Facultad de Ciencias e Ingeniería
FACULTAD DE
CIENCIAS.E
INGENIERIA
DIRECCIÓN, DE
EDUCACION
VIRTUAL
Facultad de Ciencias e Ingeniería
FACULTAD DE
CIENCIAS.E
INGENIERIA
DIRECCIÓN, DE
EDU CACION
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DEL PERÚ
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PONTIFICIA UNIVERSIDAD CATÓLICA DEL PERÚ
FACULTAO DE CIENCIAS E INGENIERÍA
SECCIÓN INGENIERÍA MECÁNICA
Separata
Introducción a la Metalurgia de la Soldadura
Autor
Dr. Carlos Fosca Pastor
Tratamiento didáctico
PUCP Virtual
Diseño de carátula
Dos puntos
Cuidado de edición
PUCP Virtual
Edición
Séptima edición
Lima, Julio 2007
Impresión
Imprenta PUCP
Número de ejemplares
25
© Reproducción
Derechos reservados conforme ley. Se
prohibe la reproducción parcial o total del
texto sin autorización de los autores.
Este material de lectura se hace exclusivo de
los participantes del Programa y en
concordancia con lo dispuesto por la
legislación sobre derechos de autor: D. Leg.
822 - Artículo 44.
TABLA DE CONTENIDOS
CAPITULO l. METALURGIA DE LA SOLDADURA... ..................... ........................
INICIANDO EL ESTUDIO ...................................................................................................
3
1. Las aleaciones hierro - carbono ..................................................................................
4
2. El acero en estado de equilibrio ....................................................... . ........................... 27
3. Los aceros fuera del estado de equilibrio ..................................................................... 43
RESUMEN .......................................................................................................................... 70
CONSOLIDANDO IDEAS ................................................................................................... 71
CAPITULO 11. CICLO TÉRMICO........................................................................................ 73
INICIANDO EL ESTUDIO ................................................................................................... 75
1. Importancia del ciclo térmico ........................................................................................ 76
2. Distribución de la temperatura ...................................................................................... 78
3. Gradiente de temperatura............................................................................................. 82
4. Ciclo térmico ................................................................................................................. 85
5.
Ecuación de la temperatura máxima en cada punto de la ZAC ........................... ........ 95
6. Velocidad de enfriamiento ............................................................................................ 103
7.
Tiempo de solidificación ............................................................................................... 116
RESUMEN .......................................................................................................................... 121
CONSOLIDANDO IDEAS ................................................................................................... 122
CAPITULO 111. SOLDABILIDAD......................................................................................... 123
INICIANDO EL ESTUDIO ................................................................................................... 125
1. Concepto de soldabilidad ............................................................................................. 126
2. Carbono equivalente ..................................................................................................... 129
3. Dilución ......................................................................................................................... 171
RESUMEN .......................................................................................................................... 180
CONSOLIDANDO IDEAS ................................................................................................... 181
CAPITULO IV. AGRIETAMIENTO EN FRÍO Y EN CALIENTE ........................................ 183
INICIANDO EL ESTUDIO ................................................................................................... 185
1.
Fisuración en caliente .............................................................. ................................... 186
2.
Fisuración en frío ......................................................................................................... 204
RESUMEN .......................................................................................................................... 224
CONSOLIDANDO IDEAS................................................................................................... 225
CAPITULO V. SOLDABILIDAD DE LOS ACEROS ......................................................... 227
INICIANDO EL ESTUDIO................................................................................................... 229
1. Soldabilidad de los aceros al carbono ......................................................................... 230
2. Soldabilidad de los aceros alta resistencia y de baja aleación (HSLA) ....................... 232
3. Soldabilidad de los aceros templados y revenidos ...................................................... 237
4. Soldabilidad de los aceros de baja aleación tratables térmicamente (HTLA) ............. 243
5.
Soldabilidad de los aceros al C-Mo y al Cr-Mo ............................................................ 248
RESUMEN .......................................................................................................................... 252
CONSOLIDANDO IDEAS................................................................................................... 253
CAPITULO VI. TENSIONES Y DEFORMACIONES EN SOLDADURA ........................... 255
INICIANDO EL ESTUDIO ................................................................................................... 257
1. Principio de las tensiones y deformaciones por soldadura ......................................... 258
2. Esfuerzos residuales .................................................................................................... 261
3. Alivio de tensiones residuales ...................................................................................... 270
4. Deformaciones en uniones soldadas ........................................................................... 272
5. Control de la distorsión ................................................................................................ 277
6. Corrección de la soldadura .......................................................................................... 282
RESUMEN .......................................................................................................................... 285
CONSOLIDANDO IDEAS................................................................................................... 286
BIBLIOGRAFIA .................................................................................................................. 287
METALURGIA DE LA SOLDADURA
OBJETIVO
Al final de este capítulo usted estará en capacidad de:
•
Distinguir los diferentes constituyentes microestructurales del acero.
•
Relacionar la microestructura del acero con sus propiedades mecánicas.
•
Identificar las variables más importantes para la realización de tratamientos térmicos en el
acero.
•
Comparar diferentes tipos de aceros con su capacidad para ser tratados térmicamente.
•
Comprender la relación entre los aspectos microestructurales y la soldabilidad de los
aceros.
Carlos Fosca
Metalurgia de la soldadura
ÍNDICE
INICIANDO EL ESTUDIO
1.
LAS ALEACIONES HIERRO-CARBONO
1.1 El hierro y sus aleaciones
1.2 El diagrama de equilibrio del sistema Fe-C
2. EL ACERO EN ESTADO DE EQUILIBRIO
2.1 Los microconstituyentes
2.2 La estructura microscópica de los aceros en estado de equilibrio
2.3 Las propiedades mecánicas
3.
LOS ACEROS FUERA DEL ESTADO DE EQUILIBRIO
3.1. Los tratamientos térmicos
3.2 Las transformaciones de la austenita
3.2.1 Las transformaciones de la austenita a velocidades de enfriamiento superiores
a la de equilibrio
3.3 La transformación isotérmica de la austenita: Las curvas TTI o de la "S"
°
3.3.1 Zona de formación de la perlita (de A1 a 550 C)
°
°
3.3.2 Zona de formación de la bainita (de 550 C a 230 C)
3.3.3 Zona de formación de la martensita (temperaturas debajo de Ms)
3.4 Influencia de los elementos de aleación sobre la transformación isotérmica de la
austenita
3.5 Influencia del tamaño del grano sobre la transformación isotérmica de la austenita
3.6 Influencia de los elementos de aleación sobre la transformación martensítica
3.7 La transformación de la austenita en procesos de enfriamiento continuo o
anisotérmicos
RESUMEN
CONSOLIDANDO IDEAS
2
Metalurgia de la soldadura
Carlos Fosca
INICIANDO EL ESTUDIO
Las propiedades mecánicas
están fuertemente influenciadas
PROPIEDADES MECÁNICAS
por la estructura cristalina y la
microestructura del material
Soldadura
•
••
•.• •
..
.
I
..
�TJ
__,
••••••••••
.....
............
La microestructura, a su
vez, puede ser severamente
alterada por el calor de la
soldadura
'
.... y un cambio en la
microestructura
puede provocar
enormes cambios en
las propiedades del
material
3
Metalurgia de la soldadura
Carlos Fosca
1. LAS ALEACIONES HIERRO - CARBONO
Hablar del acero es hablar del material metálico más conocido y empleado en todo el mundo.
No cabe duda de que no se necesita mucho conocimiento para poder diferenciar al acero de
otro material. Casi todos los componentes metálicos que nos rodean están hechos de acero.
Desde "clips", alfileres y clavos hasta los puentes metálicos, automóviles, barcos, torres de alta
tensión, tuberías de petróleo, gas, etc. Este material tiene cualidades extraordinarias que lo han
convertido en el material metálico más empleado en nuestro planeta. Las cualidades más
interesantes de este material son su buena resistencia mecánica y su gran conformabilidad
(facilidad para darle forma y fabricar diferentes piezas). Pero la más sorprendente es su
capacidad para
am iar u
propiedades mecánicas con la misma facilidad con la que el
camaleón cambia de color, tan sólo calentándolo a determinadas temperaturas y enfriándolo de
manera adecuada.
A pesar de su importancia, pocos saben realmente qué es el acero. ¿Es acaso hierro puro?
¿Qué lo diferencia realmente del hierro? ¿Cuántos tipos diferentes de acero existen? ¿Cómo
se logra modificar las propiedades del acero? ¿Cómo se selecciona un acero para una
aplicación determinada?. Empecemos por conocer qué es el hierro.
1.1 El hierro y sus aleaciones
El hierro es un metal de color gris que se encuentra presente en la corteza terrestre, o litosfera,
en una proporción aproximada del 5,06% y es, por tanto, el metal más abundante de la
naturaleza, después del aluminio que representa un 8,07%. Sin embargo, el hierro no se
encuentra nunca en estado nativo, es decir, puro, en cantidades de interés industrial.
Solamente como curiosidad puede citarse la existencia de pequeñas masas aisladas de hierro
metálico mezclado con algo de níquel (generalmente del 7 al 15%, a veces hasta el 30%)
procedentes de meteoritos o los escasos hallazgos de hierro de origen telúrico en forma de
pequeños nódulos embebidos en el interior de rocas basálticas.
El hierro se encuentra en la naturaleza en forma de óxidos o carbonatos, mezclado con otras
substancias que no contienen hierro o lo contienen en muy pequeña cantidad, tales como
arcillas, cuarzo, piedra caliza, etc. que constituyen la parte inerte o ganga de los minerales de
hierro.
Si todo el hierro se encuentra formando compuestos como óxidos, entonces ¿cómo se obtiene
el hierro puro?
4
..
Carlos Fosca
Metalurgia de fa soldadura
El hierro puro
Los procesos para obtener hierro metálico, a partir de sus minerales, no permiten obtener
hierro puro sino unido a cantidades variables de otros elementos, tales como el carbono,
manganeso, silicio, fósforo, azufre: cobre, etc.
El hierro más puro obtenido por métodos industriales es el llamado hierro Armco, producido en
hornos Martín-Siemens. Su densidad es de 7,868 g/cm 3 y su composición aproximada es la
siguiente:
Tabla 1.1 Composición del hierro Armco (% en peso)
%Fe
%C
%Mn
%P
%S
%Si
> 99,8
0,012
0,017
0,005
0,025
trazas
Mediante procesos electrolíticos seguidos de un refino mediante fusión por zonas, se consigue
obtener hierro con una pureza de hasta un 99,99%.
El Fe al igual que cualquier otra sustancia, puede hallarse en estado líquido, sólido o gaseoso,
según sea la presión y temperatura a la que se encuentre. Si la presión es la atmosférica, el Fe
estará en estado sólido hasta alcanzar una temperatura de 1535 º C; por encima de este valor,
el Fe se encontrará en estado líquido hasta que alcance la temperatura de 3000º C, en la que
comenzará a ebullir pasando al estado gaseoso.
Pero el hierro no sólo sufre los cambios de estado en función de la temperatura sino que
también sufre transformaciones en estado sólido.
¿Qué es una transformación en estado sólido? Para entenderla, es necesario comprender
primero qué significa el estado sólido. Parece evidente pero no lo es. Estrictamente hablando,
algunos de los materiales que usamos cotidianamente y que tienen características de "sólido"
no lo son en realidad. Nadie podría decir que el vaso de vidrio con el cual bebemos agua no
sea un material sólido; es más, podría pasar por bromista o chiflado el que afirme que el vaso
de vidrio es también un líquido como el agua. Sin embargo, la verdad es que el vidrio tiene
características "internas" más de líquido que de sólido.
Entonces, ¿qué es un "material sólido"?. Si viajáramos al interior de un material a escala
submicroscópica, veríamos que está constituido por átomos. Cuando se trata de un material
sólido, entonces los átomos se encuentran ordenados formando una estructura regular y
repetitiva, tal como se indica en la figura 1.1.
5
Metalurgia de la soldadura
Carlos Fosca
Figura 1.1 Distribución espacial. ordenada y repetitiva de átomo , caracterí tica
de un material en estado sólido
Esta configuración espacial tan homogénea de átomos recibe el nombre de estructura
cristalina. Por esta razón, un material sólido recibe el nombre de material cristalino. La forma
como se agrupan espacialmente estos átomos puede ser diferente de un material a otro y para
representarla se emplea la cantidad de átomos mínima que se repite espacialmente de manera
ordenada (en la figura 1.1 está representada por el cubo formado al unir los centros de 8
átomos contiguos). Esta unidad mínima recibe el nombre de celda unitaria y es la que
caracteriza a la estructura cristalina de un material sólido.
Resumiendo, podríamos decir que un material sólido es un material cristalino en su interior.
Este ordenamiento de los átomos no sólo define el estado del material sino también sus
propiedades mecánicas. Por ello, sigamos aprendiendo un poco más de la estructura cristalina.
Estructura cristalina: viaje al interior de los metales
Aunque la estructura cristalina define el estado sólido de los materiales, aquí nos referiremos
fundamentalmente a los metales. Los metales tienen estructuras cristalinas simples que se
pueden representar a través de tres ordenamientos atómicos que reciben el nombre de:
1.
Estructura cúbica centrada en el cuerpo (CC)
2.
Estructura cúbica centrada en las caras (CCC)
3.
Estructura hexagonal compacta (HC)
La figura 1.2 muestra, por ejemplo, las estructuras cristalinas CCC y HC con las que cristalizan
el aluminio y el magnesio respectivamente. La mayoría de los metales se cristaliza en estos
tres sistemas cristalinos y una lista de los más comunes se muestra en la Tabla 1.2.
6
Meta/urgía de la soldadura
Carlos Fosca
Hexagonal compacta
Cúbica centrada en las caras
Aluminio
Magnesio
Figura 1.2 Estructuras cristalinas del aluminio (CCC) y del magnesio (HC)
Tabla 1.2 Metales y sus estructuras cristalinas en estado sólido
METAL (CCC)
METAL (CC)
METAL (HC)
Al
Cra
Cd
Cu
Mo
Zn
Fey
Fea
Mg
Pb
K
Co
Ni
w
Ti
Pt
V
Be
Ag
Na
Zr
Pero, ¿cómo puede influir el ordenamiento de los átomos en las propiedades de los metales?
Las diferencias entre estos ordenamientos podemos visualizarlas imaginando a cada átomo
como una bola de billar; entonces, una estructura cristalina CC tendrá una celda unitaria
7
Metalurgia de la soldadura
Carlos Fosca
constituida por un cubo en cuyos ocho vértices y en el centro mismo del cubo se ubican los
centros de las nueve bolas de billar, como se observa en la figura 1.3 a.
a)
b)
Figura 1.3 Dos tipos de celdas unitarias que representan dos estructuras cristalinas diferentes de un
material en estado sólido: a) estructura cristalina CC y b) estructura cristalina CCC
El mismo ejercicio lo podemos hacer ahora colocando ocho pelotitas (o átomos) en los vértices
del cubo y otras seis en el centro de las caras del cubo. Ello representa un ordenamiento
atómico como el que se indica en la figura 1.3 b.
Una primera propiedad que nos determina la estructura cristalina es cuán compacto es el
material, es decir, su densidad. Cuanto más compacto sea el ordenamiento atómico, mayor
será la densidad atómica del material. Teniendo en cuenta ello y asumiendo que cada átomo
es una bola de billar, ¿cuál de las dos estructuras cristalinas de la figura 1.3 es la más
compacta?
Para resolver este primer problema, debemos conocer la definición de densidad:
Densidad = masa / volumen
Pues bien, la masa es la de todos los átomos contenidos en la celda unitaria (es decir, dentro
del cubo) y el volumen será el volumen del cubo que contiene a esta masa de átomos.
Teniendo en cuenta que la masa atómica dentro de la celda unitaria será el peso atómico
multiplicado por el número de átomos contenido en ella, la densidad atómica puede ser
reescrita de la siguiente manera:
peso atómicox númerodeátomosdentro dela celda unitaria
de11s1.d.a d- -----------------------volumendela celda unitaria
8
Metalurgia de la soldadura
Carlos Fosca
Ahora intentaremos calcular la densidad del hierro puro a partir de esta relación. Para ello
debemos tener en cuenta que el hierro puro tiene a la temperatura ambiente una estructura
cristalina del tipo CC (cúbica centrada en el cuerpo). Para calcular el número de átomos
contenidos en la celda unitaria, tomaremos la siguiente representación gráfica (figura 1.4 a).
\
1
(a)
di,
(b)
...
..
... ' ...
...
• .... ;,1 '
.
•·
• • • •
•
•
,;¡
,fi¡.
'
'
••
..
(e)
Figura 1.4
Una primera observación podría hacernos pensar que la celda unitaria CC tiene en su interior
nueve átomos, pero lo cierto es que esos puntos negros representan tan sólo el centro de cada
átomo. Si los representamos como bolas de billar (figura 1.4 b), veremos que estos átomos
ubicados en los vértices de la celda unitaria no le pertenecen a un solo cubo; sino que están
compartidos entre los ocho cubos adyacentes a un vértice y, por tanto, cada celda unitaria
contendrá solamente 1/8 de cada átomo ubicado en los vértices del cubo. Solamente el átomo
ubicado en el centro del cubo estará contenido completamente en la celda unitaria, lo cual nos
lleva a la conclusión de que el número de átomos contenido en la celda unitaria de la estructura
ce será:
#átomos en la celda unitaria CC = 1/8 x 8 + 1 = 2
Conociendo el peso atómico del hierro (92,7 x 10-24 g) podemos calcular la masa de átomos
contenida en la celda unitaria:
masa atómica en la celda unitaria= peso atómico x #átomos= 92.7.10-24 x 2 g
9
Metalurgia de la soldadura
Carlos Fosca
Sólo nos falta calcular el volumen del cubo, para lo cual necesitamos conocer la dimensión de
la arista del cubo, que designaremos como "a", siendo el volumen del cubo = a
3
.
El valor de "a" puede ser calculado a partir de nuestro modelo de "bolas de billar" en la que
cada uno de los átomos se ordena de forma compacta, tocándose los más próximos en un
punto. La figura 1.5 representa esta situación y por relaciones geométricas es posible calcular
el valor de "a" en función del radio atómico (r).
4r = -Y3 a
a= 4r l '13
4r = -v3 a
a
-v2 a
Figura 1.5 Representación geométrica de la celda unitaria de la estructura cristalina CC
De acuerdo al ordenamiento atómico de la celda tipo CC, la diagonal del cubo será igual a
cuatro veces el radio atómico del hierro; por lo que la arista "a" será:
Tomando el radio atómico del Fe: r = O,124 x 10-9 m,
se tendrá que a= 0,28 x.10-9 m.
De acuerdo a esto, el volumen de la celda será
a3 = 0,023 X 10-27 m3
,
92.7xl0-24 x2
Ñ
3
3
= 806lxlv g/m =8,06g/cm
Densidad teorica del Fe=
27
0,023xl0Si comparamos este valor teórico con el valor real para el hierro puro, que es 7,87 g/cm 3 ,
veremos que el error es del 2,5% aproximadamente.
10
Metalurgia de la soldadura
Carlos Fosca
Vemos, pues, que, a pesar de establecer simplificaciones muy grandes en la representación
atómica, el modelo de bolas de billar para representar los átomos en sus posiciones dentro de
una red cristalina, resulta lo suficientemente bueno para explicar algunas propiedades físicas
como la densidad y varias propiedades mecánicas.
¿Cuál sería la densidad teórica del hierro si su estructura cristalina fuese cúbica centrada en
las caras (CCC)?.
Recordemos que para resolver este problema debemos seguir el mismo procedimiento que
resumimos de la siguiente manera:
•
Recordar fórmula: Densidad = masa/ volumen
•
Determinar# átomos por celda unitaria CCC
•
Calcular la masa atómica en una celda unitaria CCC
•
Calcular el volumen de la celda unitaria CCC: a3
Conocer cómo se ordenan los átomos en el interior de los metales nos sirve no solamente para
predecir su densidad teórica, sino que además es justamente este ordenamiento atómico el
que determina las propiedades mecánicas más importantes de los metales.
La tabla 1.3 muestra un grupo de metales de uso común en la industria. Obsérvalos y
selecciona de estos aquellos que según tu criterio (y experiencia) son los más dúctiles (más
fácilmente deformables o conformables). Tómate solo unos dos minutos como máximo:
Tabla 1.3 Marca con un check (4) los metales de la lista que consideres que son los más dúctiles.
Metales
Más dúctiles
Hierro (Fe)
Cobalto (Co)
Cromo (Cr)
Oro (Au)
Aluminio (Al)
Wolframio 0/V)
Plomo (Pb)
Titanio (Ti)
Cobre (Cu)
11
Carlos Fosca
Metalurgia de la soldadura
Veamos ahora qué relación podría guardar tu elección con la estructura cristalina de estos
metales. Para ello agregaremos en la tabla anterior una nueva columna en la que compararás
tus resultados con la correspondiente estructura cristalina.
Metales
Más dúctiles
Estructura
Hierro
ce
Cobalto
HC
Cromo
ce
Oro
CCC
Aluminio
CCC
Wolframio
ce
Plomo
CCC
Titanio
HC
Cobre
CCC
Contrastando tu experiencia con la estructura de cada metal, podrás comprobar que aquellos
metales que consideraste como más dúctiles son precisamente aquellos que tienen una
estructura CCC y esto no es pura coincidencia, sino una consecuencia directa del
ordenamiento atómico en el interior de los metales.
Comparando las estructuras, podemos resumir:
Metales con estructura cúbica centrada en las caras (CCC), como el Au, Al, Cu, Pb, son
metales más dúctiles que los metales con estructura hexagonal compacta (HC), como el Zn,
Be, Mg, Ti, Co, Zr, y que los metales con estructura cúbica centrada en el cuerpo (CC): Fe, Cr,
Co, W, V, Mo, etc.
El metal "camaleón"
Si has observado con detenimiento la Tabla 1.2, podrás advertir que el hierro figura tanto en los
metales con estructura CC (Fea) como en los metales con estructura CCC (Fey). Esto no es un
error tipográfico ni tampoco se trata de dos hierros diferentes; sino que el hierro, al igual que
algunos otros metales, tiene la peculiar cualidad de cambiar de ordenamiento atómico
(estructura cristalina) con la temperatura.
