciclo térmico, de la figura anterior.
Aporte térmico (J/mm)
T° precal.
(°C)
Zona afectada por el calor (ZAC)
1480°C
(liquidus) 723°C(Ac1) D1480 - d723
3940 27 9,4 15,5 6,1
3940 260 9,4 20,5 11,1
1970 27 7,4 9,4 2,0
1970 260 7,4 10,6 3,2
Nota: Tomada de (Carlos Fosca) Introducción a la metalurgia de la soldadura 1.3.4. Soldabilidad
Desde el punto de vista metalúrgico, trata de las modificaciones microestructurales que ocurren debido al proceso de soldadura y que afectan las propiedades mecánicas del material. Un metal tiene buena soldabilidad si antes y después de haber sido soldado tiene buena tenacidad y ductilidad, además de tener una composición química tal que la zona fundida no se vuelva frágil debido a la dilución con el metal base. La mayor preocupación para los soldadores son los relacionados al agrietamiento en frío y en caliente de los aceros donde juegan un rol importantísimo diversos factores como las transformaciones de fase que ocurren en la ZAC, la composición química de los metales involucrados (MB, metal de aporte), procedimientos de soldeo, otros.
1.3.4.1. Carbono equivalente (CE)
Es la equivalencia en carbono, según la composición química del acero y se relaciona con la templabilidad y las propiedades mecánicas de que lo condicionan a los riesgos de fisuración en frío (por efecto del hidrógeno). El cálculo de CE es a partir de la composición química real y específica según análisis del acero a soldar y no a partir de los contenidos máximos especificados por normas.
Grados de soldabilidad de los aceros según CE:
CE < 0,3 % buena soldabilidad
CE > 0,35 -0,4 % puede formar estructuras frágiles en ZAC, depende del espesor de planchas El CE tiene en cuenta sólo la dureza y microestructura de la zona soldada, que están influencias por factores como el proceso de soldadura empleado, el calor de aporte, tipo de junta, grado de embridamiento, espesor del material base, numero de cordones, velocidad de enfriamiento, contenido de hidrogeno en el material de aporte y las tensiones residuales en la zona del cordón. El CE permite obtener una estimación rápida y sencilla, pero, incompleta, sobre la soldabilidad de un acero (Fosca, C. 2003). Con la predicción de la dureza bajo el cordón, que es posible conociendo la composición química, historia térmica y la velocidad de enfriamiento t8/5 , también es posible una estimación de la posible formación de estructuras frágiles en el metal soldado. La máxima dureza bajo el cordón se observa justo bajo la línea de fusión, zona donde se alcanza la máxima velocidad de enfriamiento.
En conclusión, tanto las fórmulas de CE como de dureza máxima bajo el cordón, sirven como criterio para elaborar un procedimiento de soldadura. Pero la mejor manera de asegurar un
cordón de soldadura sin riesgos de fisuración, es calificando el procedimiento de soldadura correspondiente.
También se puede estimar el grado de soldabilidad de los aceros de bajo carbono y aleados mediante el diagrama de Graville, ver figura 7.
Figura 7. Diagrama de Graville (Fosca, C., 2003).
En este caso el CE se determina primero mediante la fórmula:
CE = C + (Mn + Si)/6 + (Cr + Mo + V)/5 + (Ni + Cu)/15
La temperatura de precalentamiento.
- Debe ser balanceada con el calor de aporte (Hnet) durante la operación de soldadura de acuerdo al tipo de acero y en función de las propiedades requeridas de la junta.
- Tiene efecto sobre la velocidad de difusión del hidrogeno y reduce el nivel de tensiones residuales al disminuir los gradientes térmicos asociados con la soldadura.
- El precalentamiento incluye la temperatura entre pases cuando se trata de soldaduras multipases.