12
Metalurgia de la soldadura
Carlos Fosca
Por encima de la temperatura de 1392 º C, el hierro tiene una estructura cristalina cúbica
centrada en el cuerpo (CC) como la que se muestra en la figura 1.3 a. Con este ordenamiento
atómico, el hierro recibe el nombre de Fe "o" (hierro delta). Cuando la temperatura desciende
debajo de 1392 º C, el hierro cambia a un ordenamiento atómico del tipo CCC como en la figura
1.3 b. Con esta nueva estructura, el hierro recibe el nombre de Fe "y" (hierro gamma). Pero,
además, el hierro "y" se vuelve a transformar adquiriendo nuevamente un ordenamiento del tipo
CC (figura 1.3 a) cuando éste se enfría por debajo de 911 ºC, convirtiéndose en hierro Fe "ex"
(hierro alfa).
Tem¡:eratura (ºC)
L
E
ó
z
768
�
·:
i
..· .
'·,,
- -�--¡·
o
u
·�. ,:
Tiem�o (s)
Figura 1.6 El hierro sufre dos transformaciones alotrópicas: Feli B Fey y Fey B Fea
Dentro del rango de temperaturas en estado sólido, el hierro cambia dos veces de estructura
cristalina como se puede observar en la figura 1.6. A la cualidad de cambiar de ordenamiento
atómico o estructura cristalina se le denomina alotropía o poliformismo (o sea que puede
tomar varias formas cristalinas). Es importante indicar que la transformación alotrópica es un
proceso reversible, es decir, durante el enfriamiento, el Feo pasa a Fey y cuando este se
13
Car/os Fosca
Metalurgia de la soldadura
calienta nuevamente, se produce su transformación a Feó. Pocos metales poseen
transformación alotrópica y es precisamente esta cualidad la que convierte al hierro en un
metal "camaleón".
Si seguimos enfriando el hierro debajo de 91O ºC, éste no sufrirá otra transformación alotrópica,
manteniendo su estructura cristalina "CC" hasta la temperatura ambiente. Sin embargo, cuando
se desciende por debajo de los 768 ºC, el hierro se vuelve magnético, cualidad física que
siempre conserva debajo de esta temperatura pero que pierde al volverse a calentar por
encima de los 768ºC. Aquí no se produce ninguna transformación cristalina pero sí una
transformación en las propiedades magnéticas del hierro.
Las características mecánicas del hierro puro no han podido ser determinadas por la
imposibilidad de obtener este metal totalmente libre de impurezas y a consecuencia de la
profunda alteración en sus propiedades, que se produce incluso con porcentajes muy
pequeños de otros elementos químicos.
El hierro casi puro (hierro Armco) posee propiedades mecánicas que oscilan dentro de los
límites siguientes:
Tabla 1.4
Resistencia a la tracción
28-32 kg/mm2
Resistencia a la fluencia
12,5-17,5 kg/mm2
Alargamiento (en 2")
45%
Dureza Brinell
70-90 HB
El hierro obtenido en laboratorio, ya sea refinado mediante fusión por zonas o mediante otros
procedimientos, puede alcanzar purezas superiores al 99,99% y muestra características
resistentes considerablemente más bajas que las indicadas para el hierro Armco, con
resistencia a la tracción del orden de 18,5 kg/mm2 y resistencia a la fluencia de 11,25 kg/mm2 .
Mirando el "interior" de los metales
Al analizar el ordenamiento atómico de los metales, vimos que ellos forman determinados tipos
de estructuras cristalinas que se repiten de manera uniforme en todo el material. Al observar al
microscopio óptico una superficie pulida de un metal nos es imposible observar los átomos,
pues ellos son de tamaño sub-microscópico. Lo que observamos es una superficie que
representa a la agrupación de millones de millones de estos átomos ordenados cristalinamente,
de la misma forma que observamos de lejos la arena como un manto uniforme y que es, en
realidad, la reunión homogénea de cientos de millones de partículas.
14
Metalurgia de la soldadura
Carlos Fosca
Al observar la superficie pulida (y atacada químicamente) de un metal, observamos una imagen
como la que se muestra en la figura 1.7. Esta imagen sorpresivamente se parece más a una
pared de mosaicos irregulares que a un manto uniforme como habíamos sugerido
anteriormente.
grano
�-------- Límite de grano
Figura 1.7 Metalografía de un metal puro en el que se observan los
granos y los límites de grano.
¿Qué ha ocurrido? Resulta que, en realidad, el perfecto ordenamiento atómico a lo largo de
todo el volumen de un metal no es del todo cierto. Existen zonas del metal que no están
ordenadas y que limitan las regiones de material perfectamente cristalinas. Las regiones que
vemos como mosaicos de formas más o menos equiaxiales se llaman "granos" y están
constituidas por millones de esas celdas unitarias que otorgaban ese carácter cristalino a los
15
Metalurgia de la soldadura
Carlos Fosca
metales en estado sólido. Cuando el metal está en estado líquido, no existe ordenamiento
atómico; pero cuando empieza a enfriarse y se producen los primeros puntos (núcleos) de
solidificación, éstos núcleos crecen en forma de granos, que van encontrándose con otros
granos vecinos formando finalmente esta pared de mosaicos que observamos en la imagen
anterior (figura 1.7). Por lo tanto, a las fronteras entre los granos (mosaicos) las llamamos
límites de grano y no poseen un ordenamiento atómico, pues son la interfase que debe
garantizar una buena cohesión entre los granos adyacentes (como el cemento que une cada
ladrillo en las paredes de nuestras casas).
Para
observar
microscopio,
superficie
un
metal
señalamos
que
al
la
debía estar pulida y
atacada químicamente. La razón de
ello es que con el ataque químico se
produce el relieve necesario que
permite que los rayos de luz que
inciden sobre la superficie se reflejen
M icroestructura
de manera más dispersa, generando
zonas más iluminadas que otras y
permitiendo, con ello, la observación
de una imagen representativa de la
íal
(hj
Figura 1.8 Observación metalográfica
microestructura
del
metal
(figura
1.8 b). Sin el ataque químico, la
superficie pulida reflejaría toda la luz
de manera uniforme y no veríamos más que una imagen totalmente blanca (figura 1.8 a).
Estas líneas oscuras que se observan en la imagen metalográfica de un metal puro son los
límites de grano y nos permiten conocer el tamaño de los granos que conforman este metal. El
tamaño de estos granos influye de manera importante sobre las propiedades mecánicas del
metal. Cuando el metal está constituido por una microestructura de grano fino, las propiedades
son mejores que las del mismo metal con grano grueso (figura 1.9).
Un mismo metal puede presentar diversos tamaños de grano dependiendo de su "historia
térmica", es decir, de cómo ha sido calentado y enfriado hasta la temperatura ambiente. Una de
las características que se tiene en los metales en estado sólido a elevadas temperaturas es la
tendencia al crecimiento de grano con el tiempo y con el incremento de la temperatura. Por
ejemplo, si tenemos una barra de hierro que es calentada a 930 º C durante 1 O minutos, el hierro
tendrá una estructura cristalina con un tamaño de grano determinado. Si mantenemos la
misma barra durante dos horas a esa misma temperatura, el grano en promedio habrá crecido.
16
Metalurgia de la soldadura
Carlos Fosca
Del mismo modo, si en vez de mantener durante diez minutos el hierro a 930 º C, lo calentamos
a 960 º C, el tamaño de grano del hierro será mayor. Esto nos hace pensar que si elevamos
mucho la temperatura de calentamiento o el tiempo de exposición del metal a dicha
temperatura, se puede provocar el crecimiento de los granos cristalinos. Si luego este metal es
enfriado hasta la temperatura ambiente, su microestructura presentará un tamaño de grano
proporcional a aquel que tuvo a la mayor temperatura de calentamiento. Dado que las
propiedades mecánicas del metal están influenciadas por el tamaño de grano de su
microestructura, éstas pueden ser perjudicadas por calentamientos excesivos del metal.
¿Crees que ello puede ocurrir en una unión soldada?
Bajas
propiedades
mecánicas
!
Buenas
propiedades
mecánicas
Figura 1.9 El tamaño de grano tiene una influencia muy importante en las propiedades mecánicas de los
metales y aleaciones
El acero
Como se ha visto líneas arriba, el hiero puro tiene un límite elástico (resistencia a la fluencia)
de apenas 12 kg/mm2 y una ductilidad muy alta. En estas condiciones, el hierro tiene poca
aplicación industrial. Es necesario incrementar su resistencia y para ello se le adiciona
pequeñas cantidades de carbono (C) al metal en estado líquido, de la misma forma que
agregamos sal y otras especies a una olla de sopa caliente. Al mezclar hierro con pequeñas
cantidades de carbono estamos creando un nuevo material conocido por todos como acero.
El acero no es un metal puro sino lo que conocemos como una "aleación", que es una
combinación de un metal con otros elementos químicos. En principio, podemos fabricar
aleaciones de todos los metales conocidos y dependiendo de los elementos y las cantidades
relativas que utilicemos de ellos, tendremos ilimitadas posibilidades para hacerlo.
Entre los elementos que inevitablemente aparecen unidos al hierro en los productos
siderúrgicos industriales, el de mayor significación es el carbono. Esto se debe a la influencia
tan notable que su presencia ejerce sobre las propiedades de la aleación, hasta el punto de
que, variaciones muy pequeñas en su contenido de carbono modifican radicalmente esas
propiedades. Por esta razón, el contenido de carbono sirve de base para establecer una
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primera clasificación de los productos siderúrgicos: los llamados aceros, si el carbono que
contienen no supera el 2% ( en peso), y los llamados fundiciones, si excede de ese límite.
o< e< 2%
%C>2%
ACEROS
FUNDICIONES
Los aceros utilizados en la industria tienen rara vez más del 1,5% de C. Cuando el contenido
de este elemento es muy bajo (inferior a! O, 10%), estos aceros se designan, en el lenguaje
común, como hierro dulce (sin llegar a ser hierro puro). Las fundiciones industriales no
suelen contener una proporción de carbono superior al 4,5%. Comparadas con el carbono, el
resto de las impurezas, en las proporciones con que suelen estar presentes en los productos
siderúrgicos, influye muy levemente en las propiedades de la aleación en estado de equilibrio.
En consecuencia, el estudio de Jo que pasa en las aleaciones Fe-C nos dará una
representación muy aproximada de Jo que sucederá en las aleaciones reales, que contienen,
además, otras impurezas.
El estudio de las aleaciones se realiza mediante los llamados diagramas de fase, que son
"mapas" que nos indican qué sucede en el interior de una aleación determinada, cuando en
estado sólido se Je calienta o enfría muy lentamente (en estado de equilibrio).
Recordemos que el hierro puro podía cambiar su estructura cristalina cuando se elevaba su
temperatura por encima de 911 ºC. Decíamos por ello que el hierro era un metal "camaleón".
Esta característica alotrópica del hierro la hereda también el acero; pues, al fin y al cabo, es
casi 99% hierro y, por lo tanto, también podrá modificar su estructura cristalina con la
temperatura, aunque la presencia del carbono provoca en el acero la aparición de una serie de
cambios y transformaciones microestructurales que Jo convierten en un material "multifacético".
1.2 El diagrama de equilibrio del sistema Fe-C
Se ha comentado que los aceros pueden tener contenidos de carbono de hasta 2,0%C, pero
¿qué ocurre en el material cuando éste tiene 0,2%C o cuando tiene 0,5%C? La cantidad de
carbono que contiene un acero tiene una enorme influencia en sus propiedades mecánicas y
determina prácticamente sus aplicaciones industriales. Veamos cómo.
Cada aleación Fe-C que tiene un %C diferente tiene una "personalidad interior'' muy particular.
Para conocerla de una manera práctica, empleamos el diagrama de equilibrio del sistema Fe­
C, que sirve para conocer la fase o fases existentes en una aleación que tiene una
18
c.
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determinada composición química. Al igual que ocurre con los metales alotrópicos, ciertas
aleaciones pueden modificar sus fases con la temperatura. Pero, ¿qué es una fase?.
Una fase puede representar un estado de la materia (sólido, líquido, gaseoso); pero también
dentro del estado sólido, una fase es una agrupación homogénea de materia, que contiene
más de un elemento químico en su interior y posee una estructura cristalina determinada.
En el diagrama Fe-C (figura 1.1 O), se observan varias transformaciones en estado sólido que
producen la formación de diferentes fases. Por ejemplo, el hierro con estructura CC, que se
llamaba Fe"a", que admite en su estructura una cantidad de carbono disuelto, forma una fase
homog 'n a llamada "ferrita (a)". Del mismo modo, el Fe"y" con carbono disuelto da lugar a
una nueva fase llamada "austenita (y)".
T ( º C)
f.
y
IDOO
i 27 º
6.67
soo
La austenita (y), la
ferrita (a), y la
cementita (Fe3C)
son fases del
acero en estado
sólido
%C (en peso)
Fuente: Askeland ,"La ciencia e ingeniería de los materiales"
Figura 1.10 Diagrama Fe-C
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Cuando observamos un acero al microscopio, podemos diferenciar claramente cada fase
presente en él. Por ello, la observación microscópica o "metalografía" es una práctica común
para el estudio de los metales y aleaciones. Por otro lado, el acero no sólo está constituido por
ferrita, austenita o ferrita delta; también contiene otro constituyente que está siempre presente
en él. Si, por ejemplo, echamos pequeñas cantidades de azúcar en un vaso de agua, veremos
que, luego de mover un poco el agua, el azúcar "desaparece" en el líquido sin que éste último
experimente cambio visual aparente. Observando el vaso de agua con azúcar, no identificamos
nada más que ese líquido completamente homogéneo. Esto es precisamente lo que se conoce
como una fase. Por ello, una fase no sólo es un metal puro (o agua pura), también podemos
tener
orno fa e
olucione
en estado sólido (como el agua azucarada). La ferrita y la
austenita, fases del acero, son precisamente soluciones sólidas de hierro con carbono.
Visualmente es difícil que encontremos diferencias entre un vaso de agua pura y uno de agua
con azúcar disuelto en ella. De la misma forma, una solución sólida de C en Fe "a" no podrá
ser diferenciada al microscopio óptico del hierro puro Fe "a", pues ambas mostrarán una
microestructura uniforme constituida por granos, como se observa en la figura 1.11.
¿Es un metal puro ó una
solución sólida de este
metal?
¿Es hierro puro Fe"a" o
"ferrita" como solución
sólida Fe-C?
Figura 1.11
Siguiendo con el ejemplo, si seguimos agregando más azúcar al agua, llegará un momento en
que ésta se sature de azúcar y no pueda disolver más; entonces, el resto del azúcar no disuelta
se precipitará depositándose en el fondo del vaso. En estas condiciones, veremos claramente
dos fases: una que será la solución de agua azucarada y la otra que será las partículas de
azúcar precipitadas en el fondo.
Si llevamos esta observación al acero, veremos que si seguimos agregando carbono al hierro,
cuando éste se encuentra en estado líquido, llegará un momento en que todo el carbono no
podrá estar en solución en el hierro y se precipitará, formando un compuesto químico llamado
carburo de hierro (Fe3C), conocido como "cementita".
20
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En resumen, las fases sólidas presentes en el diagrama Fe-C son: ferrita, austenita, ferrita
delta y cementita, como se muestra en la figura 1.12.
¿Qué
información
podemos
extraer del
diagrama Fe-C?
y
---- 900 º C
El diagrama de equilibrio (o de fases) de un
austenita
sistema de aleaciones permite obtener cuáles
son y en qué proporción se distribuyen las
fases
y
constituyentes
presentes
en
A3
la
microestructura de una aleación determinada.
Para
usar
esta
información
de
manera
a.+y
A1 (723 º C)
adecuada en la práctica, las aleaciones deben
haber sido enfriadas muy lentamente, de modo
Ferrita+
cementita
que en todos los procesos metalúrgicos se
alcancen
condiciones
termodinámico.
Esto
de
último
equilibrio
es
500 º C
muy
importante, pues la información que podamos
extraer del diagrama de equilibrio será tanto
más veraz cuanto más lento haya sido enfriado
el material desde temperaturas elevadas.
0,5%C
%C (en peso)
Figura 1.12
Cuando un acero de 0,5%C (figura 1.12) es calentado lentamente hasta los 900ºC, veremos, a
través del diagrama Fe-C, que se encontrará en estado sólido y su microestructura estará
constituida por 100% austenita.
Luego, si lo enfriamos muy lentamente y nos detenemos a una temperatura de 750º C, la
microestructura estará constituida por granos de ferrita y granos de austenita (ex+ y).
Si el enfriamiento transcurre hasta alcanzar los 723 ºC (A1), toda la austenita restante es
transformada en ferrita + cementita, que son las fases estables por debajo de esta temperatura
(figura 1.12).
Esta es información que podemos obtener del diagrama Fe-C para cada uno de los aceros en
función de su %C y para cada una de las temperaturas en las que el acero se encuentra en
estado sólido. Para comprender qué ocurre en el interior de los metales durante la soldadura,
es suficiente conocer esta aplicación del diagrama Fe-C.
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A partir de este primer ejercicio, podemos advertir que las fases presentes en cualquier acero a
temperatura ambiente son: ferrita (ex) y cementita (Fe3C). Esto es importante, pues las
propiedades mecánicas a temperatura ambiente de un acero en estado de equilibrio estarán
influenciadas por la distribución y proporción de estas dos fases en el acero. La austenita, por
el contrario, no se encuentra presente en el acero a temperatura ambiente y recién aparece en
el acero a partir de los 723 ºC (A 1 ). A simple vista, parecería que la austenita no tiene influencia
en las propiedades mecánicas de la aleación a temperatura ambiente; pero esto no es verdad,
ya que la austenita es la fase microestructural de partida que condiciona la distribución y
proporción de estas dos fases (ferrita y cementita) o que puede provocar la aparición de
nuevos constituyentes en el acero cuando éste es enfriado fuera de las condiciones de
equilibrio.
La austenita da origen a la ferrita y cementita si ésta se enfría en condiciones muy lentas (es
decir, en condiciones de equilibrio). El diagrama Fe-C nos indicará, en estas condiciones, cómo
es la distribución de ambas fases en el acero y la proporción de cada una de ellas en la
microestructura. Sin embargo, si el enfriamiento de la austenita no es lo suficientemente lento
como para alcanzar condiciones de equilibrio termodinámico, la austenita se transformará en
otros constituyentes diferentes a los que establece el diagrama Fe-C y, por tanto, sus
propiedades mecánicas y su microestructura no podrán ser predecidas por el diagrama de
equilibrio.
En resumen, podemos decir que la ferrita y cementita son las fases que proporcionan, en
condiciones de equilibrio (enfriamiento muy lento), las propiedades mecánicas del acero a
temperatura ambiente; pero es la cinética de la transformación de la austenita (con qué rapidez
ésta se enfría hasta la temperatura ambiente) la que condiciona si se presentarán estas fases
en el acero u otros nuevos constituyentes fuera del estado de equilibrio que pueden alterar
significativamente el comportamiento mecánico de esta aleación.
La difusión atómica en estado sólido
Hemos visto que cuando enfriamos muy lentamente (de acuerdo al diagrama Fe-C) un acero
de 0,5%C a 900 ºC, el acero tendrá una microestructura de 100% austenita. En estas
condiciones, la austenita tendrá en su estructura un contenido de 0,5%C. Sin embargo, a
temperatura ambiente, este mismo acero estará constituido por ferrita + cementita, donde la
ferrita contiene muy poco %C (casi nada) y la cementita, 6,67%C. Es decir, durante el
enfriamiento, además de haberse producido una transformación de la estructura cristalina, se
ha producido una redistribución de los átomos de carbono en los nuevos constituyentes
estables.
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Ello se puede producir sólo si el carbono se mueve a través de la estructura cristalina, viajando
por la red a través de espacios libres o defectuosos. Este fenómeno de migración de átomos
de un sitio de la red cristalina a otro se conoce con el nombre de difusión. La difusión
atómica esta fuertemente influenciada por la temperatura: cuanto mayor es la temperatura del
acero, mayor será la velocidad de difusión de los átomos que se produzcan en su interior. Ello
se debe a que justamente estos defectos o huecos en la red, que permiten el movimiento de
los átomos aumentan con la temperatura. La difusión en estado sólido cumple un papel muy
importante en casi todas las transformaciones microestructurales y en todos los procesos de
transformación de materiales. Sin ella no serían posibles los tratamientos térmicos, las piezas
fundidas homogéneas, la conformación en caliente de las aleacione , la pulvimetalurgia, la
soldadura, etc.
Estos defectos a los que hicimos referencia como agujeros o espacios libres reciben el nombre
de vacancias y siempre están presentes en los metales y aleaciones. La difusión a través de
las vacancias es el mecanismo más sencillo como puede observarse en la figura 1.13.
Figura 1.13 Difusión en estado sólido a través de las vacancias
El movimiento atómico a través de la red atómica se ve favorecido también si el átomo que se
difunde en ella es pequeño, pues le será más fácil viajar a través de los espacios libres
existentes en la red. El C es un ejemplo de átomo pequeño comparado con el átomo de Fe; por
lo tanto, se podrá mover con mucha facilidad a través de la red cristalina. El átomo de carbono
es tan pequeño que se puede ubicar en los "intersticios" presentes en una red, es decir, en los
espacios libres existentes entre dos átomos contiguos como se puede observar en la figura
1.14.
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Átomo de Fe
El átomo de carbono se
ubica en los intersticios de
la red cristalina del hierro
Figura 1.14
En este caso, el átomo de C podrá difundirse de intersticio en intersticio (figura 1.15) y
haciendo uso también de las vacancias presentes en la red.
ggg
000
Figura 1.15 Difusión mediante intersticios
Debido a ello, la velocidad de difusión del C en la red cristalina del Fe es mayor que la auto­
difusión de un átomo de Fe en su propia red.
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RESUMEN
•
Los metales poseen, en estado sólido, una estructura atómica ordenada que recibe el
nombre de estructura cristalina.
•
Los metales poseen básicamente tres tipos de ordenamientos atómicos (redes
cristalinas): cúbica centrada en el cuerpo (CC), cúbica centrada en las caras (CCC) y
hexagonal compacta (HC).
•
Los metales con estructura CCC son más dúctiles y tenaces que los metales con
estructura HC y CC.
•
a e tructura cri talina tiene una influencia importante en la propiedade mecánicas de
los metales.
•
Algunos metales pueden cambiar su estructura cristalina con la temperatura (alotropía o
poliformismo).
•
El hierro es un metal alotrópico que tiene una estructura CC a temperatura ambiente y
CCC por encima de 911º C.
•
El acero es una aleación de hierro con carbono.
•
El carbono le confiere al acero un incremento notable en su resistencia mecánica.
•
El acero, al igual que el hierro, sufre transformaciones microestructurales en estado sólido
que dependen de su %C.
•
El diagrama de equilibrio es un mapa que permite conocer qué fases y a qué temperatura
están presentes en una aleación en condiciones de equilibrio.
•
Las condiciones de equilibrio de un metal o aleación se alcanzan a través de
calentamiento y/o enfriamiento muy lento (dentro del horno).
•
La austenita, la cementita y la ferrita son fases del acero en estado de equilibrio.
•
Mientras que la austenita es estable por encima de los 723 ºC, la ferrita y cementita son
estables a temperatura ambiente.
•
Las transformaciones en estado sólido en condiciones de equilibrio se llevan a cabo
gracias a la difusión de los átomos de C y otros aleantes.
•
La difusión de los metales depende de la temperatura. A mayor temperatura, se producirá
mayor difusión atómica en el interior del metal.
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EJERCICIOS DE EVALUACIÓN
Problema 1
¿Cuál es el cambio de volumen que se produce en el hierro como consecuencia de la
transformación alotrópica del Fe y � Fe a.? Resuelva el problema a partir del análisis de sus
estructuras cristalinas y del cambio de volumen que se produce al pasar el hierro de una
estructura CCC a CC.
Problema 2
Se tiene un acero de 0,9%C, el cual es calentado hasta los 950 º C y luego es enfriado
lentamente hasta la temperatura ambiente. Determine cuáles serán las fases presentes en este
acero a las siguientes temperaturas:
a) 950º C
b) 800º C
c) 750 º C
d) 500 º C
Para resolver este problema haga uso del diagrama Fe-C.
Problema 3
En el problema anterior ¿qué diferencias se encontrarían si se observase al microscopio una
muestra de hierro calentada a 950º C y otra a 750º C?
Si tiene alguna duda o dificultad, no dude en consultar a su tutor.
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2. EL ACERO EN ESTADO DE EQUILIBRIO
2.1 Los microconstituyentes
Hemos visto que en los estados de equilibrio que se alcanzan durante el enfriamiento muy
lento
de
los aceros
desde
el estado
líquido,
aparecen sucesivamente diversos
microconstituyentes. Las características de la aleación dependen de la naturaleza de estos
constituyentes y de la forma en que éstos se encuentren presentes en ella. Los
microconstituyentes que vamos a estudiar a continuación son la ferrita delta, la austenita, la
ferrita alfa, la cementita y la perlita.
Ferrita delta (6)
Aparece a temperaturas superiores a 1495°C, donde se inicia la solidificación de los aceros con
carbono inferior al 0,50% y por encima de esa temperatura coexiste en equilibrio con la fase
líquida. Es una solución sólida instersticial de carbono en hierro 8 cúbico de cuerpo centrado
(CC). La solubilidad de este hierro por el carbono es muy escasa, alcanzando un máximo de
0,10%C a 1495°. La reducida extensión del dominio de equilibrio de la solución 8, las elevadas
temperaturas a las que esta fase existe y la imposibilidad de retenerla en equilibrio metaestable
(cuasi estable) a la temperatura ambiente, incluso mediante los temples más violentos, hacen
que sea difícilmente observable y sus propiedades escasamente conocidas. Para los aceros
comunes (al carbono o de baja aleación), esta fase no ejerce mayor influencia sobre las
propiedades mecánicas y tecnológicas del acero.
Austenita (y)
Es una solución sólida intersticial de carbono en hierro
cúbico de caras centradas (CCC). La solubilidad del hierro
y por el carbono alcanza a 1154 ºC un valor máximo del
2,0% (ver figura 1.1O).
Aún cuando la austenita solamente se encuentra en
equilibrio en los aceros a temperaturas superiores a A 3 , se
la puede retener a temperatura ambiente mediante
enfriamientos suficientemente enérgicos, especialmente
en los aceros aleados. La austenita es la solución
sólida Fe-C de mayor densidad. Su conductividad
eléctrica es aproximadamente una décima parte de la
Figura 1.16 Microestructura de la
Austenita
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Metalurgia de la soldadura
conductividad de la ferrita y no es magnética.
Las características mecánicas de la austenita varían con el contenido de carbono. El esfuerzo
2
máximo de tracción (resistencia a la tracción) varía entre 88 y 105 kg/mm y su dureza oscila
alrededor de las 300 unidades Brinell (HB).
Los granos de austenita son de forma poliédrica, limitados por caras relativamente planas, por
lo que los límites de grano en el examen micrográfico aparecen con forma poligonal (figura
1.16).
La austenita puede existir en el acero hasta una temperatura de 723º C. Por debajo de esta
temperatura, es inestable y se transforma en ferrita y cementita. Solamente en aceros
altamente aleados es posible conseguir austenita a temperatura ambiente, como es el caso de
algunos aceros inoxidables.
Ferrita (a)
Es una solución sólida intersticial de carbono en
hierro a cúbico de cuerpo centrado (CC). La capacidad
para disolver carbono en su estructura es muy inferior
que la de la austenita, pudiendo disolver sólo hasta
0,025%C a una temperatura de 723º C. En la figura
1.17, se aprecia una microestructura completamente
ferrítica, donde se observan granos equiaxiales de
tamaño diverso.
La resistencia a la tracción de la ferrita es de unos
2
Figura 1.17 Microestructura de la
Ferrita
28 kg/mm y su alargamiento aproximado es de un
35%. Su dureza es de unas 90 unidades Brinell. Comparando con las propiedades mecánicas
de la austenita, podemos comprobar que la ferrita es el constituyente más blando del acero.
La ferrita es estable en el acero hasta una temperatura de aproximadamente 911º C. Por
encima de ella, se transforma en austenita. Está presente en la microestructura como una fase
libre en aceros de hasta 0,8%C. Para mayores contenidos de carbono, la ferrita se encuentra
formando un constituyente conocido como "perlita", que agrupa láminas de ferrita y cementita,
formando agrupaciones (colonias) fácilmente identificables al microscopio.
28
•
Carlos Fosca
Metalurgia de la soldadura
Cementita
Es un compuesto químico constituido por hierro y carbono, de fórmula Fe 3C y con contenido en
C igual a 6,67%. Cristaliza en el sistema ortorrómbico, que es algo más complejo que los
sistemas cúbicos de la austenita y la ferrita. La cementita es el constituyente más duro de
los aceros. Su dureza es del orden de las 750 unidades Brinell o 68 Rockwell C. La cementita,
a diferencia de la ferrita y la austenita, es una fase que nunca está sola en el acero, sino que
está siempre acompañada de ferrita o austenita en la microestructura. Es decir, nunca
tendremos un acero que sea 100% de cementita, debido a que el %C máximo de un acero es
de 2,0%C y la cementita tiene 6,67%C.
Perlita
La perlita no es una fase como la ferrita, austenita o la
cementita; sino un agregado de dos fases ferrita y
cementita,
cuyas
proporciones
en
peso
son
respectivamente 88% y 12%. La perlita está constituida por
láminas de ferrita y de cementita que se forman una a
continuación de la otra, adquiriendo un aspecto laminar
como se puede observar en la figura 1.18. El contenido
medio en carbono de la perlita es de 0,8%C.
Un acero que tiene un contenido de 0,8%C y es calentado
hasta austenizarlo completamente (T > 723º C), cuando se
enfría muy lentamente hasta la temperatura ambiente,
Figura 1.18 Microestructura de
la Perlita
presentará una microestructura constituida por ferrita y cementita pero en la forma de perlita.
Por lo tanto, la microestructura de un acero de 0,8%C será 100% perlita (figura 1.18).
La distancia media entre las láminas de la perlita depende de la velocidad de enfriamiento
desde la temperatura de austenización. En enfriamientos muy lentos, esa distancia es máxima,
del orden de 400 nm (1nm (nanómetro) = 1O -s m). y en estas condiciones la perlita se llama
"gruesa". En enfriamientos menos lentos, la distancia es de unos 350 nm y la perlita se llama
"media" o "normal." Con enfriamientos más rápidos (por ejemplo, al aire), la distancia entre
láminas es del orden de los 250 nm y la perlita se llama "fina." Debemos llamar la atención
sobre el significado de las palabras "gruesa", "media" y "fina" cuando se refieren a la perlita;
éstas tan sólo designan la textura de la perlita o distancia entre láminas, pero no pueden
interpretarse como indicativas de un tamaño de grano. La perlita, en realidad, no forma granos
sino nódulos o colonias. En general, se puede afirmar que estructuras perlíticas finas poseen
mejores propiedades mecánicas que aquellas denominadas "gruesas" (figura 1.19).
29
Metalurgia de la soldadura
Bajas
propiedades
mecánicas a
temperatura
ambiente
Carlos Fosca
t
i
Buenas
propiedades
mecánicas a
temperatura
ambiente
Figura 1.19 Representación de la microestructura de un acero eutectoide (0,8%C) con una
morfología de perlita gruesa (izq.) y perlita fina (der.)
La perlita también puede cambiar su morfología laminar y adquirir una forma globular. Ello
ocurre cuando la perlita se mantiene durante un período de tiempo prolongado a temperatura
muy próxima a Ac 1 (723 ºC), bien por arriba o por abajo; por ejemplo, en los intervalos (Ac 1 , Ac 1
°
°
+ 50 ) o (Ac 1 - 50 , Ac 1 ), la cementita de la perlita globuliza y el agregado eutectoide adquiere el
aspecto que se observa en la figura 1.20. El mismo resultado se obtiene si durante un tiempo
suficiente se hace oscilar la temperatura de la perlita alrededor de Ac 1 . Esta transformación
morfológica (no hay transformaciones de fase) de la perlita reduce la dureza y mejora la
maquinabilidad de aceros con %C > 0,6.
Baja resistencia
mecánica
Alta ductilidad
Buena maquinabilidad
Buenas propiedades
mecánicas
Difícil maquinabilidad
Figura 1.20 Representación de la microestructura de un acero eutectoide (0,8%C) con una morfología de
perlita laminar (izq.) y perlita globular (der.)
Aún cuando el contenido en carbono de la perlita en estado de equilibrio es siempre de 0,8%,
las características mecánicas de este constituyente varían con su textura, es decir, con su
distancia interlaminar. La Tabla 1.5 muestra las propiedades mecánicas de un acero que tiene
100% perlita pero con diferentes morfologías.
Tabla 1.5
Resistencia a la tracción
2
(kg/mm )
Dureza Brinell (HB)
PERLITA FINA
85
250
PERLITA GRUESA
60
200
< 50
150
Estructura
PERLITA GLOBULAR
30
Metalurgia de la soldadura
Carlos Fosca
Debemos señalar que realmente la perlita no es la que se "globuliza", sino la cementita que la
constituye. En esas condiciones, la perlita pierde totalmente su morfología característica
laminar y se convierte en ferrita y cementita globular. Los aceros de más de 0,6%C, al ser
globulizados, pueden ser mecanizados sin dificultad y, por ello, suele ser ésta la condición
microestructural de partida con la que los aceros de más de 0,6%C son comercializados.
2.2 La estructura microscópica de los aceros en estado de equilibrio
Habíamos descrito cuáles son las fases y los constituyentes más comunes en los aceros de
acuerdo al diagrama Fe-C. Ahora veremos cómo se presentan estos constituyentes en la
microestructura de un acero en función de su %C. Partimos del hecho de que se analizará
solamente lo que ocurre con el acero cuando éste es calentado y enfriado muy lentamente
dentro del rango de temperaturas en la que se encuentra en estado sólido. Estamos hablando,
por lo tanto, de un rango de temperaturas que va desde la temperatura ambiente hasta los
1250 º C aproximadamente para la mayoría de las aplicaciones tecnológicas del acero.
Sabemos que el acero sufre una transformación alotrópica que lo lleva a cambiar su
ordenamiento cristalino de cúbico centrado en el cuerpo (CC), ferrita, a cúbico centrado en las
caras (CCC), austenita, cuando éste se calienta desde la temperatura ambiente. En el hierro
puro, la transformación alotrópica ocurría a 911 º C aproximadamente y se producía de manera
instantánea en todo el material. En un acero, en cambio, la transformación alotrópica puede
ocurrir ya no a una temperatura fija sino dentro de un rango de temperaturas, de manera que
es posible tener a una temperatura dada una microestructura constituida por dos fases con
ordenamientos cristalinos diferentes (austenita + ferrita).
En la figura 1.21, podemos analizar qué ocurre con estas transformaciones en tres aceros
distintos: uno que contiene 0,3%C, otro con 0,8%C y el último con 1,0%C. El primer acero
(0,3%C) presenta, conforme se va enfriando desde una temperatura elevada, una
microestructura constituida sólo por austenita (punto A); luego alcanza un rango de
temperaturas en las que coexisten en su microestructura austenita y ferrita (línea BC); y,
finalmente, cuando su temperatura es menor a 723º C, la austenita desaparece totalmente y su
microestructura está conformada por ferrita y cementita (línea CD).
Vemos, pues, que ya no hablamos de un acero que sólo tiene una fase (monofásica: austenita
o ferrita); sino que también presentará, a determinadas temperaturas, dos fases en su
microestructura (aleación bifásica).
Del mismo modo, si analizamos lo que ocurre con un acero de 1,0%C, veremos que a elevadas
temperaturas solamente existe en la microestructura la austenita (línea EF); luego, conforme se
31
Metalurgia de la soldadura
Carlos Fosca
enfría, alcanza la zona de dominio bifásico (y
+
Fe3C), donde parte de la austenita comienza a
transformarse en cementita (Fe3C) (línea FG); y, finalmente, cuando llega a los 723º C, toda la
austenita restante se transforma instantáneamente a ferrita (a)
+
cementita (Fe3C). A partir de
º
los 723 C hasta la temperatura ambiente, las fases estables serán nuevamente ferrita y
cementita (línea GH).
r
�---+--•A
austenita
y
y
y
a+y
Ac1 (723 ºC)
y+ Fe3C
Ferrita + cement:-T
a+ F e3
a + Fe3C
H
D
0,3%
e
0,8%
1,0% %C (en peso)
Figura 1.21 Diagrama Fe-C mostrando los rangos de temperatura de existencia de las
distintas fases para tres aceros de diferente %C
Ahora analicemos qué sucede con el acero de 0,8%C. Al igual que en los anteriores aceros la
microestructura a elevadas temperaturas es 100% austenita; pero, a diferencia de éstos, la
austenita se resiste a transformarse en otras fases hasta que, finalmente, alcanza la
temperatura de 723 ºC. Recién a esta temperatura toda la austenita se transforma en ferrita y
cementita.
Esta peculiaridad es única en el diagrama Fe-C y se da solamente a este %C. Del mismo
modo, si calentáramos muy lentamente este acero desde la temperatura ambiente y
alcanzáramos los 723 ºC, la ferrita y la cementita se transformarían dando origen a una sola
fase: la austenita.
32
Metalurgia de la soldadura
Carlos Fosca
Sea cual fuere el %C del acero, las fases que son estables a temperatura ambiente son la
ferrita y la cementita.
La microestructura de los aceros en estado de equilibrio
Hemos identificado los diferentes constituyentes del acero en estado de equilibrio y cuáles son
sus regiones de estabilidad. En esta parte, veremos cómo se ven microestructuralmente los
aceros y cómo se observan todas sus fases presentes. Para ello, analizaremos cómo se
transforma la austenita conforme ésta se enfría hasta la temperatura ambiente.
La austenita se transforma a la temperatura A 1 (723 ºC) en ferrita + cementita. Esta
transformación en estado sólido (todas las fases son sólidas) es completamente reversible, es
decir, si se calienta la ferrita y la cementita inmediatamente por encima de A 1 (723 º C), se
producirá su transformación en austenita. Esta reacción de las fases antes mencionadas se
conoce como reacción eutectoide y se puede expresar de la siguiente manera:
Austenita �Ferrita+ Cementita ....... (reacción eutectoide)
La reacción eutectoide se produce
en
el
diagrama
a
Fe-C
fija
una
a
una
composición química única.
Este
temperatura
punto,
que
y
corresponde
a
austenita
la
temperatura de 723 º C y a un %C
de 0,8, recibe el nombre de punto
eutectoide.
Ac1 (723ºC)
Al acero que tiene justamente
0,8%C
se
le
llama
acero
eutectoide. A todos los aceros con
un contenido menor a 0,8%C, se
les llama aceros hipo-eutectoides
a
Férrita
Fea +
perlita
r
y los aceros con un %C > 0,8
reciben el nombre de aceros hiper­
eutectoides.
Esta
primera
clasificación de los aceros resulta
muy útil desde el punto de vista
microestructural, pues la reacción
eutectoide condiciona de manera
cementita
perlita +
Fe3 C
%C (en peso)
0,8%
Aceros
hipoeutectoides
Aceros
hipereutectoides
Figura 1.22 Diagrama Fe-C mostrando la clasificación de
los aceros en función de su posición frente al punto
eutectoide
33
Car/os Fosca
Metalurgia de la soldadura
muy importante la microestructura del acero (figura 1.22). Justamente la perlita es el
constituyente eutectoide del acero y su presencia estará en todos los aceros en mayor o menor
medida según sea el %C de la aleación.
Hemos aprendido que las fases del acero más importantes son la ferrita, la cementita y la
austenita y que la perlita era un constituyente formado por ferrita y cementita con un contenido
medio de 0,8%C. Ahora analizaremos cómo se presentan todos estos constituyentes del acero
en función del %C.
Según hemos visto al estudiar el diagrama de equilibrio de las aleaciones Fe-C, los aceros en
estado de equilibrio, a la temperatura ambiente, están formados por los siguientes
constituyentes:
Acero hipoeutectoide
Acero eutectoide
Acero hipereutectoide
%C < 0,8
%C = 0,8
%C > 0,8
Ferrita proeutectoide (o
primaria)+ perlita
perlita
Cementita proeutectoide
(o primaria)+ perlita
Aceros hipoeutectoides (< 0,8%C)
Supongamos que calentamos un acero de 0,3%C (acero hipoeutectoide) hasta una
temperatura en la que el acero está totalmente "austenizado" (100% austenita), es decir, unos
930 º C (ver figura 1.23), y luego procedemos a enfriarlo muy lentamente (en el horno) hasta
alcanzar la temperatura de 750 º C. Al observar en ese momento este acero al microscopio,
veríamos que parte de la austenita ha sido transformada en ferrita. Esta ferrita que se forma
inicialmente se le llama ferrita primaria o proeutectoide. Si continuamos enfriando lentamente
hasta alcanzar la temperatura de 723 º C (temperatura eutectoide), la austenita restante se
transforma, de acuerdo a la reacción eutectoide, en ferrita y cementita laminares, dando lugar
a la perlita. La ferrita primaria ya no sufre ninguna transformación y el resultado a esa
temperatura es una microestructura constituida por ferrita proeutectoide + perlita.
Si continuásemos enfriando lentamente por debajo de los 723 º C, la microestructura no sufriría
mayor variación, dado que los constituyentes estables a temperatura ambiente ya han sido
formados desde los 723º C y la microestructura del acero será igualmente ferrita
proeutectoide+ perlita.
34
Carlos Fosca
Metalurgia de la soldadura
austenita
La austenita se va
transformando primero en
ferrita "primaria" y luego en
perlita
�--
930 º C
Austenita
Ferrita+
cementita
Ferrita+
Perlita
0,3%C
%C (en peso)
Figura 1.23 Esquema de la transformación en equilibrio de la austenita en un acero de 0,3%C
En un acero hipoeutectoide (< 0,8%C), la ferrita proeutectoide y la perlita pueden estar
presentes en la microestructura en proporciones que pueden variar desde O a 100%; mientras
que en un acero hipereutectoide (>0,8%C), la cementita proeutectoide puede alcanzar como
máximo un 20,5% en peso de la muestra.
En los aceros hipoeutectoides, cuando el carbono es bajo, predomina fuertemente la ferrita.
Para contenidos de carbono más altos, la proporción de ferrita es menor y coexiste con áreas
de perlita; pero, en todo caso, los límites de grano de la ferrita son, más bien, redondeados. Si
observamos la microestructura de un acero de 0,3%C al microscopio óptico, veremos una
imagen como la de la figura 1.23, constituida por ferrita (zonas blancas) y colonias de perlita
(zona oscura).
35
Metalurgia de la soldadura
Carlos Fosca
Cuando el carbono alcanza un porcentaje más alto, del orden del 0,6%, la ferrita es más
escasa y muestra una disposición reticular, debida al hecho de que se forma inicialmente,
durante el enfriamiento, en los bordes de grano de la austenita; y al encontrarse en proporción
más reducida, su desarrollo posterior no es suficiente para borrar esa disposición reticular. Las
zonas oscuras entre la red de ferrita corresponden a la perlita formada a 723 º C a partir de la
austenita residual que contiene 0,8% de C.
20%
perlita
80%
ferrita
87%
perlita
100%
ferrita
Figura 1.24 Microestructuras de aceros hipo-eutectoides (en estado de equilibrio) con
diferentes contenidos de carbono
Algunas veces, los aceros hipoeutectoides en estado bruto de colada, enfriados lentamente
desde temperaturas muy elevadas, presentan una estructura muy particular, como la de la
36
Metalurgia de la soldadura
Carlos Fosca
figura 1.25 que se llama estructura de Widmanstatten, caracterizada por la presencia de la
ferrita en forma de agujas (ferrita acicular) que contornean los primitivos granos de austenita y
penetran hacia su interior a lo largo de ciertos planos cristalográficos del hierro "y", que
constituye la base de la austenita. Esta ferrita Widmanstatten reduce la deformabilidad del
acero y aumenta su fragilidad, por lo que debe ser corregida mediante un tratamiento térmico
de normalizado, tratamiento térmico que veremos más adelante.
Figura 1.25 Estructura Widmanstatten en un acero hipo-eutectoide
¿En qué se usan los aceros hipoeutectoides?
Los aceros hipoeutectoides con 0,3 < %C < 0,45 suelen emplearse para la fabricación de
elementos mecánicos (tratables térmicamente). Los aceros con %C < 0,2 suelen tener
aplicación estructural y también algunos de ellos (especialmente aleados) se emplean en la
fabricación de elementos de máquinas sometidos a tratamientos termoquímicos de
carburización (cementación). Los aceros de %C > 0,5 pueden emplearse en la fabricación de
muelles y resortes tratados térmicamente.