- Estimar la temperatura de precalentamiento es necesario, pero no suficiente. Algunos de los factores que influyen en la fisuración en frio son: Composición química del acero, difusión de hidrogeno, calor aportado, espesor del material base, tensiones residuales en la soldadura y restricción de la junta. Sin embargo, hay una diferencia en la valoración de cada uno de estos factores para los distintos métodos. Por ejemplo, el efecto de la composición química difiere entre un método y otro y por tanto se obtienen diferentes carbonos equivalentes.
1.4. Soldabilidad de los aceros
Los aceros pueden ser más soldables o menos soldables, éstos pueden ser:
- Aceros al carbono.
- Aceros de baja aleación y alta resistencia mecánica - Aceros templados y revenidos (bonificados).
- Aceros de baja aleación de baja aleación tratables térmicamente
1.4.1. Soldabilidad de los aceros templados y revenidos
El cambio de dureza y resistencia mecánica puede ser muy grande en función de la temperatura en un tratamiento térmico. La soldabilidad de estos tipos de acero es difícil ya que forma estructuras martensíticas después del soldeo, debido a su fácil templabilidad, la que es
enfriamiento se reduce gracias a un precalentamiento antes del soldeo, la formación de estructuras frágiles se puede reducir, mejorando así la soldabilidad. De otro lado, un post calentamiento también puede manifestarse como un alivio de tensiones residuales de la zona soldada. El CE varía según el espesor de la plancha de acero y aleantes como podemos apreciar en la Tabla 3, para diferentes espesores de plancha, del acero Chronit 400.
Tabla 3
Valores típicos de carbono equivalente
Espesor(mm) ≤ 25 >25≤30 >30≤50 >50≤90 >90≤150
CE 0,37 0,44 0,54 0,64 0,72
Nota: Tomada de Aceros Boehler
1.4.2. Fisuración de los aceros 1.4.2.1 Fisuración en caliente
Se presenta en cordones de soldadura con temperaturas muy cercanas a las de fusión (> 0.5 Tf) dependiendo del % C, el acero empezará a solidificar como δ ó como γ (regiones bifásicas L+δ y L+γ). Aleantes específicos pueden afectar el tipo de solidificación: Si, Cr, Mo son alfágenos (amplían el rango de % C en que se presentará una solidificación en forma cristales de ferrita). El Mn, Ni, C son gammágenos (disuelven más en la austenita, favoreciendo su estabilidad). Aquí, dependiendo de la forma de solidificación se formará la estructura de la fase solidificada. La fase γ está ordenada de forma más compacta que la fase δ. Entonces la contracción del metal en L→ γ será mayor que la esperada en L→ δ. Además, el coeficiente de dilatación de ambas fases es diferente (a temperaturas altas la γ se contrae durante el enfriamiento 50 % más que la δ) (Tasak, E., 1985). Considerando solo el nivel de contracción en solidificación, la γ contrae más durante la
solidificación y enfriamiento provocando altas tensiones residuales de tracción en las regiones que solidifican al último, aumentándola tendencia a la fisuración. Ver figura 8.
La fisuración en caliente está asociada a cambios de volumen durante la solidificación y a la segregación química de ciertos elementos el acero en ciertas regiones del metal solidificado. El mecanismo de la solidificación se explica por el paso del desorden de los átomos en el estado líquido al estado más ordenado en el estado sólido (Tasak, E., 1985).
Figura 8. Regiones del metal que solidifican al final están sometidas a tensiones residuales de tracción (Fosca, C., 2003).
Durante la solidificación, paso de átomos desordenados a átomos ordenados, muchos átomos de impurezas se rechazan en la parte liquida de interfase solida-liquida que las admite en mayor cantidad que el estado sólido, así la interfaz queda enriquecida de impurezas durante la solidificación (Tasak, E. y Fosca, C., 2003).
Si determinadas zonas del metal se enriquecen de P y S, aumenta la susceptibilidad a fisuración en caliente en dichas zonas. Generalmente son zonas que solidifican al último y la magnitud de dichos cúmulos segregados depende de la composición química del metal base y del material de aporte, también depende de la estructura cristalina en la que solidifique. La ferrita