Cuando estos aceros son aleados de manera especial, pueden ser empleados en la fabricación
de herramientas para trabajo en caliente (por ejemplo: estampas de forja).
Acero Eutectoide (= 0,8%C)
La micrografía (izquierda) de la figura 1.26 muestra la morfología de la perlita. El fondo más
claro representa principalmente la ferrita, que es la fase continua y equivale al 88% en peso del
total. De todas formas, las láminas oscuras no pueden identificarse exactamente con la
cementita; pues en las muestras atacadas con los reactivos ácidos usuales, la ferrita y la
cementita se colorean igualmente. Lo que sucede es que durante el pulido, la cementita,
37
Metalurgia de la soldadura
Carlos Fosca
mucho más dura, queda en relieve y bajo la acción de la luz oblicua que la muestra recibe en el
microscopio, las cordilleras de cementita tienen un lado oscuro y proyectan, además, su
sombra sobre la ferrita.
Austenita
Perlita
Ac1(723ºC)
Austenita
Ferrita+
cementita
%C (en peso)
Ac1(723º C)
Ferrita+
cementita
Perlita+
cementita
%e (en peso)
Figura 1.26. Esquema de la transformación en estado de equilibrio de la austenita para dos aceros de
diferentes porcentajes de carbono. (Izq.) Acero eutectoide (0,8%C) su microestructura a temperatura
ambiente será 100% perlita. (Der.) Acero hiper-eutectoide (1, 10%C) su microestructura estará
constituida por perlita y una red de cementita (líneas blancas)
Los aceros eutectoides son aceros empleados en la fabricación de herramientas de corte,
muelles y resortes o calibres para medición. Son aceros que pueden adquirir una elevada
dureza después de ser sometidos al tratamiento térmico de temple.
38
Metalurgia de la soldadura
Carlos Fosca
Aceros hipereutectoides (>0,8%C)
La micrografía (derecha) de la figura 1.26 muestra un acero hipereutectoide con 1, 1 % de C. Se
observa que la cementita proeutectoide o primaria, que precipitó en los bordes de los granos
originales de austenita, reproduce el contorno de éstos. En lo que fue un grano de austenita
aparecen varias colonias de perlita, en cada una de las cuales las láminas de ferrita y
cementita siguen una orientación determinada. Por tanto, la dirección de estas láminas en un
acero eutectoide nos revela los primitivos granos de austenita. Para que queden de manifiesto,
se precisa la existencia de una cierta proporción de con tituyente proeutectoide.
Finalmente, debe observarse que, en los aceros hipereutectoides, la cementita tiene siempre
una distribución reticular. Ello obedece a las mismas razones que justificaban la análoga
disposición de la ferrita de los aceros con más de 0,6% de carbono. El constituyente
proeutectoide, ahora la cementita, precipita en los bordes de los granos de austenita y si su
proporción es reducida, el crecimiento posterior no basta para borrar la distribución en forma de
red. Éste es siempre el caso de la cementita que no puede exceder el 20,5% en peso de la
muestra.
Los aceros hiper-eutectoides por su elevado %C son empleados para la fabricación de
herramientas, aunque también pueden ser empleados para fabricar rodamientos y patrones de
calibración e instrumentos de medición.
2.3 Las propiedades mecánicas
Las propiedades mecánicas de los aceros en estado de equilibrio dependen de las fases
presentes en su microestructura y de su distribución.
La ferrita es blanda, poco resistente y muy deformable. La cementita es dura y muy frágil. La
perlita combina ambas propiedades y tiene buena resistencia y dureza, así como una
deformabilidad aceptable, puesto que en este agregado la ferrita es la fase continua.
Los aceros hipoeutectoides están constituidos por una estructura continua de granos de ferrita
en la que se intercalan colonias de perlita. Son, por tanto, bastante dúctiles y resistentes,
reduciendo su ductilidad y aumentando la resistencia mecánica y la dureza conforme aumenta
la proporción de perlita a medida que aumenta el contenido de carbono. Se han propuesto
diversas fórmulas para expresar la resistencia o la dureza de un acero hipoeutectoide enfriado
lentamente: unas en función de las proporciones de ferrita y perlita; otras, en función del
contenido de carbono. Citemos tan solo una de ellas:
R(kg/mnr) =
(%C)
29x (% ferrita )+ 8 1x (%perlita)= 0,8 -(%C)
+ 8 lx
= 29+ 65(%C)
29
100
0, 8
0, 8
39
Carlos Fosca
Metalurgia de la soldadura
Ejemplo
Determine la resistencia mecánica de un acero que contiene 0,5%C empleando la ecuación
anterior:
R(kg/mm
2
) = 29+65(o/oC), entonces R = 61,5 kg/mm2 (-610 MPa)
Estas fórmulas podrían considerarse bastante exactas si las características de la perlita fuesen
siempre las mismas, pero hemos visto que éstas vienen muy afectadas por su mayor o menor
finura. Pero, en todo caso, esas fórmulas proporcionan resultados utilizables.
Existen muchas otras fórmulas de tipo polinómico más complicadas para tener en cuenta el
efecto de los distintos elementos que intervienen en la aleación. Análogamente, se han
propuesto expresiones que relacionan el alargamiento con la carga de rotura; pero, en su
conjunto, todas estas fórmulas tienen escaso valor, pues las características de los aceros al
carbono enfriados lentamente pueden obtenerse con mayor aproximación de tablas elaboradas
sobre la base de estadísticas. Estas tablas dan también información sobre las propiedades de
los aceros hipereutectoides que, a causa de la distribución reticular de la cementita, no pueden
expresarse como función lineal del porcentaje de carbono. La Tabla 1.6 muestra algunas
propiedades mecánicas de los aceros en función del %C.
Hemos visto que un acero, al ser austenizado y enfriado muy lentamente (en la práctica esto se
logra dejando enfriar la pieza de acero dentro del horno en el que previamente es calentado),
adquiere una microestructura de ferrita y cementita en la forma de perlita (acero eutectoide),
ferrita y perlita (acero hipo-eutectoide) o perlita y cementita (acero hiper-eutectoide) según sea
el %C del acero.
Este calentamiento, mantenimiento a la temperatura de austenización y enfriamiento posterior
muy lento recibe el nombre de tratamiento térmico de "recocido". Cuando el mismo acero, en
vez de ser enfriado en el horno, es enfriado en el aire, recibe el nombre de tratamiento térmico
de "normalizado". Solamente esta pequeña diferencia en el enfriamiento puede provocar
importantes cambios en las propiedades mecánicas del acero. Observemos en la Tabla 1.6 que
la resistencia a la tracción de un acero de 0,4%C recocido es de 53 kg/mm2 en comparación
con 60 kg/mm2 para el mismo acero en su estado de normalizado. Esto nos da una idea de
cómo pueden ser modificadas las propiedades mecánicas del acero, variando las condiciones
de calentamiento y enfriamiento desde la temperatura en la que el acero se encuentra
austenizado.
40
Carlos Fosca
Metalurgia de la soldadura
Tabla 1.6 Resistencia a la tracción de los aceros al carbono recocidos y normalizados en función
del %C (kqlmm2')
%C
RESISTENCIA
A LA
TRACCIÓN
LÍMITE DE
FLUENCIA
% ALARGAMIENTO EN 2"
ESTRICCIÓN
%
DUREZA
BRINELL
71
64
48
33
22
26
39
25
90
115
145
190
220
195
200
215
71
60
43
28
18
11
6
3
90
120
165
220
260
295
315
300
RECOCIDOS
0,01
0,20
bA d
0,60
0,80
1,00
1,20
140
29
41
§3
67
81
76
72
70
13
25
31
35
37
37
36
35
47
37
30
23
15
22
24
19
NORMALIZADOS
0,01
0,20
Ó,40
0,60
0,80
1,00
1,20
1,40
32
45
pQ
77
94
107
108
104
18
32
�
42
49
70
70
67
45
35
27
19
13
7
3
1
41
Carlos Fosca
Metalurgia de la soldadura
RESUMEN
EL ACERO EN ESTADO DE EQUILIBRIO
+
Los aceros en estado de equilibrio presentan a 0,8%C y 723 ºC la reacción eutectoide:
austenita ,/ ferrita + cementita, que es una transformación reversible.
+
Los aceros se clasifican, de acuerdo a su contenido de carbono, en aceros hipo­
eutectoides (<0,8%C), eutectoides (0,8%C) e hiper-eutectoides (>0,8%C).
+
El acero eutectoide presenta en su microestructura 100 % de perlita a temperatura
ambiente.
+
El acero hipo-eutectoide está constituido por ferrita pro-eutectoide (primaria) + perlita a
temperatura ambiente.
+
El acero hiper-eutectoide está constituido por cementita pro-eutectoide (primaria) + perlita a
temperatura ambiente.
+
La ferrita es una solución sólida que no disuelve casi nada de carbono y tiene una muy baja
resistencia mecánica. Es magnética.
+
La austenita es una solución sólida más densa que la ferrita. Su conductividad eléctrica es
aproximadamente una décima parte de la de la ferrita y no es magnética. Posee una
resistencia mecánica mayor que la ferrita.
+
La cementita es la fase más dura del acero y tiene 6,67%C. Está presente en todos los
aceros a temperatura ambiente.
+
La perlita es el constituyente eutectoide constituido por láminas alternadas de ferrita y
cementita. Tiene una resistencia mecánica superior que la ferrita y austenita, pero es más
frágil (menos dúctil). Está presente en todos los aceros en estado de equilibrio a
temperaturas por debajo de 723 ºC.
+
Las propiedades mecánicas de la perlita están acondicionadas por la distancia entre
láminas. Perlitas finas tienen mejor resistencia mecánicas que perlitas gruesas.
+
La perlita puede globulizarse si se la calienta a temperaturas muy cercanas a los 723 º C. En
estas condiciones, la dureza y la resistencia mecánica del acero se reducen
apreciablemente.
+
La resistencia mecánica de los aceros en estado de equilibrio depende fundamentalmente
de su %C; ya que para cada %C, le corresponde una microestructura determinada.
+
El tratamiento de recocido consiste en un calentamiento a una temperatura de
austenización completa y un enfriamiento posterior muy lento dentro del horno.
+
El tratamiento de normalizado consiste en un calentamiento a una temperatura de
austenización completa y un enfriamiento posterior al aire.
+
Los aceros normalizados tienen mejores propiedades mecánicas que los aceros recocidos.
42
Metalurgia de la Soldadura
Carlos Fosca
3. LOS ACEROS FUERA DEL ESTADO DE EQUILIBRIO
3.1 Los tratamientos térmicos
Hasta ahora hemos analizado los fenómenos que se producen en los aceros durante los
enfriamientos muy lentos, cuasi reversibles, es decir, que se aproximan a un estado de
equilibrio, y hemos examinado los constituyentes y las fases que aparecen durante esas
transformaciones. El estado de equilibrio de un acero con un contenido de carbono dado, a una
temperatura también dada, queda perfectamente descrito por el diagrama de equilibrio Fe-C.
Sin embargo, hemos visto también que un acero de 0,4%C enfriado muy lentamente puede
tener una resistencia mecánica de 53 kg/mm2 (530 MPa) y que si Jo enfriamos algo más
rápidamente desde su estado austenítico, la resistencia mecánica aumentará. Esto es apenas
"la punta de iceberg" de lo que se puede hacer con las propiedades mecánicas del acero
cuando se Jo somete a determinados ciclos térmicos que son conocidos como "tratamientos
térmicos".
Si los aceros se enfriasen siempre de manera lenta, tendrían, a la temperatura ambiente, una
estructura que dependería exclusivamente de su porcentaje de carbono y, en definitiva, las
características mecánicas de un acero serían función tan sólo de su composición química. Si
necesitáramos algunas propiedades distintas del acero, tendríamos que recurrir a un acero de
composición diferente. La gama de propiedades que podrían ofrecer los aceros sería, en
consecuencia, muy reducida.
Pero un mismo acero puede ofrecer mucho más de Jo que hasta ahora hemos apreciado.
Desde los albores de la civilización, el hombre ha "aprendido" a transformar este metal dúctil y
trabajable en una herramienta extremadamente dura, capaz de partir en dos piezas de hierro.
Para lograr esto, los antiguos artesanos calentaban la pieza al rojo (temperatura a la cual el
acero alcanzaba su austenización) y luego, en vez de enfriarla lentamente, la sumergían en
agua agitada o en "orín de caballo". Los resultados fueron sorprendentes: el acero adquiría un
"temple" extraordinario, muy duro, resistente y difícil de deformarse. Han pasado muchos siglos
y el mismo principio, calentamiento y enfriamiento brusco, se continúa empleando para extraer
del acero cualidades que ninguna otra aleación industrial puede aún superar. Un acero
sometido a estos tratamientos térmicos puede alcanzar una resistencia mecánica 2,5 veces
mayor que en su condición de recocido.
43
Carlos Fosca
Metalurgia de la Soldadura
¿Qué es un tratamiento térmico?
Un tratamiento térmico es una secuencia de calentamiento, permanencia a la temperatura de
tratamiento y enfriamiento hasta la temperatura ambiente, elegidas adecuadamente para
conseguir determinadas propiedades en el material. La figura 1.27 ilustra un esquema de un
tratamiento térmico.
Temperatura
Temperatura de
tratamiento
permanencia
tiempo
Figura 1.27 Esquema del ciclo térmico y los parámetros de los tratamientos
térmicos
El secreto del notable incremento de las propiedades mecánicas del acero radica en los
cambios microestructurales que éste puede alcanzar en condiciones fuera de equilibrio.
¿Qué significa un acero en condiciones fuera de equilibrio?
Sabemos que un acero está en condiciones de equilibrio cuando es calentado y enfriado
muy lentamente de manera que las fases presentes en la microestructura corresponden a la
que establece el diagrama de equilibrio Fe-C. Si el acero es enfriado rápidamente (por ejemplo
enfriándolo al aire, en aceite o en agua), la microestructura que se obtiene de éste puede variar
mucho con respecto a la que se esperaría de acuerdo al diagrama de equilibrio. En estas
condiciones, se dice que el acero ha sufrido transformaciones fuera del equilibrio.
Los aceros que se calientan y enfrían en condiciones de equilibrio (calentando y enfriándolos
muy lentamente) sufren transformaciones reversibles (como la transformación eutectoide). En
cambio, los aceros que son enfriados rápidamente desde su temperatura de austenización
sufren transformaciones fuera de equilibrio que provocan transformaciones microestructurales
"irreversibles".
44
Metalurgia de la Soldadura
Carlos Fosca
La figura 1.28 ilustra la diferencia entre una transformación reversible y una irreversible.
Cuando la austenita es enfriada muy lentamente (en equilibrio), da origen a un nuevo
constituyente conocido como la "perlita". Si esta perlita se calienta hasta los 723 º C, se
transformará directamente en austenita (ver la ilustración de la izquierda). En cambio, en una
transformación irreversible, las transformaciones microestructurales durante el enfriamiento y
calentamiento posterior son diferentes.
austenita
austenita
8J 8J
enfriamient;\
I
calentamiento
austenita
constituyente 2
8J l c¿J
enfriamiento\
1
ca entam,ento
perlita
Transformación reversible:
Austenita� perlita� austenita
Transformación irreversible:
Austenita� constituyente 1� constituyente 2
Figura 1.28 Esquema que muestra la diferencia entre una transformación reversible y una irreversible
Cuando uno calienta el acero hasta alcanzar una temperatura en la cual esté completamente
austenizado y luego lo enfría hasta la temperatura ambiente, su resistencia mecánica se
incrementará conforme aumenta la velocidad de enfriamiento desde la temperatura de
austenización.
En la práctica, tenemos la posibilidad de modificar la estructura de los aceros sometiéndolos a
ciclos térmicos, a los que llamamos tratamientos térmicos, en los cuales las velocidades de
enfriamiento pueden variar entre límites muy amplios. De esta forma, un mismo acero puede
presentar, a temperatura ambiente, diferentes microestructuras, a las que corresponden
propiedades mecánicas igualmente distintas. Notamos así que, manteniendo invariable la
composición química de un acero, pueden alterarse significativamente sus propiedades
mecánicas mediante los tratamientos térmicos.
Las estructuras que se consiguen en los aceros mediante la mayor parte de los tratamientos
térmicos que implican transformaciones irreversibles no son estructuras de equilibrio; sino
que han de considerarse inestables, es decir, que en presencia de ligeros calentamientos
pueden sufrir grandes cambios. Sin embargo, a la temperatura ambiente, muestran una gran
estabilidad, lo que hace posible el uso permanente de los aceros en estos estados. Por el
contrario, si se eleva la temperatura de los aceros así tratados, favoreciéndose con ello la
45
Metalurgia de la Soldadura
Carlos Fosca
difusión, se facilitan las transformaciones en estado sólido y se hace evidente su tendencia a
evolucionar espontáneamente hacia formas más próximas al equilibrio, lo que da lugar a
modificaciones en la estructura inicial de la aleación y, con ello, en sus propiedades mecánicas.
3.2 Las transformaciones de la austenita
La austenita es la fase "clave" para casi todos los tratamientos térmicos del acero. Ella es el
punto de partida de aquellos tratamientos térmicos que impliquen una transformación
microestructural en estado sólido del acero.
Los tratamientos térmicos como el recocido, normalizado y el temple, se inician con un
calentamiento del acero hasta una temperatura a la cual la microestructura de equilibrio es la
austenita, manteniéndose el material a esa temperatura el tiempo suficiente para lograr su
austenización completa (figura 1.27). Con ello se hace desaparecer cualquier microestructura
anterior para luego, mediante enfriamientos adecuados, transformar el acero a una gran
variedad de microestructuras (y de propiedades mecánicas).
Resulta, entonces, evidente que, para entender bien el fundamento de los tratamientos
térmicos de los aceros, es necesario entender también las diferentes transformaciones que
presenta la austenita.
3.2.1 Las transformaciones de la austenita a velocidades de enfriamiento superiores a la
de equilibrio.
Como se mencionó anteriormente, el diagrama de equilibrio Fe-C sirve para predecir la
microestructura de los aceros que han sido enfriados muy lentamente hasta la temperatura
ambiente. Si el enfriamiento fuese algo más rápido, se modificaría el diagrama Fe-C,
obteniéndose valores menores para la temperatura A 1 y la composición química de la reacción
eutectoide comienza a cambiar sustancialmente, haciéndose necesario un diagrama de fases
diferente para cada condición de enfriamiento.
Estas nuevas microestructuras fuera de equilibrio dependen de la velocidad de enfriamiento del
acero "austenizado". Así, con enfriamientos muy lentos, la austenita se transforma en
constituyentes laminares como la perlita y con otros mas rápidos, la transformación se produce
a temperaturas algo más bajas, formándose perlita media o fina (figura 1.29 a).
Cuando las velocidades de enfriamiento se incrementan, la microestructura del acero empieza
a presentar un nuevo constituyente denominado "bainita" (en nombre a Bain, quien fue el
primero en clasificar este constituyente), que tiene una morfología de tipo acicular (ver figura
46
Metalurgia de la Soldadura
Carlos Fosca
1.29 b), donde las agujas están constituidas por ferrita con carburos finamente dispersos. La
bainita es un constituyente de mayor dureza que la perlita pero mucho más tenaz (absorbe
mejor las cargas de impacto).
Aumentando aún más la velocidad de enfriamiento, se consigue un nuevo constituyente más
duro que la bainita y de morfología acicular (figura 1.29 c), conocido con el nombre de
martensita (en honor al metalógrafo alemán Martens).
En resumen, cuando el enfriamiento del acero desde el estado austenítico se realiza a
velocidades que producen condiciones fuera de equilibrio, la austenita se transforma en una
serie de microestructuras que van desde aquellas de tipo laminar, como el constituyente
perlítico, a estructuras de forma acicular (agujas), como la martensita, cuando la velocidad de
enfriamiento es alta.
Para comprender mejor todas estas transformaciones fuera de equilibrio, debemos analizar
primero las transformaciones isotérmicas de la austenita.
3.3 La transformación isotérmica de la austenita: Las curvas TTT o de la "S"
Los aceristas norteamericanos Bain y Davenport de la United States Steel Co. decidieron
investigar, en la década de los 20, las transformaciones fuera de equilibrio del acero
enfriándolo isotérmicamente desde la temperatura de austenización. Así estudiaron la
transformación isotérmica de la austenita a diversas temperaturas, examinando los nuevos
microconstituyentes que se formaban según sea la temperatura a la que se transformaba la
austenita. Sus conclusiones condujeron al trazado de las famosas curvas de la "S" de
transformación isotérmica de la austenita, llamadas también curvas TTI (Temperatura, Tiempo,
Transformación) que se publicaron por primera vez en 1930. El nombre de curvas de la "S"
47
Metalurgia de la Soldadura
Carlos Fosca
obedece a la forma que muestran estas curvas en el caso de un acero al carbono eutectoide
(0,8%C), que fue el elegido por estos investigadores para sus primeros trabajos. En aceros
aleados, la forma de las curvas llega a diferir por completo de la de una "S". Sin embargo, el
nombre se sigue conservando hasta nuestros días.
Temperatura
Curva TTT
723 ºC
: región la
: austenita aún
: es estable
.
En e ta región la
austenita ya ha
sido
transformada
Curva de
enfriamiento
isotérmica
Inicio de la transformación
Isotérmica de la austenita
Fin de la transformación
isotérmica de la austenita
Tiempo (s)
Figura 1.30 Esquema de una curva TTT de un acero al carbono de 0,8%C
En la figura 1.30, se muestra la curva TTT para un acero de 0,8%C y una curva de enfriamiento
isotérmico (líneas puntedas). En ella se puede apreciar que, para alcanzar la transformación
isotérmica de la austenita, el acero es enfriado desde la temperatura de austenización a una
temperatura inferior a Ac1 (723 ºC), para lo cual es importante que el enfriamiento en esta
primera etapa sea rápido. Para conseguir ese efecto, se enfría el acero en un baño de sales
fundidas (que es un medio conductor del calor muy bueno) y se lo mantiene en él el tiempo
necesario para que ocurra la transformación de la austenita.
Esta transformación ocurre isotérmicamente, es decir, manteniéndolo a una temperatura
determinada. Al cabo de cierto tiempo (indicado por t1 en la curva de la figura 1.30), se inicia la
transformación de la austenita, la cual continúa durante un lapso de tiempo hasta completarse
totalmente (tiempo t2 indicado en la figura 1.30). Después de ese periodo de tiempo, la
austenita no existe más en el acero (a esa temperatura), habiéndose transformado en un nuevo
constituyente, el cual se mantendrá estable hasta la temperatura ambiente.
48
Carlos Fosca
Metalurgia de la Soldadura
En una curva TTI, se pueden advertir claramente tres regiones en función de los
constituyentes microestructurales que se forman de la transformación de la austenita (ver figura
1.31 ):
600
500
400
300
..
.
..
.
Temperatura
A1 = 723 ºC
Austenita
Estructuras laminares
· ···· ········· ·(tipo e
)
··
p
r
.
Ms
Austenita (A)
Estructuras
bainíticas
..
..
.
B+ M :
Región de estabilidad de la
martensita /M)
¡ _________________..................................
200
Mf
......t .....
La microestructura
se mantiene
invariable cuando la
transformación de la
austenita ha sido
completada
Tiempo (s)
Figura 1.31 Esquema de una curva TTT mostrando las regiones de los nuevos microconstituyentes
1.
2.
3.
Zona de formación de la perlita (estructuras laminares) (de A1 a 550 º C)
Zona de formación de la bainita (estructuras aciculares) (de 550º C a 230 º C)
Zona de formación de la martensita (de Ms a Mf)
Es importante aclarar que la última zona correspondiente a la de formación de martensita no es
el resultado de una transformación isotérmica de la austenita; sino, por el contrario, es de
naturaleza "atérmica", pero suele indicarse en los diagramas TTI, pues limita la región inferior
de la transformación bainítica y permite, además, visualizar, en un solo diagrama, todas las
posibles transformaciones del acero fuera de las condiciones de equilibrio.
3.3.1 Zona de formación de la perlita (de A1 a 550 º C)
A temperaturas ligeramente inferiores a A1 (723º C), tanto el tiempo de incubación como el de
transformación de la austenita son largos. A medida que la temperatura baja, la transformación
se inicia antes y dura menos. Esto se explica porque cuanto más baja es la temperatura a que
se lleva la austenita, más alejada se encuentra ésta de las condiciones de equilibrio y más
fuerte es su tendencia a transformarse. Sin embargo, conforme se desciende más la
49
Metalurgia de la Soldadura
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temperatura de transformación isotérmica, la velocidad de difusión decrece, haciéndola más
lenta. Es por ello que en el rango de temperaturas entre A 1 y 550° predomina el primer efecto,
produciéndose un acercamiento de la curva de transformación hacia tiempos menores y luego,
por debajo de los 550 º C, la transformación se hace más lenta, desplazándose la curva hacia
tiempos mayores.
A temperaturas próximas a A 1 , la austenita se transforma en perlita gruesa y, por tanto, muy
blanda. Conforme se desciende la temperatura de transformación isotérmica, la austenita se va
transformando en perlitas menos gruesas (medias) hasta llegar a finas.
'-----'----·w----·1----�----P-
10
l
º¡_�_'.. ____10;......,..___
4
T1i:'m¡}()bl
Figura 1.32 Parte del diagrama TIT de un acero eutectoide en el que se indica la transformación
isotérmica de la austenita en estructuras perlíticas
En los aceros eutectoides (0,8%C) en los que no se presenta la fase proeutectoide, los nódulos
de perlita crecen a partir de los límites de grano de la austenita, cuyo rastro se pierde, llegando
a alcanzar estos nódulos un tamaño mayor que el de los primitivos granos de austenita (ver
figura 1.32).
50
Metalurgia de la Soldadura
Carlos Fosca
°
°
3.3.2 Zona de formación de la bainita (de 550 C a 230 C)
°
A partir de los 550 C, el descenso de la temperatura de transformación de la austenita acarrea
un aumento del tiempo de nucleación y una mayor duración para el inicio de la transformación.
Por ello, esta región de la curva se desplaza a tiempos mayores (a la derecha).
A
temperaturas
de
transformación
comprendidas
entre
los
550 º C
y
los
230 º C
aproximadamente, aparecen una serie de estructuras que varían de una manera continua,
compuestas todas ellas por agregados muy finos de carburos y ferrita. Se aplica a todas ellas
la denominación general de bainita, aun cuando su apariencia se modifica sustancialmente
con la temperatura de formación A temperaturas del orden de los 500 º C - 450 º C, la bainita
presenta un aspecto que recuerda el de las plumas de ave (figura 1.29 b), en tanto que aquella
que es formada entre 400 º C y 250 º C muestra una clara estructura acicular que se distingue
difícilmente de la martensita. La primera suele designarse como bainita superior y la segunda
como bainita inferior. Existen naturalmente bainitas de temperaturas intermedias que pueden
incluirse en uno u otro grupo según el criterio subjetivo del observador.
A medida que la temperatura de formación de la bainita es más baja, las partículas de carburos
son más finas y la dureza del constituyente es mayor. Las bainitas difieren sensiblemente de la
perlita, no sólo en apariencia, sino incluso en el mecanismo de formación.
Para conseguir una estructura completamente bainítica en el acero, se debe efectuar
necesariamente un tratamiento isotérmico que corte totalmente la curva TTI a una temperatura
comprendida entre 300 º C y 500 º C. Sólo en estas condiciones la microestructura del acero a
temperatura ambiente será 100% bainita. Este tratamiento isotérmico recibe el nombre de
"Austempering" o temple bainítico. No es posible conseguir 100% de bainita en un acero
mediante un enfriamiento continuo; éste debe ser forzosamente un enfriamiento isotérmico.
La microestructura bainítica provee al acero de unas inusuales propiedades mecánicas, pues
con ella se logran alcanzar elevados valores de dureza y, además, altos valores de tenacidad.
Normalmente la dureza y la tenacidad son propiedades antagónicas, es decir, un material muy
duro es poco tenaz y, más bien, muy frágil. Con 100% de bainita en la microestructura del
acero se pueden alcanzar muy buenas propiedades mecánicas como se puede observar en la
Tabla 1.7.
En la Tabla 1.7, se aprecian las propiedades mecánicas de un mismo acero con dos
microestructuras diferentes. La primera constituida por bainita a través de un tratamiento de
austempering y la segunda constituida por "martensita revenida" lograda mediante un
tratamiento de temple y revenido. En ambos casos, las condiciones de los tratamientos
51
Metalurgia de la Soldadura
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térmicos fueron elegidas de modo que ambas microestructuras presenten la misma dureza (50
HRC). En esas condiciones, se aprecia claramente que el austempering le otorga al acero una
tenacidad (resistencia al impacto) nueve veces más alta que en el caso del temple y revenido.
Esta mejora sustancial de la tenacidad del acero a través de una microestructura bainítica ha
sido observada especialmente en aceros de más de 0,5%C. En aceros de menor %C, los
resultados no son tan satisfactorios, siendo algunas veces el tratamiento de temple y revenido
mejor que el austempering.
Tabla 1.7 Comparación entre las propiedades mecánicas
obtenidas mediante tratamiento térmico de
º
austempennq v med ,ante temp 1 e v reven,ºdo
Tratamiento
Austempering
Temple y Revenido
50,4
50,2
198
170
90
107
1,9%
0,3%
9,5
1,25
Dureza (HRC)
Resistencia a la tracción (kg/mm
2
Límite elástico (kg/mm
2
)
)
Alargamiento
2
Resistencia al impacto (kg.cm/cm
)
3.3.3 Zona de formación de la martensita (temperaturas debajo de Ms)
Si la austenita se enfría bruscamente desde una temperatura mayor a 723 º C hasta una
temperatura inferior a 230 º C, se transformará en un nuevo constituyente que llamamos
martensita. El fenómeno difiere por completo de los que se producen a temperaturas más
elevadas. La transformación martensítica es instantánea y no progresa, por tanto, con el tiempo
(es una transformación sin difusión).
El porcentaje de austenita, que a cada temperatura por debajo de Ms se transforma en
martensita, depende exclusivamente de esa temperatura y no del tiempo de permanencia en
ella (ver figura 1.33). Si enfriamos la austenita, por ejemplo, a 180 ºC, se transformará una
cierta proporción de ella en martensita y si se mantiene el acero a esa temperatura, la
formación de martensita no proseguirá, a menos que la temperatura siga descendiendo. Las
temperaturas a las que comienza y termina la transformación de la austenita en martensita se
designan, en general, como M5 y M t respectivamente.
Para que la austenita se transforme totalmente en martensita se requieren velocidades de
enfriamiento elevadas de manera que no sea posible alguna otra transformación parcial de la
austenita en los constituyentes antes descritos.
52
Carlos Fosca
Metalurgia de la Soldadura
600
500
400
300
La
martensita
se produce
de manera
instantánea
(atérmica)
200
..
.. Austenita
..
..
..
..
..
..
: 0%M
A1 = 723º C
Transformación
isotérmica:
La transformación se da
en el tiempo
Transformación martensítica
del acero no se produce
isotérmicamente
1-.....IJ,--------------��,.,.."'···· ······ · ····················· ........................................ .....
: 20%M
.
..
.
100%M ;
� .•.........•.....••.. �
:
..
.
Mf
� 50%8 +50%M
Tiempo (s)
Figura 1.33 Esquema de una curva TIT mostrando la región de la transformación martensítica
Puesto que la formación de martensita es instantánea, tendrá lugar sin difusión del carbono
y, por tanto, sin que se produzca la precipitación de carburos. Esta es la característica
fundamental de la transformación martensítica. En consecuencia, los carburos visibles al
microscopio óptico en la perlita, o bien observables con el microscopio electrónico en la bainita,
no se encuentran presentes en la martensita recién formada. Este constituyente, que se
colorea de blanco con los reactivos ácidos, forma placas que guardan determinadas relaciones
de posición con los cristales de austenita. Estas placas, al ser seccionadas por el plano pulido
de la muestra, aparecen al observador en forma de agujas (figura 1.29 c).
La martensita es, en realidad, una solución sólida sobresaturada de carbono en hierro a.
(ferrita). Imaginemos que enfriamos rápidamente un acero de 0,5%C desde una temperatura
de austenización. En estas condiciones, no hay tiempo suficiente para que los átomos de C se
difundan y viajen a través de la red cristalina, por lo que la estructura final es una ferrita con el
mismo %C que la austenita que le dio origen, es decir, 0,5%C. Recordemos ahora que la ferrita
en condiciones de equilibrio (de acuerdo al diagrama Fe-C) contiene menos de 0,008%C a
temperatura ambiente, con lo cual esta nueva ferrita se encuentra sobresaturada de carbono.
Esto genera naturalmente una gran distorsión en la red cristalina, lo que produce un incremento
notable de la dureza del acero. Cuanto mayor distorsión se provoque en la red cristalina por
sobresaturación de carbono, mayor será la dureza de la martensita. Asimismo, la
53
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transformación de la austenita en martensita se produce con un aumento en el volumen
específico del acero de aproximadamente un 4% y una dilatación lineal de 1,3%.
La martensita es el constituyente más duro de los aceros después de la cementita. Su dureza
depende de su contenido de carbono y casi no se ve afectada por los elementos de aleación.
El temple del acero
Templar un acero significa calentarlo hasta una temperatura adecuada el tiempo suficiente y
luego enfriarlo lo suficientemente rápido para conseguir una estructura martensítica.
Dado que la austenita es el constituyente del acero que da origen a la martensita, es necesario
calentar el acero hasta formar esta fase. La figura 1.34 muestra el rango de temperaturas
recomendadas para templar los aceros al carbono o de baja aleación.
r
·
DUREZA MARTENSITICA
70
Austenita (y)
900
1
·
;
i -t---·:·---
�
·-··-· -i---····
800
HRC
,
•
100
¡
700
60
600
500
Temperatura
de temple
400
50
300
40
200
100
0,2
º·"
0,6
0,8
1,0
1,2 ·,. e
30
r
Contenido de
martensita en el acero
if- ·
I
L__¡__.c_..L.--'-��-'--��'--�'��-'
0,1 0,2
0,3 0,4 0,5 0,6 0,7
0,8
0,9 %C
Figura 1.34 (Izquierda) Diagrama Fe-C indicando la región de temperatura de temple recomendadas.
(Derecha) Curvas de dureza de un acero templado en función del %C y del contenido de martensita en
su microestructura
La figura 1.34 (derecha) muestra las curvas de dureza de aceros templados en función del %C
para diferentes contenidos de martensita en su microestructura. Podemos observar que
conforme aumenta el %C, la dureza de la martensita ( y la del acero templado) aumentan hasta
alcanzar un valor máximo a 0,8%C. Este gráfico es muy importante, pues nos permite conocer
si después de un temple hemos conseguido en el acero una microestructura completamente
martensítica.
54
Carlos Fosca
Metalurgia de la Soldadura
Es interesante resaltar que la dureza de la martensita depende exclusivamente del %C del
acero y no de los elementos de aleación. Así, un acero de 0,2%C alcanzará, después de un
temple perfecto (100% martensita), una dureza de 45 HRC aproximadamente. Sin embargo,
como veremos más adelante, este acero es muy difícil de templar, llegándose a alcanzar en la
práctica contenidos inferiores al 50% martensita (33 HRC).
Un acero templado (100% martensita) no tiene ninguna aplicación práctica, pues es tan frágil
que no soportaría golpes o cargas de impacto y es tan inestable que puede provocar fácilmente
cambios físicos o dimensionales que afecten las características tecnológicas del componente
fabricado con él. Para poder utilizarlo, se debe calentar posteriormente el acero templado,
favoreciendo la transformación de la martensita en estructuras menos duras (más tenaces).
Este tratamiento, de gran importancia industrial, se llama revenido.
El temple y revenido
Cuando templamos correctamente un acero, logramos que se produzca en él una variación
muy importante de sus propiedades mecánicas a través de la transformación de la austenita en
martensita.
La martensita es, después de la cementita, el constituyente más duro del acero y, frente a este
último, tiene la ventaja de ser un constituyente masivo, es decir, puede estar presente en un
100% en la microestructura del acero y, además, puede permitirnos alcanzar una gama de
propiedades mecánicas, sometiendo posteriomente el acero templado a un tratamiento térmico
de revenido.
El tratamiento de revenido consiste en calentar un acero a una temperatura entre 100 º y 650 ºC
(<723 ºC) a fin de alcanzar la propiedades mecánicas óptimas que requiere el acero en función
de su aplicacion en servicio.
El revenido transforma la martensita obtenida durante el temple en microestructuras más
estables, constituidas principalmente por ferrita y carburos con morfologías que van cambiando
conforme se eleva la temperatura de revenido, tal y como se puede apreciar en la figura 1.35.
La figura 1.35 muestra diferentes microestructuras de un acero templado y revenido a
diferentes
temperaturas.
Conforme la
temperatura
de revenido se
incrementa,
la
microestructura de forma "acicular" de la martensita (foto izquierda) va desapareciendo con la
temperatura para dejar paso a una estructura constituida por ferrita y carburos globulares (foto
derecha) cuando el revenido se realiza a una temperatura cercana a los 700 ºC. Temperaturas
55
Metalurgia de la Soldadura
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de revenido más altas no tienen sentido, pues llegaríamos nuevamente a austenizar el acero
con lo que el efecto del temple en la microestructura desaparece completamente.
Figura 1.35 Micrografias mostrando las variaciones que sufre la martensita revenida a diferentes
temperaturas
El tratamiento de revenido permite lograr una gama de propiedades mecánicas en el acero
templado según sea la temperatura de revenido elegida. Cuando se emplea revenidos a
temperaturas elevadas (500 º -600 º C), se consigue un buen compromiso entre resistencia
mecánica y tenacidad (resiliencia); mientras que con revenidos a bajas temperaturas (150 º 200 º C), se consiguen durezas elevadas, especialmente apropiadas para resistir al desgaste o
para la fabricación de herramientas de corte.
Es importante mencionar que un acero templado y revenido posee la mejor combinación de
propiedades mecánicas que se pueden alcanzar en un acero de bajo %C (< 0,5%). Pero la
condición indispensable para lograr ello es que el acero sea primero templado correctamente,
es decir, que tenga en su microestructura - en la medida de lo posible - 100% martensita.
Si el acero después del temple exhibe en su microestructura bajos % de martensita, cuando
sea posteriormente revenido, sus propiedades mecánicas serán muy inferiores a las previstas,
especialmente su tenacidad (resiliencia). Por ello, resulta muy importante que se elija
correctamente la temperatura de temple y el medio de enfriamiento que garantice un contenido
masivo de martensita en el acero templado.
56
Metalurgia de la Soldadura
Carlos Fosca
La figura 1.36 muestra cómo varían las propiedades mecánicas de un acero del tipo AISI 4140
(acero de 0,4%C aleado al Cr-Mo) con el tratamiento de revenido. Estas curvas nos permiten
elegir la temperatura de revenido necesaria para conseguir la resistencia o dureza requerida.
1800 ,------.-----�------�--�
1600 >----------------+-----<
�
1400 r-----i-----,...----+---- ·- ----1
·u
100
80
400
450
500
550
600
.�
(/)
�
LI")
650
Temperatura de revenido en ºC
Figura 1.36 Influencia de la temperatura de revenido en las propiedades mecánicas del
acero AISI 4140 (acero al Cr-Mo)
Ejemplo
Determine la temperatura de temple y de revenido para lograr una resistencia a la tracción de
1000 MPa en un acero de baja aleación del tipo AISI 4140 (0,4%C).
Solución
1. Teniendo en cuenta el diagrama Fe-C, es posible elegir la temperatura de temple para
aceros al carbono y de baja aleación. Para el acero de 0,4%C, la temperatura de temple
sería 860º C (ver figura 1.37 izquierda).
2.
Desde esa temperatura, el acero es templado y luego revenido.
3.
La temperatura de revenido es elegida a partir de las propiedades mecánicas (1000 MPa)
requeridas en el acero empleando el diagrama de revenido correspondiente a la aleación,
obteniéndose una temperatura de 580ºC.
57
Carlos Fosca
Metalurgia de la Soldadura
1----+----1----·�----t---·
1800 �--�--�--- --� --�
.
¡
1600
14001-----+----.-----+---�----<
Temperatura de
ternple : 860 ºC
900
800
700
600
5,00
400
4 00
300
200
450
650
a+ Fe3 C
100
Temperatura de revenido= 580º C
0,2
0,4
0,6
o,a
1,0
Figura 1.37
Como vemos, resulta sencillo, en teoría, ejecutar un tratamiento térmico de temple y revenido a
un acero conociendo de él su %C y las propiedades mecánicas que se requieren.
Sin embargo, hemos partido de la premisa de haber ejecutado correctamente el temple en el
acero. Dado que la temperatura ha sido correctamente elegida, no queda más que enfriar
rápidamente el acero para conseguir la transformación martensítica.
Pero, ¿qué significa enfriar rápido? ¿Cuán rápido debe ser? ¿Será suficiente enfriar el acero en
aceite o será necesario enfriarlo en agua?
Primero, es necesario recordar que el objetivo del temple es transformar masivamente la
austenita en martensita y eso significa que se debe evitar la transformación parcial de la
austenita en otros microconstituyentes (ferrita, perlita, bainita) a través de un enfriamiento lo
suficientemente rápido para no cortar en ningún punto a la curva TTT del acero. Ello se
consigue si la velocidad de enfriamiento es, como mínimo, igual a aquella velocidad que es
tangente a la nariz de la curva TTI. Esta velocidad recibe el nombre de velocidad crítica de
temple (VCT).
La figura 1.38 ilustra esta condición en la que si enfriamos a una velocidad mayor a VCT,
lograremos alcanzar un temple "perfecto".
58
Carlos Fosca
Metalurgia de la Soldadura
Temperatura .----------,
Velocidad
Cualquier
velocidad de
enfriamiento >
VCT producirá
transformación
martensítica
Curva TTT
723 º C
Para lograr 100%
martensita es
necesario atravesar
las dos temperaturas
Ms y Mf
Curvas de
enfriamiento
Tiempo (s)
Figura 1.38 Esquema de una curva TTT a través de la cual se puede determinar la
velocidad crítica de temple
Una velocidad de enfriamiento cada vez mayor a la VCT no ejerce mayor influencia en la
transformación martensítica, es decir, en cualquiera de estas condiciones (Vtemple > VCT)
obtendremos una estructura martensítica con la misma dureza. Por ello, se recomienda templar
el acero con la velocidad más cercana a la VCT; pues enfriar más rápido no trae mayores
beneficios y, por el contrario, puede provocar mayor distorsión en las piezas durante el temple
o la aparición de peligrosas tensiones residuales que pueden incluso agrietar el acero durante y
después del temple.
3.4 Influencia de los elementos de aleación sobre la transformación isotérmica de la
austenita
Los elementos de aleación modifican de manera importante la curva de TTT de un acero. En
términos generales, se puede decir que la mayoría de aleantes del acero desplaza la curva
TTT hacia tiempos mayores. Es decir, la transformación isotérmica de la austenita se inicia más
tarde y se realiza a velocidad más baja (el cobalto constituye una notable excepción, pues este
elemento produce efectos contrarios a los descritos).
Una primera consecuencia importante de esto es que, en aceros aleados, las curvas TTI se
encuentran más desplazadas hacia la derecha del diagrama que las de los aceros al carbono
59
Metalurgia de la Soldadura
Carlos Fosca
con lo que, en los aceros aleados, la VCT disminuye. Un acero que posee una VCT menor
significa que se puede templar con más facilidad, es decir, un eje fabricado con un acero
aleado puede templarse al aceite, mientras que el mismo eje fabricado con un acero al carbono
(del mismo %C) requeriría un enfriamiento más brusco, en agua, para conseguir un temple
correcto. Esta habilidad que tiene el acero para poder templarse recibe el nombre de
"templabilidad".
Los aceros aleados son más templables que los aceros al carbono.
Aumentando el porcentaje de carbono hasta el valor del eutectoide (0,8%), se retrasa la
transformación perlítica (la curva TTT se mueve a la derecha); pero excediendo ese valor, se
acortan los tiempos de incubación y se acelera la transformación (la curva TTT se mueve a la
izquierda). Sin embargo, la transformación bainítica se retrasa siempre al aumentar el % de
carbono.
Tal como se observa en la figura 1.39, los distintos elementos de aleación tienen efectos
diferentes sobre la transformación isotérmica de la austenita. El níquel y el manganeso
retrasan tanto la transformación perlítica como la bainítica de manera relativamente
uniforme a todas las temperaturas. El cobre y el silicio producen efectos análogos pero
mucho más débiles. El cobalto acelera las transformaciones a todas las temperaturas (y, por
tanto, reduce la templabilidad).
El molibdeno y el cromo retrasan muy notablemente la transformación perlítica
(aumentan la templabilidad) y, en medida mucho menor, la bainítica, con lo que aparecen
dos codos o narices en las curvas de la S (figura 1.40).
La acción combinada de dos o más elementos de aleación sobre la transformación isotérmica
de la austenita es difícil de esclarecer y se precisa todavía un gran esfuerzo de investigación
sistemática para poder obtener conclusiones sobre la forma en que la acción de un elemento
se ve reforzada o debilitada por la presencia de otro. Existe, sin embargo, la certidumbre de
que ciertas asociaciones son particularmente efectivas para aumentar los tiempos de
transformación en las zonas perlíticas y bainítica. Se sabe así que el níquel en presencia de
manganeso, cromo o molibdeno retrasa el comienzo de la transformación isotérmica en
mucha mayor medida que si se encuentra solo. Análogamente, la acción de esos elementos se
refuerza notablemente si el acero contiene níquel. Existe la evidencia de que la adición de un
0,3% de molibdeno es dos veces más eficaz para retrasar la transformación de la austenita
cuando el acero contiene un 3% de níquel que si el acero contiene 1% de cromo.
60
Carlos Fosca
Metalurgia de la Soldadura
A,
e
'Mn
Ni
Aumento de Ca D.8%
temperatura de tempie
-- elevada
C. Mo. Mn. Cr. Ni
Aceros no aleados
-
- Aumento de C a más de
0.8%
ba1a temperatura de
temple
Co
e
Mo
Cr '
Mn
N1
V
C. Mn, Mo. Nt_ Cr
- iemperawra oe temple
elevada
Aceros Cr-N1
Aceros al Cr-N,-Mo
de baja aleación
_ 8a¡a temperatura de
temple
Ms
Martens1ta
C, Mn, Cr, �fo. N1
temperatura de
temple elevada
Co, Al. V
ba¡a temperatura
de temple
Ms
Ml
Aceros con contenidos
de C. Mo. yV más
elevados
Tiempo
Fuente: Bohler, "Manual de Aceros", pag. 13
Figura 1.39 Esquema en el que se indican los parámetros que influyen en las curvas TTT de los aceros
Debe insistirse en el hecho de que la influencia de los elementos de aleación contenidos en el
acero sobre la transformación de la austenita sólo se deja sentir si se encuentran disueltos en
ella. Si, por el contrario, están presentes en forma de carburos dispersos, no afectan para nada
al comportamiento de la austenita, cuya concentración en esos elementos será muy baja.
3.5 Influencia del tamaño del grano sobre la transformación isotérmica de la austenita
Se ha comprobado que el aumento del tamaño del grano austenítico hace aumentar los
tiempos para inicio de transformación de la austenita en la zona perlítica, al reducir el área total
de las superficies límite de grano en que se inicia la nucleación de carburos para la formación
de la perlita. A mayor tamaño de grano, corresponden, pues, velocidades críticas de temple
menores (aumenta la templabilidad) como se puede apreciar en la figura 1.41. Sin embargo, el
tamaño del grano austenítico tiene un efecto muy reducido sobre la formación de la bainita.
61
Carlos Fosca
Metalurgia de la Soldadura
Chromium-Molybdenum Steels: 4140
ºC
ºF
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Nariz perlítica
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700
10
20
600
Zona perlítica
29
- 29
37
Zona bainítica
44
51
Nariz bainítica
1 WEEK 61
.
1-.
106
TIME - SECONDS
Figura 1.40 Curvas TIT de un acero hipoeutectoide aleado al Cr-Mo que presenta una segunda nariz en
la curva correspondiente a la transformación isotérmica de la austenita en bainita
Grano fino
Grano grueso
Con grano grueso la curva
TIT se desplaza hacia la
derecha
Figura 1.41 El tamaño de grano de la austenita influye en la curva TIT, desplazándola hacia la
derecha cuando éste aumenta. Ello facilita el temple del acero, es decir, aumenta su templabilidad.
La influencia del tamaño del grano sobre la transformación de la austenita debe ser tenida en
consideración para explicar, a veces, el comportamiento del acero en el tratamiento térmico;
pero no es un factor con el que se cuente en la práctica para influir sobre ese comportamiento.
62
Metalurgia de la Soldadura
Carlos Fosca
En todo caso, son preferibles los aceros de grano fino, dadas las mejores características
mecánicas que ofrecen sobre los de grano grueso, cuya única ventaja podría ser una
templabilidad mejorada. Esta importante cualidad se ajusta, no obstante, buscando una
composición adecuada del material y no un grano grueso.
Aceros de grano austenítico grueso tienen una mayor templabilidad que los aceros de grano
fino; sin embargo, los aceros de grano fino presentan mejores propiedades mecánicas que los
de grano grueso y, por esta razón, se recomiendan para la fabricación de elementos mecánicos
y herramientas de calidad.
3.6 Influencia de los elementos de aleación sobre la transformación martensítica
El efecto estabilizador de la austenita producido por los elementos de aleación disueltos en ella
se manifiesta también en el desplazamiento de las temperaturas de transformación
martensítica Ms y M1 a valores más bajos, lo cual ocasiona un aumento del dominio de la zona
de estabilidad de la austenita en la curva TTT.
Se han propuesto diversas fórmulas empíricas que permiten calcular Ms cuando se conoce la
composición del acero. A continuación, presentamos una expresión de uso frecuente que da el
valor de la temperatura Ms con un error no superior a 30°C para los aceros de baja aleación y
recoge la influencia de los elementos más importantes.
Ms (°C) = 500 - 322 (%C) - 33 (%Mn) - 22 (%Cr) - 16,7 (%Ni) - 11 (%Si) - 11 (%Mo)
Observando esta ecuación, podemos reconocer claramente el importante papel que juega el
%C del acero sobre la temperatura Ms, que tiene el factor multiplicador más alto en la ecuación
(322) y es el elemento que en mayor medida modifica la curva TTT. Vemos, pues, que en
general, todos los elementos de aleación y especialmente el C bajan la temperatura de inicio
de transformación martensítica.
El establecimiento de una fórmula aproximada que proporciona los valores de M1 en función de
la composición reviste mayor dificultad que una para la temperatura M s, dada la incertidumbre
con que puede determinarse M1. La temperatura de fin de la transformación martensítica (M1)
tiene gran interés en el estudio del temple, pues ella condiciona la cantidad de martensita que
finalmente puede obtenerse luego de un temple perfecto.
63
Metalurgia de la Soldadura
Carlos Fosca
Supongamos que templamos un acero cuya temperatura Mf es de 1OO º C. Para templarlo
enfriamos el acero violentamente en agua a 20 ºC, consiguiendo con ello alcanzar en cada
punto del material una velocidad de enfriamiento>VCT. Si ahora templamos de manera similar
(enfriando violentamente a 20 º C) un acero cuya temperatura Mf es de O º C, veremos que luego
del temple y a pesar de que hemos conseguido que el material se enfríe a una velocidad>VCT,
el acero no alcanzará la transformación de la austenita en 100% martensita. Ello se debe a que
el enfriamiento lo hemos realizado hasta unos 20 ºC y recién a O º C se consigue la formación de
100% martensita.
El resultado es que. dependiendo del valor de la temperatura Mf, tendremos una mayor o
menor formación de martensita en el acero templado correctamente. Pero, ¿si no se forma
100% martensita, qué microestructura es la que presenta el acero en estas condiciones?
Sabiendo que la austenita se transforma totalmente a martensita si el enfriamiento se realiza de
manera adecuada (V1emp1 e > VCT) y se logran atravesar completamente las temperaturas Ms y
Mf, entonces, en caso de que la temperatura Mf esté por debajo de la temperatura del medio
de enfriamiento, resulta evidente que no será posible lograr una transformación completa de la
austenita en martensita y la microestructura estaría constituida por martensita + austenita
retenida.
La austenita retenida es la cantidad de austenita que puede quedar en un acero luego de haber
sido templado. La austenita retenida tiene bajas propiedades mecánicas y, por ello, disminuye
la dureza y la resistencia mecánica de un acero templado. Su presencia es perjudicial en
aceros que deban ser sometidos a tratamiento térmicos de temple y revenido. Para eliminarla
se suele recurrir al tratamiento de revenido que transforma a la austenita retenida en ferrita
más carburos dispersos, mejorando las propiedades del acero. Otra forma de eliminar la
austenita residual (o retenida) es enfriando el acero posteriormente a una temperatura por
debajo de la temperatura M1. Este tratamiento recibe el nombre de tratamiento criogénico o
sub-cero y en él la austenita retenida se transforma finalmente en martensita.
La figura 1.42 muestra un claro ejemplo de dos aceros cuyas temperaturas de fin
transformación martensítica Mf están respectivamente por encima y por debajo de la
temperatura ambiente. En el acero cuya curva TTT es la de la izquierda, vemos que al templar
correctamente logramos transformar toda
la austenita en martensita, debido a que
Mf > Tambiente. Sin embargo, en el acero cuya curva TTI es la de la derecha, observamos,
primero, que la curva está más desplazada hacia la derecha y, por tanto, será más fácil templar
este acero, ya que la VCT será menor; y, segundo, que la temperatura Mf está por debajo de
O º C, con lo cual si bien templamos con más facilidad, enfriando el acero hasta la temperatura
ambiente, nunca alcanzaremos la transformación total de austenita en martensita, a pesar de
que el acero es más templable.
64
Metalurgia de la Soldadura
Carlos Fosca
Tiempo (s)
Microestructura: 100% martensita
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..
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,..,.,
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H--'H
Microestructura: 80% martensita
+ 20% austenita retenida
Figura 1.42 Diagramas TIT donde se observa el efecto de la temperatura M1 sobre la
microestructura final después del temple
3.7 La transformación de la austenita en procesos de enfriamiento continuo o
anisotérmicos
En la mayor parte de los tratamientos térmicos que se aplican en la práctica, las piezas se
enfrían en forma continua y no mediante un proceso escalonado en el que la austenita se
transforma isotérmicamente. Hasta ahora hemos estudiado la transformación de la austenita de
manera isotérmica y la transformación martensítica como la única transformación de la
austenita producto de un enfriamiento continuo desde la temperatura de austenización.
Sin embargo, esto no es completamente cierto. Si bien es posible conseguir la transformación
isotérmica de la austenita en perlita, bainita y otros constituyentes intermedios, también es
posible lograr las mismas transformaciones a partir de enfriamientos continuos como los que se
consiguen enfriando el acero en aire, aceite o agua.
A diferencia de las transformaciones isotérmicas de la austenita, las transformaciones por
enfriamiento continuo son algo más complejas de analizar, especialmente porque no es posible
separar las diferentes transformaciones que sufre la austenita a lo largo del enfriamiento. De
todos modos, al igual que las curvas TTT, cada acero tiene su curva de transformación por
enfriamiento continuo (CCT).
Para el estudio de los tratamientos térmicos, es de suma importancia el conocimiento de los
diagramas CCT. Estos diagramas, cuya forma recuerda grandemente a las curvas de
transformación isotérmica de la austenita, se conocen como curvas de la S de enfriamiento
65
Metalurgia de la Soldadura
Carlos Fosca
continuo. Las dificultades experimentales para su trazado son considerablemente mayores
que las que supone el de las curvas TTI, lo que justifica que solamente se disponga de un
limitado número de curvas CCT correspondientes a ciertos tipos de aceros. Aun cuando se ha
intentado poner a punto métodos geométricos que permitan deducirlas de las correspondientes
a las transformaciones isotérmicas,
los resultados que proporcionan difieren muy
sensiblemente de la realidad.
La figura 1.43 muestra la curva TTT y la curva CCT de un acero eutectoide (0,8%C). Aquí se
puede observar claramente que ambas curvas son muy similares, encontrándose la curva CCT
desplazada hacia la derecha y hacia abajo con respecto a las curvas TTT Las diferencias entre
una y otra no son, sin embargo, tan grandes como para que, a falta de las curvas de
enfriamiento continuo (CCT), no puedan emplearse las curvas TTI para evaluar el efecto de
las diferentes condiciones de enfriamiento sobre la transformación de la austenita.
Dado que la curva CCT se encuentra desplazada hacia la derecha respecto a la curva TTI,
vemos que su velocidad crítica de temple (VCT) será menor que para esta última, por lo que
con el fin de conocer la VCT en un acero cualquiera, ésta puede ser estimada de manera
conservadora a través de la curva TTT, que es mucho más fácil de encontrar en los libros para
la mayoría de los aceros comerciales.
La figura 1.44 muestra las curvas TTT y CCT de un acero del tipo SAE 6145 (DIN 50CrV4),
donde se han superpuestos algunas curvas de enfriamiento (isotérmico y continuo) indicando
los valores de dureza que se alcanzan para cada una de estas condiciones de enfriamiento.
66
Metalurgia de la Soldadura
700
Carlos Fosca
1400
Temperatura eutectoide
-------------------------------1200
600
1
I
''
400
" ''
''
''
300
200
100
1000
Tra nsformac ión
500
''
''
''
''
''
800
''
'
''
''
''
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600
'
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__ M (50%) _________________________
400
__ M (90°/o) _________________________
200
OL-��_¡_��--'-���-'-��---1.���--'-���
10-1
10
102
103
104
,os
Tiempo (s)
Figura 1.43 Curva TTI y de enfriamiento continuo de un acero de 0,8%C
67
Metalurgia de la Soldadura
Carlos Fosca
50 CrV 4 (SAE 6145)
Compositíon: 0.47% C - 0.82% Mn - 0.35% Si - 0.035% P
0.015% S - 1.20% Cr - 0.14% Cu - 0.04% Ni - 0.11% V
Austenítized at 880º C (1616º F)
7000
1
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1
1
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r--,.;�
¡...,
1
1
1
1
Zona de estabilidad de la austenita
Zona de formación de la ferrita
Zona de formación de la perlita
Zona de fonnación de la bainita
Zona de formación de la martensita
DUreza HRC
,H
1
1
1
r--.._.
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1
AcJ
IAc1
1
I 1 1
1
1
1
-
-
1 1
Zona de la austenita
Zona de la ferrita
Zona de la perlita
Zona de la bainita
Ms
Q
Dureza HRC
1
Figura 1.44 Curvas TTI y de transformación continua del acero DIN 50CrV4 (SAE 6145), donde
se pueden observar las diferencias en las transformaciones microestructurales del acero en
ambas condiciones de enfriamiento
68
Metalurgia de la Soldadura
Carlos Fosca
RESUMEN
EL ACERO EN ESTADO FUERA DE EQUILIBRIO
•
Un acero está en condiciones de equilibrio cuando es calentado y enfriado muy
lentamente de manera que las fases presentes en la microestructura corresponden a la que
establece el diagrama de equilibrio.
•
Los aceros que se calientan y enfrían en condiciones de equilibrio sufren transformaciones
reversibles. En cambio, los aceros que son enfriados rápidamente desde su temperatura
de
austenización
sufren
transformaciones
fuera
de
equilibrio
que
provocan
transformaciones microestructurales "irreversibles".
•
Una transformación irreversible da origen a nuevos microconstituyentes en el acero, los
cuales al ser formados en condiciones fuera de equilibrio son inestables y pueden ser
alterados por calentamientos posteriores. Ello produce una elevada combinación de
posibilidades y de propiedades mecánicas que se pueden lograr a través de estas
transformaciones.
•
Las modificaciones microestructurales que se originan en el acero como consecuencia del
ciclo térmico de la soldadura son transformaciones fuera del estado de equilibrio
•
Las transformaciones del acero fuera de equilibrio pueden subdividirse en tres grandes
grupos:
transformaciones
perlíticas
(laminares),
transformaciones
bainíticas
y
transformaciones martensísiticas, estas dos últimas de morfología acicular.
•
Todas estas transformaciones se producen como consecuencia de enfriamientos desde
una temperatura en la cual el acero se encuentra en estado austenítico.
•
Las transformaciones perlíticas se producen cuando el enfriamiento es relativamente lento
y presentan una microestructura laminar, siendo más finó el interespaciado laminar cuanto
más rápido es enfriado el acero, consiguiéndose con ello también una mayor dureza.
•
Las transformaciones bainíticas son transformaciones que se originan a velocidad de
enfriamiento intermedias. En condiciones de enfriamiento continuo es prácticamente
imposible conseguir 100% de austenita en el acero, dado que la transformación de la
austenita en bainita es de naturaleza isotérmica (a temperatura constante). La bainita
posee una dureza más alta que las estructuras perlíticas, tanto mayor cuanto más alta es la
velocidad de enfriamiento.
•
La transformación martensítica se diferencia de las anteriores por producirse sin difusión,
de manera casi instantánea y en los aceros (de baja aleación) es de naturaleza atérmica
(se produce siempre que el acero se enfríe rápidamente dentro un rango de temperaturas).
69
Metalurgia de la Soldadura
•
Carlos Fosca
La martensita se produce cuando el acero es enfriado muy rápidamente provocando una
dureza muy elevada y una extrema fragilidad. Cuanto mayor es el contenido de carbono
mayor será la dureza de la martensita.
•
Para lograr una microestructura 100% martensita el acero debe ser enfriado a una
velocidad mayor a la denominada "velocidad crítica de temple" (VCT)
•
Esta velocidad VCT esta influenciada por la composición química del acero y el tamaño de
grano de la austenita.
•
Cuanto más aleado sea el acero la VCT será menor, lo cual significa que será más fácil
conseguir transformaciones martensíticas. Del mismo modo, un tamaño de grano
austenítico má alto produce una mayor tendencia a la transformación martensítica (menor
VCT)
•
Las transformaciones fuera de equilibrio pueden ser estudiadas a través de los diagramas
isotérmicos (TTI) y los de enfriamiento continuo (CCT), los cuales son elaborados para
cada tipo de acero.
•
La presencia de martensita y otros constituyentes frágiles incrementa sustancialmente la
tendencia a la fisuración en frío. Por ello es importante evitar su presencia en los cordones
de soldadura
procurando que los enfriamientos durante la soldadura sean lo
suficientemente lentos como para reducir el riesgo de transformaciones martensíticas.
70
Carlos Fosca
Metalurgia de la Soldadura
CONSOLIDANDO IDEAS
Transformaciones del acero
en estado sólido
En estado de equilibrio
1
l
1
Fuera del estado de
equilibrio
•
,,
Por enfriamiento
continuo
Por enfriamiento
isotérmico
Por enfriamiento
muy lento
,,
Con
difusión
Con
difusión
Sin
difusión
"
Estructuras laminares
(perlíticas) y/o
estructuras aciculares
(bainíticas)
Estructuras laminares
(perlíticas)
,,
•
•
Propiedades
mecánicas:
Bajas
Dependen del %C
•
•
•
Propiedades
mecánicas:
De baja a alta
Dependen de
Dependen de la
microestructura
e.o .
Estructuras aciculares
(martensíticas)
,,
•
•
Propiedades
mecánicas:
Alta dureza y
fragilidad
Dependen de %C
71
Metalurgia de la Soldadura
72
Carlos Fosca
CICLO TÉRMICO
OBJETIVO
Al final de este capítulo usted estará en capacidad de:
•
Predecir el efecto del cal or de aporte, el espesor del material y de l a temperatura de
precal entamiento sobre. el cicl o térmico y sobre 1a distribución de temperaturas en una
unión soldada.
•
Calcular el ancho de la zona afectada por el cal or (ZAC) en función de los parámetros de
soldadura.
•
Interpretar l a presencia de constituyentes microestructural es del acero y l as propiedades
mecánicas obtenidas en la unión soldada con los parámeJros de soldadura empleados.
Sel eccionar parámetros de sol dadura que permitan una microestructura l ibre de
constituyentes frágiles en la unión soldada ae acero.
Carlos Fosca
Ciclo térmico
ÍNDICE
INICIANDO EL ESTUDIO
1.
IMPORTANCIA DEL CICLO TÉRMICO
2.
DISTRIBUCIÓN DE LA TEMPERATURA
3.
GRADIENTE DE TEMPERATURA
4. CICLO TÉRMICO
4.1 Factores que influyen en los cambios de temperatura durante la soldadura por
arco
4.2 Ciclos térmicos típicos en la soldadura
4.3 Efectos del aporte de calor y la temperatura de precalentamiento
4.4 Efecto del espesor y de la geometría de la soldadura
4.5 Efecto de las características térmicas del material
5. ECUACIÓN DE LA TEMPERATURA MÁXIMA EN CADA PUNTO DE LA ZAC
5.1 Aplicaciones de la ecuación de la temperatura máxima
6.
VELOCIDAD DE ENFRIAMIENTO
6.1 Ecuación de la velocidad de enfriamiento para chapas gruesas y delgadas
6.2 Temperatura de precalentamiento y velocidad de enfriamiento crítica
6.3 Determinación de la temperatura de precalentamiento
6.4 Tiempo de enfriamiento "t8/5"
7.
TIEMPO DE SOLIDIFICACIÓN
7.1 Efecto del espacio interdendrítico
7.2 Efecto del aporte de calor sobre la microestructura de la zona fundida
RESUMEN
CONSOLIDANDO IDEAS
74
Carlos Fosca
Ciclo térmico
INICIANDO EL ESTUDIO
CICLO TÉRMICO
El material sufre un calentamiento
y enfriamiento local
Calor generado
por la fuente (Qf)
Calor transferido
Depende de:
1. El calor de aporte neto
2. El espesor de pieza a
soldar
3. Tipo de junta
4. Las propiedades térmicas
del material
5. La temperatura inicial de la
pieza a soldar
Afecta fuertemente
a la ...
MICRO ESTRUCTURA
de la unión soldada
y ésta, a su
vez, a las...
,r
PROPIEDADES
de la unión soldada
•
Zona de fusión
•
ZAC
,,
•
Resistencia mecánica
•
Comportamiento frágil
•
Resistencia a la corrosión
75
Ciclo térmico
Carlos Fosca
1. IMPORTANCIA DEL CICLO TÉRMICO
Recordemos que muchos de los metales y aleaciones que son expuestos al calor, sufren
cambios o transformaciones microestructurales en su estado sólido.
Estos cambios
microestructurales provocan, a su vez, cambios en las propiedades mecánicas y pueden
afectar el comportamiento mecánico en servicio de una estructura o componente mecánico.
En el capítulo "Metalurgia de la soldadura", conocimos cómo la permanencia a determinadas
temperaturas y sus enfriamientos posteriores pueden alterar la microestructura de los aceros.
Estos conocimientos nos permiten controlar los calentamientos y enfriamientos para
transformar el acero a nuestro gusto y conferirle las propiedades mecánicas que nosotro
deseamos. Es así que nacen los tratamientos térmicos.
Sin embargo, existen circunstancias en las cuales ese calentamiento y enfriamiento del metal
no se realiza con la intención expresa de mejorar sus propiedades mecánicas, sino que es una
consecuencia "inevitable" de algún otro proceso involucrado.
Algo parecido puede ocurrir cuando aplicamos calor a un metal para unirlo por soldadura.
Cuando soldamos por fusión, buscamos unir dos piezas fundiéndolas localmente (o fundiendo
al menos una) a fin de conseguir una unión metalúrgica (a nivel atómico) entre ambas. Sin
embargo, este calor que aplicamos localmente a la zona de unión se transmite y viaja a través
del metal (que es un buen conductor del calor) a otras zonas del mismo, aumentando también
su temperatura.
Ello conduce a que estas zonas del metal puedan sufrir transformaciones metalúrgicas como
consecuencia de este calentamiento y posterior enfriamiento. Pero también el calentamiento y
enfriamiento locales traen como consecuencia cambios dimensionales en la pieza, que pueden
provocar distorsión o la formación de esfuerzos residuales en la pieza soldada.
Como podemos apreciar, lo que en un principio se trataba de un simple calentamiento para
fundir dos regiones de metal a unir, se puede convertir en toda una operación "traumática" para
el material y la pieza a soldar.
El proceso de soldadura involucra necesariamente aporte de calor para unir dos partes entre sí.
El aporte de calor es muy importante no sólo porque permite que se lleve a cabo la unión, sino
porque afecta su microestructura y ésta, a su vez, sus propiedades mecánicas. Además,
provoca variaciones dimensionales y puede generar tensiones residuales que afecten la
integridad estructural de los componentes soldados.
76
Carlos Fosca
Ciclo térmico
Entonces, cuando calentamos y enfriamos un metal o aleación para mejorar sus propiedades,
estamos hablando de un tratamiento térmico. En cambio, cuando el metal es sometido a
calentamientos y enfriamientos como consecuencia de la soldadura, este suceso o evento
recibe el nombre de ciclo térmico. El ciclo térmico es un evento inevitable en la soldadura por
fusión, pero puede ser controlado a fin de lograr los mejores resultados durante la soldadura.
¿Por qué es importante conocer el ciclo térmico en una soldadura?
En el capítulo anterior, se vio cómo las propiedades mecánicas de una aleación están
íntimamente ligadas a su microestructura. Asimismo, la microestructura de una aleación
depende de su "historia térmica", es decir, de los calentamientos y enfriamientos a los que ha
sido sometido previamente. A esto le llamamos ciclos térmicos. Dependiendo de cómo haya
sido el ciclo térmico, se tendrá una determinada microestructura en la aleación y, por lo tanto,
unas propiedades mecánicas específicas.
Cuando soldamos una pieza, la estamos sometiendo a calentamientos y enfriamientos
localizados, es decir, la estamos sometiendo a ciclos térmicos. Por lo tanto, si pudiésemos
controlar lo mejor posible el ciclo térmico durante la soldadura, podríamos controlar también su
microestructura y, con ello, sus propiedades mecánicas.
Pero, ¿qué aspecto del ciclo térmico es importante conocer para poder luego controlarlo?
El ciclo térmico está representado básicamente por:
•
•
•
La distribución de la temperatura máxima en la Zona
Afectada por el Calor (ZAC)
La velocidad de enfriamiento en el metal fundido y en
laZAC
La velocidad de solidificación del metal fundido �
Figura 2.1 Elementos que representan el ciclo térmico de las uniones soldadas
77
Carlos Fosca
Ciclo térmico
2. DISTRIBUCIÓN DE LA TEMPERATURA
Supongamos que estamos realizando una soldadura sobre la superficie AB (figura 2.2) y que
podemos colocar termocuplas (instrumentos para medir la temperatura) distribuidas
inmediatamente debajo de la superficie, tal como se indica en la figura 2.2 (círculos pequeños).
Fuente de calor de soldadura
(electrodo)
"A
o o
�2
Dirección de soldeo
/"'
/
/
B
o o o o o o o o
Q
o
o
�I
,',' \\ ·¡1·'\¡! '
'
J
I
J
J
J
J
I
1
l
! \\Á
1
(no
ideal
Material
conduce el calor dentro
del metal)
Material real (transfiere el
calor)
'
�
A
Figura 2.2
B
Si el calor aportado por la soldadura no fluyera a través de la pieza a soldar, todo el calor se
concentraría solamente en la zona a fundir. De esta manera, sólo una zona estrecha en el
material alcanzaría la temperatura de fusión, mientras que el resto del metal permanecería a la
temperatura ambiente, como se muestra en la línea continua. Sin embargo, la realidad es otra;
pues los metales son buenos conductores del calor, es decir, sus átomos transmiten
rápidamente el calor a sus vecinos, distribuyéndolo a lo largo de la pieza.
Entonces, si midiéramos la temperatura con las tenmocuplas (termopares) en cada punto del
material durante la soldadura, tendríamos una
representada por la curva de trazos de la figura 2.2.
78
distribución de la temperatura como la
Ciclo térmico
Carlos Fosca
Estas curvas reales de distribución de temperaturas son muy importantes, pues nos permiten
conocer en un momento determinado cuál es la temperatura en diferentes puntos de la pieza
que está siendo soldada. Si conocemos la temperatura en cada punto, podremos predecir qué
zonas del metal se verán afectadas microestructuralmente e incluso podremos estimar el grado
de distorsión a la que estaría sometida la unión como consecuencia del calor de soldadura.
Ahora bien, la fuente de calor se aplica a la pieza a soldar durante un lapso de tiempo
determinado; por lo tanto, es lógico pensar que en un primer momento, ésta se caliente y
luego, una vez que la fuente de calor deja de actuar, comienza a enfriarse. Esto significa que
cada punto del metal experimentará una variación de su temperatura en función del tiempo, es
decir, un ciclo térmico. Si representamos los dos conceptos, distribución de temperatura y
ciclo térmico en un mismo gráfico, tendremos una serie de curvas de temperatura que van
cambiando en el tiempo como se indica en la figura 2.3.
Temperatura
A, B y C son curvas de
distribución de temperaturas
en una unión soldada
t= 1s
a, by c son tres puntos de la
unión soldada
t = 2s
t= 3s
· l·- ·-· ·- · · : · ·-:- w· --·
istancia la solda
a
D
.
..
a
d(
·· ·
··
Figura 2.3 Distribución de temperaturas de una sección cualquiera a lo largo del eje x. Las curvas
representan momentos diferentes durante la soldadura
Hasta aquí hemos trabajado el ciclo térmico y la distribución de temperaturas y es importante
subrayar qué significa y representa cada una de ellas.
79
Ciclo térmico
Carlos Fosca
La distribución de temperatura representa las temperaturas existentes en un momento
determinado, en varios puntos del metal que ha sido o está siendo soldado. Es como una foto
de toda la promoción de un colegio, que nos permite conocer cómo era la apariencia física de
cada uno de sus miembros en un momento de sus vidas.
El ciclo térmico representa cómo varía la temperatura a lo largo de todo el tiempo de un punto
cualesquiera del metal durante la soldadura. Es como el álbum personal de uno de los
miembros de esa promoción, en el que podemos conocer cómo fue ese alumno desde que
nació hasta su edad actual. El ciclo térmico representa, por tanto, la historia térmica de un
punto cualquiera del metal y, por ello, tiene una influencia notable en la microestructura final de
dicho metal y en sus propiedades mecánicas.
Sin embargo, la fuente de calor (el soplete o el arco eléctrico) no permanece estacionaria, sino
que durante la soldadura se mueve alejándose de la sección que se consideró originalmente.
La zona que ha recibido directamente el calor del arco y sus proximidades comenzarán a
enfriarse, es decir, descenderán de temperatura; mientras que aquellas que están más
próximas a la fuente de calor comenzarán a calentarse, elevando su temperatura. Al cabo de
algunos segundos, las curvas de distribución de temperatura en nuestra sección considerada
originalmente irán variando como se muestra en la figura 2.3, transformándose la curva, según
va pasando el tiempo y se va alejando de la fuente de calor, en otra curva cada vez más
tendida, hasta que es prácticamente horizontal y termina confundiéndose con una recta cuando
se alcanza la temperatura ambiente.
Si colocamos ahora termocuplas sobre toda la superficie de las planchas a soldar, para medir
en cada punto de aquella el ciclo térmico durante la soldadura y dibujamos las curvas
isotermas 1 a partir de las mediciones de temperatura, obtendríamos una representación como
la de la figura 2.4.
1
Curvas que representan los puntos de una superficie que poseen la misma temperatura en un instante determinado.
80
Carlos Fosca
Ciclo térmico
Figura 2.4 Curvas isotérmicas en una plancha sometida a soldadura a tope
Tanto las curvas de distribución de temperatura como las isotérmicas dependen de los
siguientes factores:
1.
El baño fundido, que actúa como foco de calor más o menos permanente. Aquí los
parámetros a tomar en cuenta son la intensidad de la corriente, el voltaje y la velocidad
de avance.
2.
La masa de metal base, que absorbe el calor. Aquí el factor determinante es el espesor de
la pieza a soldar y la configuración del tipo de junta U unta a tope, en filete, etc).
3.
La temperatura inicial del metal base, que incide sobre el gradiente de temperatura. Aquí
el factor a considerar es la temperatura ambiente o la temperatura a la cual el metal ha de
ser precalentado antes de soldar.
81
Carlos Fosca
Ciclo térmico
3. GRADIENTE DE TEMPERATURA
Llamamos gradiente de temperatura o gradiente térmico a la diferencia de temperatura que
existe entre dos puntos separados entre sí una determinada distancia. El gradiente de
temperatura determina la velocidad del flujo de calor entre ambos puntos. Es decir, cuanto
mayor sea la diferencia de temperaturas que existe entre esos puntos (mayor gradiente
térmico), tanto mayor será la velocidad de enfriamiento o de calentamiento entre ellos.
Al observar nuevamente la figura 2.3, podemos advertir que el gradiente térmico entre dos
punto (a y b por ejemplo) no es constante en el tiempo. En un instante dado (t = 1 s), la curva
de distribución de temperaturas es la curva A; mientras que para otro momento t = 2s, es la
curva B, que muestran entre los puntos a y b gradientes térmicos muy diferentes.
Conforme el metal se va enfriando (curva A TM curva B
TM
curva C), el gradiente térmico entre a
y b se va reduciendo, por lo que la velocidad de enfriamiento también disminuirá
progresivamente.
Ahora observemos la figura 2.5. En ella se muestran dos distribuciones de temperaturas en una
unión soldada. En la curva de la izquierda, se observa un alto gradiente térmico entre los
puntos a y b; mientras que en la curva de la derecha el gradiente térmico es menor.
Temperatura
Temperatura
El metal se
rápidamente
enfría
Gradiente
térmico bajo
Gradiente
térmico alto
El metal se enfría
más lentamente
Distancia
---1----- -()----------- -+-------
Distancia
--1-------Q--------------i--- ....
Figura 2.5 Gradiente de temperaturas en una unión soldada que se presenta entre dos puntos
cualesquiera de la pieza a soldar
82
Carlos Fosca
Ciclo térmico
Al igual que en el ejemplo anterior, un menor gradiente térmico significa una menor velocidad
de enfriamiento. Por lo tanto, la soldadura de la derecha se está enfriando mas lentamente que
la unión soldada de la izquierda.
Pero, ¿qué tan importante para las propiedades finales de la unión soldada será el hecho de
que durante el proceso de soldadura el metal se haya enfriado de forma lenta o rápida? Para
responder a esta pregunta, debemos recordar las transfonmaciones que sufre el acero en
estado de equilibrio y fuera de él y que los enfriamientos desde elevadas temperaturas pueden
provocar grandes cambios en las propiedades mecánicas del acero.
Analicemos ahora lo que sucede durante la soldadura en diversos puntos de la unión soldada.
La figura 2.6 representa los ciclos térmicos correspondientes a los puntos 1, 2, 3, 4 y 5
ubicados en la unión soldada.
Temperatura
Ciclos térmicos de varios puntos de la unión soldada
Curva de temperaturas máximas
5 4 3 2
•••
r r(]2
'
'
tiempo
Figura 2.6 Ciclo térmico de diferentes puntos de una unión soldada, donde se indica el gradiente térmico
entre dos puntos cualesquiera
83
Ciclo térmico
Carlos Fosca
Observando las distintas curvas de enfriamientos, podemos advertir lo siguiente:
•
La velocidad de calentamiento es mucho más rápida que la de enfriamiento.
•
La temperatura máxima alcanzada es más alta cuanto más próximo está el punto de la
fuente de calor.
•
Las velocidades de enfriamiento en cada punto son siempre inferiores a las que
experimenta el metal fundido y serán aun menores cuanto más alejado esté el punto del
baño fundido (la velocidad de enfriamiento se puede determinar por la pendiente de las
curvas de enfriamiento a cualquier temperatura).
El ciclo térmico nos brinda, como información, toda la historia térmica del metal en un punto o
en una región determinada de la unión soldada. A través de él, podemos conocer la
temperatura máxima alcanzada y la velocidad de enfriamiento en todo momento.
84
Carlos Fosca
Ciclo térmico
4. EL CICLO TÉRMICO
El metal adyacente a una soldadura está expuesto a ciclos térmicos rápidos, produciéndose en
esta región diferentes y complejos cambios metalúrgicos. Teóricamente, si pudiésemos
conocer con precisión tanto los ciclos térmicos implicados en un proceso de soldadura como la
respuesta del metal o aleación a dichos ciclos térmicos, podríamos predecir los cambios
resultantes en la microestructura y en las propiedades mecánicas y, de esta manera, resolver
una serie de problemas de soldabilidad que se presentan en la práctica.
Lamentablemente, establecer reiaciones cuantitativas entre
el
ciclo térmico
y
las
tran formaciones microestructurales es un tema muy complejo y que está aún por resolver. Sin
embargo, existen datos acumulados considerables respecto al efecto del calor de aporte de la
soldadura por arco eléctrico sobre la distribución de temperaturas en las proximidades del
metal soldado; por ello, consideraremos aquí con algún detalle el proceso de soldadura por
arco eléctrico.
4.1 Factores que influyen en los cambios de temperatura durante la soldadura por arco
Las investigaciones han demostrado que la distribución de temperaturas en la soldadura por
arco eléctrico con electrodos revestidos (SMAW) está influenciada por los siguientes factores:
a)
Aporte de calor (Heat input)
El aporte de calor es la energía que se genera durante la soldadura. Puede ser de origen
químico (como consecuencia de la combustión de sustancias combustibles), eléctrico
(procesos de arco eléctrico) o mecánico (soldadura por explosión o por fricción). A lo largo de
este curso, nos referiremos fundamentalmente a los procesos de soldadura por arco eléctrico.
El aporte de calor se expresa normalmente en términos de Joules por milímetro (o Joules/cm)
de soldadura y se define como:
HG ou1es por mm.)--
V (volt.)x I (amp.)
.....(l)
v (velocidad en mm. por seg.)
Por ejemplo, el aporte de calor generado en una soldadura por arco manual realizada con
20 volts, 200 Amp. y una velocidad de soldeo de 250 mm por minuto es de 960 joules por mm ó
9600 Joules/cm.
85
Carlos Fosca
Ciclo térmico
Sin embargo, de toda la energía generada en el proceso de soldadura, solamente una parte es
aprovechada para fundir las piezas a unir por soldadura.
Esta energía o aporte de calor neto viene condicionada por la eficiencia del proceso de
soldadura empleado (y, en menor parte, por la posición de soldadura). La figura 2.7 muestra
una tabla de las eficiencias térmicas de diferentes procesos de soldadura.
Calor generado
por la fuente (Qf)
Calor transferido al
ambiente
Calor transferido al
material (Qm)
Figura 2.7 Eficiencia ténnica de diferentes procesos de
soldadura
Proceso
Eficiencia
Oxiacetilénico
35%
GTAW (TIG)
20-50%
GMAW(MIG)
70-85%
SMAW
70-80%
FCAW
65-85%
SAW
90-99%
Es importante observar que la soldadura oxiacetilénica tiene una eficiencia térmica muy baja
(35%), por lo que la cantidad de calor que se aporta es mucho más alta que la necesaria para
fundir la región de material a unir. Asimismo, el proceso SAW (arco sumergido) tiene la
eficiencia térmica más alta (casi 100%), debido a la capa de escoria y flux que cubre la
soldadura durante todo el proceso.
Así, el calor de aporte neto viene expresado por la siguiente ecuación:
H neto G ou1 es por mm)-
V (volt.)x I (amp.)
.f....(?-)
v (velocidad en mm. por seg.)
Donde "f' es la eficiencia térmica del proceso de soldadura y puede ser estimada a partir de la
tabla que se muestra en la figura 2.7.
Tomando como referencia el ejemplo anterior, donde se alcanzaba con los parámetros de
soldadura indicados un calor de aporte H = 960 J/mm, podemos calcular el aporte de calor neto
86
Ciclo térmico
Carlos Fosca
(Hnet) asumiendo una eficiencia térmica de 75% (f = 0,75) para el proceso de soldadura
(SMAW) de la siguiente manera:
Hnet = 0,75 x 960 J/mm = 720 J/mm
El aporte de calor es el parámetro más importante que condiciona las propiedades mecánicas
de la unión soldada dependientes de la microestructura del material.
b) Temperatura inicial de la chapa (o temperatura de precalentamiento)
)
Geo etría de la soldadura
La geometría de la soldadura incluye el espesor de la pieza, la forma y dimensión del
depósito de soldadura y el ángulo entre las piezas a unir.
d) Propiedades térmicas del material
La velocidad con que el calor fluye a través de un cuerpo para un gradiente de
temperatura determinado es directamente proporcional a la conductividad térmica e
inversamente proporcional al producto de la densidad por el calor específico. Por lo tanto,
el término difusividad térmica, empleado para describir las características térmicas de un
material, se define como sigue:
Difusividad térmica= k = � ... (3)
c5 e
donde:
K = conductividad térmica
(cal/s/cm/ºC)
o = densidad
(g/cm3)
C = calor específico
k = difusividad térmica
(cal/gl°C)
(cm2/s)
e) Diámetro del electrodo
Este factor es de importancia secundaria, pero influye en el tamaño efectivo de la fuente
de calor.
Finalmente, debemos tener en cuenta que determinados rangos de temperaturas provocan en
el metal o aleación transformaciones microestructurales que afectan significativamente las
propiedades mecánicas de la unión soldada. Por ejemplo, la observación nítida de cambios
87
Carlos Fosca
Ciclo térmico
metalúrgicos en los aceros se produce tras la exposición a temperaturas entre la temperatura
crítica inferior (723º C) y la temperatura de fusión (1480 ºC). Por lo tanto, cuando se realiza la
soldadura en un acero de construcción, las regiones de la pieza que alcancen valores de
temperatura entre los límites arriba indicados (723 º - 1480 º C) experimentan cambios
significativos en su microestructura y en sus propiedades mecánicas. Esta región del material
recibe el nombre de zona afectada por el calor (ZAC).
La zona afectada por el calor (ZAC) es la zona del material soldado que no ha llegado a fusión,
pero ha alcanzado niveles de temperatura que provocan en él importantes cambios
mi roestructurales y modifican sustancialmente sus propiedades mecánicas.
4.2 Ciclos térmicos típicos en la soldadura
La figura 2.8 muestra casos típicos de ciclos térmicos producidos por soldadura con arco
eléctrico en una chapa de 12,5 mm de espesor con un aporte térmico de 3940 Joules/mm y con
una temperatura inicial de la chapa de 27 °C (temperatura ambiente).
Temperatura ( º C)
Temperatura ( º F)
3000
Distancias al centro del cordón
1600
1400
2500
1200
2000
1000
800
1500
600
1000
- --
500
400
tiempo para alcanzar la
Temperatura máxima
20
40
60
80
100
200
120
Tiempos (s)
Figura 2.8 Ciclos térmicos en diferentes lugares de la ZAC para una soldadura SMAW de a cero de 12.5 mm.
de espesor y un aporte térmico de 3940 Joules/mm
88
Ciclo térmico
Carlos Fosca
En este gráfico es importante identificar que la curva superior representa el ciclo térmico en un
punto situado a 1 O mm del centro del cordón que alcanza una temperatura máxima de 1365 º C
(2490 º F). La curva más baja corresponde al ciclo térmico en un punto ubicado a 25.5 mm del
centro del cordón que alcanza una temperatura máxima de 520 º C (960 º F). Las curvas
intermedias representan los correspondientes ciclos térmicos a distancias de 11.5, 14 y 18 mm
desde el centro del cordón.
La observación de las cinco curvas mostradas en la figura 2.8, que son un modelo típico para
todos los procesos de soldadura por arco eléctrico, nos permite advertir que:
1. La temperatura máxima que se alcanza en un punto disminuye rápidamente con el
aumento de la distancia entre el punto y el centro del cordón (a 1 O mm del cordón fue de
1365 º C, mientras que a 25.5 mm la temperatura máxima era de sólo 520 º C).
2. El tiempo necesario para alcanzar en un punto la temperatura máxima aumenta con la
distancia desde el punto al centro del cordón (su calentamiento resulta más lento).
3. Tanto la velocidad de calentamiento como la velocidad de enfriamiento en un punto
disminuyen con el aumento de la distancia del punto al centro del cordón.
4.3 Efectos del aporte de calor (Heat Input) y de la temperatura de precalentamiento
Ahora analizaremos los efectos del aporte de calor y de la temperatura de precalentamiento
sobre la distribución de temperaturas en una unión soldada. Para ello vamos a analizar las
curvas que se muestran en la figura 2.9. Las dos curvas superiores comparan la distribución de
las temperaturas máximas producidas por un aporte térmico 3940 Joules/mm con temperaturas
de precalentamiento de 27° C y de 260 º C. Por su parte, las dos curvas inferiores presentan
datos similares para un valor del aporte térmico de 1970 Joules/mm, que es la mitad del aporte
térmico anterior.
89
Ciclo térmico
Carlos Fosca
1600
LIQUIDUS
Clave
2500
�
·�
-•-
2000
Aporte térmico Precalenta­
miento
3.940 J/mm.
3.940 J/mm.
1.970J/mm.
1.970J/mm.
1400
27°C
260°C
27ºC
260 °C
1200
1000
Ac3
1500
1000
500
800
600
1970 J/mm
27º C
400
200
Proceso SMAW
5
10
15
20
25
30
35
Distancia desde el centro del cordón (mm)
Figura 2.9 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
De lo observado en la figura 2.9, podemos inferir lo siguiente:
1.
Disminuyendo o bien el aporte térmico o bien la temperatura de precalentamiento, se
obtiene una distribución de temperaturas máximas en la zona afectada por el calor (ZAC)
con mayor pendiente. Esto significa que con menor aporte térmico o con menor
temperatura de precalentamiento, se obtiene una mayor velocidad de enfriamiento.
2. Aumentando el aporte de calor, se produce un significativo aumento en la distancia desde
el centro del cordón al punto que experimenta una determinada temperatura máxima para
cualquier valor de la temperatura máxima. Esto significa que conforme aumenta el calor
de aporte, se ensancha la zona afectada por el calor.
3. Aumentando la temperatura de precalentamiento, aumenta la zona afectada por el
calor (ZAC). Por ejemplo, para las cuatro curvas mostradas en la figura 2.9, comparemos
90
Ciclo térmico
Carlos Fosca
las distancias desde el centro del cordón hasta un punto que se encuentra a la temperatura
crítica "Ac1".
En el acero, los cambios microestructurales importantes se producen cuando éste alcanza una
temperatura por encima de los 723ºC (AC1). Por lo tanto, toda la región del acero expuesto a
una temperatura por encima de los 723ºC sufrirá cambios microestructurales durante su
enfriamiento que alterarán siginificativamente las propiedades mecánicas de la unión soldada.
Esta región es conocida como la zona afectada por el calor (ZAC).
La ZAC, fácilmente visible en los aceros a través de una macrografía, se extiende desde la
zona en el acero que alcanza la temperatura de fusión hasta aquella distancia a la cual se
alcanza la temperatura crítica inferior Ac 1 (723ºC). Por Jo tanto, el ancho de las ZAC para cada
una de las cuatro condiciones estudiadas en la figura 2.9 sería de 6.1, 11.1, 2.0 y 3.2 mm,
leyendo de arriba hacia abajo en la tabla 2.1.
Tabla 2.1 Resultados de la estimación de la zona afectada térmicamente a partir de las curvas de ciclo
térmico que se muestran en la figura 2.9
Aporte térmico
(Joules/mm)
Temperatura de
precalentamiento
Zona afectada por el calor
ZAC
(º C)
14so0 e
(líquidus)
723 º
e
(Ac1)
ZAC (d14so-dm)
3940
27
9,4 mm.
15,5 mm.
6.1 mm
3940
260
9,4 mm.
20,5 mm.
11.1 mm
1970
27
7.4 mm.
9,4 mm.
2.0 mm
1970
260
7.4 mm.
10,6 mm.
3.2 mm
Teniendo en cuenta los resultados que se observan en la figura 2.9, podemos concluir que:
1. Para una determinada temperatura de precalentamiento, un aumento del aporte térmico
causa, por un lado, un incremento del tiempo de exposición a temperaturas cercanas a la
máxima y, por otro, una disminución en la velocidad de enfriamiento.
2. Para un determinado aporte térmico, si se aumenta la temperatura de precalentamiento,
disminuye la velocidad de enfriamiento pero no se modifica sensiblemente el tiempo de
91
Carlos Fosca
Ciclo térmico
exposición a temperaturas cercanas a la máxima (observemos en la figura 2.9 cómo todas
las curvas son muy similares en la región correspondiente a la temperatura máxima).
Cuando la temperatura de precalentamiento o el calor de aporte aumentan, también lo hace la
zona afectada por el calor (ZAC).
Cuando la temperatura de precalentamiento o el calor de aporte aumentan, la velocidad de
enfriamiento disminuye.
4.4 Efecto del espesor y de la geometría de la soldadura
El efecto del espesor sobre los ciclos térmicos en soldadura puede verse en la figura 2.1O. Los
datos que se muestran comparan ciclos térmicos (con una temperatura máxima de 1.200° C) de
soldaduras a tope de chapas con 6.2, 12.5 y 25.4 mm. de espesor, realizadas con un aporte de
calor de 1970 Joules/mm.
25001-----if-----+ ---
0
<{
O::'.
:::>
�
O::'.
w
1600
--
Clave
Espesor de la chapa
6.2 mm.
1400
1200
2000t-�---tt111r----t---�
1000
1500t----1---t---.�-1'1.------+--�--�--...._--....... 800
o..
600
�
w
1-
<{
O::'.
1-
<{
O::'.
w
o..
w
400
200
Chapa gruesa
�20
O
20
40
60
80
'ºº
120
TIEMPO - SEGUNDOS
Figura 2.1 O Efecto del espesor sobre el ciclo térmico en las siguientes condiciones: proceso SMAW, aporte
térmico de 1970 J/mm y temperatura inicial de 27 ºC
92
Carlos Fosca
Ciclo térmico
La observación de las curvas nos permite advertir que la velocidad de enfriamiento tiende a
aumentar cuando se incrementa el espesor de las chapas (pendientes de las curvas de
enfriamiento más pronunciadas), mientras que el tiempo a elevada temperatura tiende a
disminuir cuando el espesor de las chapas aumenta.
El efecto del espesor es algo complejo y el modelo del flujo de calor cambia considerablemente
de chapas delgadas a chapas gruesas. En chapas delgadas, el flujo de calor se puede
considerar bidimensional; mientras que en planchas gruesas, el flujo de calor es tridimensional.
En la tabla 2.2, se recogen algunas velocidades de enfriamiento típicas.
Tabla 2.2 Velocidades de enfriamiento típicas durante la soldadura de planchas de acero de 12 mm de
espesor
Aporte
Temperatura de
térmico
precalentamiento
º
Velocidad de enfriamiento a 650 ºC
para uniones a tope
para uniones en filete
(Joules/mm)
( C)
( C/seg)
( º C/seg)
1970
20
11
44
1970
120
7
34
1970
205
5
20
3940
20
4
10
3940
205
1.7
5
º
Es importante destacar el hecho de que las velocidades de enfriamiento para las soldaduras
en filete son, por término medio, tres o cuatro veces más altas que las de las soldaduras a tope
en chapas de 12 mm. de espesor. Sin embargo, esta diferencia llega a ser menos pronunciada
con chapas más gruesas y durante la última pasada de las soldaduras en ángulo.
4.5 Efecto de las características térmicas del material
Las propiedades físicas de los metales a soldar cumplen un papel muy importante en la
determinación del ciclo térmico durante un proceso de soldadura:
1.
Cuanto más baja sea la conductividad térmica del material, más pronunciada será la
distribución de las temperaturas máximas. En otras palabras, la ZAC será menor.
2.
Cuanto más alta sea la conductividad térmica del metal, más rápido se enfriará después de
la soldadura.
93
Ciclo térmico
Carlos Fosca
3. Cuanto más alta sea la conductividad térmica, más corto será el tiempo de exposición a
elevada temperatura para un ciclo térmico.
En la tabla 2.3 se indica la conductividad térmica a temperatura ambiente y la temperatura de
fusión para ciertos metales de interés técnico.
Tabla 2.3 Características térmicas de algunos metales de interés técnico
Metal
Temperatura de
Conductividad Térmica
fusión
a 20 º C
( ° C)
(cal/s)(cm 2 ºClcm)
660
0.912
Cromo
1890
0.202
Cobalto
1500
0.187
Cobre
1080
1.14
Hierro
1540
0.208
Plomo
330
0.236
Magnesio
650
0.873
Molibdeno
2630
0.562
Níquel
1455
0.236
Plata
960
1.70
Estaño
230
0.406
Titanio
1820
0.063
Uranio
1130
0.122
420
0.414
Aluminio
Zinc
La conductividad térmica del metal juega, pues, un papel muy importante en el ancho de la
ZAC y en la velocidad de enfriamiento de cualquier punto ubicado en la ZAC, lo cual incide
directamente sobre la microestructura y las propiedades mecánicas de dicha región de la unión
soldada.
Teniendo en cuenta las conductividades del cobre y del hierro, ¿cuál de los dos metales será
más fácil de fundir cuando se sueldan por arco eléctrico?
La conductividad térmica del cobre es cinco veces más alta que la del hierro; por lo tanto, el
cobre, al ser calentado localmente, disipará con más rapidez el aporte térmico y retendrá
menos calor necesario para fundir la zona de unión, pero el hierro alcanzará mas rápidamente
temperaturas elevadas que hagan posible la unión por soldadura.
94
Car/os Fosca
Ciclo térmico
5. ECUACIÓN DE LA TEMPERATURA MÁXIMA EN CADA PUNTO DE LA
ZAC
En esta parte, vamos a presentar algunas ecuaciones que nos permiten analizar mejor cómo
afectan distintas variables sobre las diferentes características del ciclo térmico en un proceso
de soldadura.
Por ejemplo, en la soldadura a tope con penetración completa y de una sola pasada realizada
en plancha (figura 2.11 ), la distribución de las temperaturas máximas, en el metal base
adyacente a la soldadura, viene dada por la ecuación:
1
----j-_J [Jt
.
- -+Mel�1-b-a�e- -
����������=-ZAC
y
j/
�¡
j
ZAC
Figura 2.11
1
_ _
1_= 4, 13 p·C·t·Y +
......(4)
Hnet
Tmax - Tº
Tfusión - To
donde:
Tmax
=
Temperatura máxima (ºC) a una distancia Y (mm) del extremo o contorno del
metal fundido. (La ecuación de temperatura máxima no es aplicable a puntos situados en
el metal fundido; sólo es válida para puntos situados en la zona afectada térmicamente).
TO= Temperatura inicial de la chapa ( ºC).
Trusion = Temperatura de fusión (º C). (Temperatura de líquidus del metal a soldar).
Hnet = Energía aportada neta = f1 . E.
E=
Voltios;
1 =
Amperaje; f 1
=
1 /
V (J/mm).
Rendimiento de la transferencia de calor; V = Velocidad de
avance de la fuente de calor en mm/seg.
p= Densidad del material (g/mm3 )
C = Calor específico del metal sólido (J/g ºC)
p . C = Calor específico volumétrico (J/mm3 ºC)
t = Espesor de la chapa a soldar (mm)
95
Carlos Fosca
Ciclo térmico
5.1 Aplicaciones de la ecuación de la temperatura máxima
La ecuación de la temperatura máxima se puede utilizar con diferentes propósitos, entre los
que se encuentran:
1.
La determinación de la temperatura máxima en puntos determinados de la ZAC.
2.
La estimación del ancho de la ZAC.
3.
La demostración del efecto causado por el precalentamiento sobre el ancho de la ZAC.
A continuación presentaremos tres ejemplos que muestran las diferentes apli aciones de la
ecuación del máximo de temperatura
Ejemplo 1: Determinación de la temperatura máxima en un punto cualquiera de la ZAC
Se efectúa una soldadura sobre una plancha de acero con penetración completa y de una sola
pasada empleando los siguientes parámetros. Determine la temperatura máxima que
alcanzarían dos puntos distantes a 1.5 y 3.0 mm del borde del contorno del metal fundido.
E= 20 V
1
Tambiente
= 200 A
T1usión
= 25 º C
= 1510º C
e = 0,0044 J/mm3 ºC
Velocidad de soldeo= 5 mm/s
p.
Eficiencia térmica f1 = 0,9
t= 5 mm
Con los datos anteriores, es posible calcular el aporte térmico neto:
Hnet = 20x200x 0,9/5 = 720 J/mm
La temperatura máxima calculada de acuerdo a la ecuación (4) a distancias de 1,5 y 3 mm. del
contorno del metal fundido será:
para Y= 1,5 mm.
---- =
T,nax -25
4,13 ( 0,0044) 5 (1,5)
+
--+ Tmax = 1184º C
720
151 O - 25
para Y= 3 mm
-
- -=
Tmax -25
96
4,13 (0,0044)5 (3)
1
º
+
--+ Tmax= 976 C
720
1510-25
Carlos Fosca
Ciclo térmico
Como era de esperar, la temperatura máxima disminuye cuando nos alejamos de la zona
soldada. También podemos observar que para Y = O tenemos Tp = T1usión, lo que significa que
la temperatura máxima justo donde termina la zona de fusión es igual a la temperatura de
fusión del material base.
Ejemplo 2: Cálculo del ancho de la zona afectada térmicamente (ZAC)
Una de las aplicaciones más interesantes de la ecuación de la T max es la de la estimación del
ancho de la ZAC creada por la soldadura. Sin embargo, para calcular el ancho de la ZAC debe
identificarse primero el rango de temperaturas que la delimita. No cabe duda de que el extremo
de la ZAC más cercano a la soldadura está limitado por la temperatura de fusión del metal base
(Tiusi on), dado que la ZAC es la región de metal sólido más próxima al baño fundido. El extremo
más alejado de la ZAC viene definido por la temperatura mínima, por encima de la cual se
producen transformaciones microestructurales en estado sólido en el metal base que alteran
significativamente las propiedades de la unión soldada. Por ejemplo, la mayoría de los aceros
al carbono, o de baja aleación, tienen un contorno definido por aquellos puntos que han
alcanzado una temperatura máxima de 723 ºC. Si suponemos que el contorno así definido nos
fija el contorno más alejado de la ZAC, podemos calcular la anchura de ésta correspondiente al
ejemplo precedente. En este caso, el problema es determinar el valor de Y para el cual
Tmax = 723 ºC.
T,nax -25
4,13 (0,0044) 5 (YZ4C)
1
- - - -- -+---1510-25
720
de donde: YZAc = Ancho de la ZAC = 6 mm
Por lo anterior, puede predecirse que el contorno característico de los puntos que alcanzaron
723 º C está a 6 mm del perímetro de la zona de metal fundido o que una región de 6 mm de
ancho, adyacente al metal fundido, cambiará microestructuralmente y podrá quedar afectada
por el calor durante la soldadura.
Con la ecuación de la temperatura máxima, es posible, entonces, identificar las regiones del
metal que se encontrarán a temperaturas que pueden provocar cambios microestructurales en
el material. Sin embargo, sólo con esta ecuación resulta imposible predecir cuál será la
microestructura final del acero (y, por tanto, sus propiedades mecánicas) en cada uno de esos
puntos.
97
Ciclo térmico
Carlos Fosca
Para comprender mejor qué es lo que ocurre en la ZAC, tomemos como ejemplo la soldadura
de una plancha de un acero de 0,3%C. Cuando ésta se somete al calor de aporte del proceso
de soldadura, su temperatura se eleva rápidamente, alcanzando en distintos puntos valores
máximos entre 723 º C (Ac1) y la temperatura de fusión del metal base. Como sabemos, ése es
justamente el rango de temperaturas en las que el acero sufrirá transformaciones
microestructurales que modificarán sus propiedades mecánicas. En la figura 2.12 se indica ese
rango de temperaturas con una línea más gruesa en el diagrama Fe-C. Prácticamente en toda
esa región el acero se encuentra en estado austenítico.
T. ºF
T, ºC
Distribución
de
000
temperaturas --. 3
máximas
1700
f500
2500
1
Zona de
temperaturas
correspondientes
a la ZAC
Diagrama Fe-C
1300
1
1
1
1
1100
2000
J ___
1-
3
900
+ 1500
7_QO__
1
-+T_T ___
1 1
1
1
1
1
1
1
1
1
1
1
1000
U¡
�I
1
500
Ferrita + Cementita
g¡
o1
1
Metal base:
acero 0,3%C
0.5
Metal
soldado
ZAC
l
1.0
2.0
%C
3.0
4.0
Foeote AWS 'Wetdtog Haodbook", Vol 1, ,• edtttoo, pag.139
Figura 2.12 Esquema que relaciona la zona afectada por el calor (ZAC) de la soldadura de un acero
de 0,3%C con las temperaturas y los rangos de estabilidad de las fases en el diagrama Fe-C
De acuerdo a la curva de distribución de temperaturas que se muestra en la figura 2.12, la
región entre los puntos 1 y 4 representaría la zona del metal expuesto a este rango de
temperaturas (línea gruesa), que constituye, en este caso, el ancho de la ZAC.
Por ahora nos limitaremos a analizar el ancho de la zona afectada por el calor a través de las
ecuaciones de la temperatura máxima.
98
Ciclo térmico
Carlos Fosca
El cálculo del ancho de la ZAC (ejemplo 2) es válido para aceros cuya microestructura es del
tipo ferrítico-perlítica (acero normalizado o recocido), ya que estas fases son estables hasta los
723 º C y recién por encima de ésta la microestructura puede ser modificada.
¿Qué hubiese pasado si el acero a soldar tuviese su microestructura de partida diferente a la
de un acero recocido o normalizado; por ejemplo, una microestructura de un acero templado y
revenido (bonificado)? ¿Cómo estimaríamos el ancho de la ZAC?
Ejemplo 3. Determinación del ancho de la ZAC en aceros bonificados
Si el acero hubiese sido bonificado (templado y revenido) a una temperatura de revenido de
430 º C, por ejemplo, entonces cualquier región del acero bonificado, calentada por encima de
los 430 º C, habría sufrido, en teoría, un "sobre-revenido" y podría modificar sus propiedades
mecánicas. Por tanto, es razonable considerar la zona modificada como la ZAC del acero
bonificado, con su extremo más alejado situado donde la Tmax = 430 º C.
Entonces, aplicando la misma ecuación (4) tenemos:
--= 4, 13 (0,0044)5 (1z) +--151 0 -25
720
430 -25
de donde se obtiene que Yl.Ac = 14,2 mm.
Si comparamos este ancho de la ZAC (14,2 mm) con el obtenido para el mismo acero pero con
microestructua ferrítica-perlítica (ZAC = 6 mm), veremos que en los aceros bonificados las
variaciones de las propiedades mecánicas, debido a la soldadura, se extienden a una mayor
región del metal base.
Pero, si además nuestro acero bonificado requiere un precalentamiento antes de ser soldado,
¿cómo afectaría la temperatura de precalentamiento al ancho de la ZAC del acero templado y
revenido?
Ejemplo 4: Influencia de la temperatura de precalentamiento en el ancho de la ZAC
Continuando con el ejemplo anterior, si elegimos como temperatura de precalentamiento
To= 200 º C tenemos:
99
..
Carlos Fosca
Ciclo térmico
---- =
430-200
1
4,13(0,0044)5(Yz)
+----720
1510-200
de donde: Yz = 28,4 mm.
Vemos, pues, que el mismo acero bonificado, cuando es sometido a un precalentamiento de
200 º C, ve incrementado el ancho de la ZAC en casi el doble.
El precalentamiento aumenta el ancho de la ZAC
Ejemplo 5: Influencia del aporte de calor de la soldadura en el ancho de la ZAC
Si decidimos cambiar los parámetros de soldadura de modo que modificamos el calor de aporte
neto, ¿qué pasará con el ancho de la ZAC?
Utilizando nuevamente el ejemplo anterior, pero sin precalentamiento, si suponemos que la
energía neta aportada aumenta un 50%, tendremos que Hnet = 1.5x(720) = 1080 J/mm.
1
430-25
----=
4,13(0,0044)5(Yz)
1
+---1080
1510-25
de donde: Yz = 21,3 mm.
Al aumentar el aporte de calor en un 50%, el ancho de la ZAC ha aumentado también un 50%.
Al aumentar el aporte de calor de la soldadura se incrementa igualmente el ancho de la ZAC.
NOTA: A pesar de que la ecuación del máximo de temperatura es de gran utilidad, es
importante no olvidar las limitaciones existentes sobre su aplicación. La limitación más
importante es que la ecuación sólo es aplicable a chapas delgadas en las cuales la conducción
del calor se efectúa en direcciones paralelas al plano de la chapa. La ecuación se aplica en
procesos de pasadas únicas de penetración completa, soldadura o corte térmico, con
independencia del espesor de la chapa. También se aplica a cualquier soldadura por arco de
penetración completa con menos de cuatro pasadas. La ecuación puede aplicarse a cada
pasada de manera individual; sin embargo, la temperatura entre pasadas debe considerarse
como el valor de T0 en la ecuación del máximo de temperatura.
100
Ciclo térmico
Carlos Fosca
Resumiendo:
Hemos analizado hasta el momento cómo el ciclo térmico puede afectar una región del metal
base conocido como ZAC. El principio básico que hemos empleado es conocer aquellos puntos
del metal base que han sido calentados hasta alcanzar una temperatura por encima de la cual
el acero comienza a sufrir transformaciones microestructurales en su estado sólido. En los
aceros (normalizados o recocidos), esta temperatura suele estar referida a la A1 (723 º C);
aunque, como hemos visto, también puede ser otra menor, como por ejemplo la temperatura
de revenido de un acero "bonificado" (templado y revenido).
En los otros metales y aleaciones, esta temperatura será determinada por las transformaciones
microestructurales particulares de cada aleación. Por ejemplo, en aleaciones de aluminio
endurecibles, el ancho de la ZAC puede extenderse a los puntos del metal base que han sido
calentados por encima de los 150 º C o incluso menos.
Observemos algo muy importante. La ecuación de la T max. nos ha permitido estimar el ancho de
la zona afectada por el calor (ZAC). Ahora el siguiente paso será conocer cómo esta ZAC ha
sido afectada por el ciclo térmico de la soldadura, es decir, ¿qué ha ocurrido con el
comportamiento mecánico del metal en la ZAC? ¿Habrá disminuido su resistencia mecánica,
aumentando su ductilidad? ¿Habrá aumentado peligrosamente su comportamiento frágil?
Las transformaciones microestructurales del acero en estado sólido se producen cuando el
acero está expuesto a temperaturas superiores a A1 (723 º C). La ZAC, por su propia definición,
representa a toda esa región del material que alcanza durante la soldadura este rango de
temperaturas y, por tanto, sufrirá transformaciones microestructurales que dependerán no sólo
de la temperatura máxima alcanzada en cada punto, sino también de la velocidad con la cual
se enfriará cada punto de la ZAC hasta la temperatura ambiente.
Para responder a las interrogantes anteriores, necesitamos conocer con qué velocidad se está
enfriando el material de la ZAC; pues, como vimos en el capítulo anterior, la velocidad de
enfriamiento determina el tipo de transformación microestructural que experimentará el
acero y sus propiedades mecánicas finales.
La figura 2.13 nos permite recordar los diagramas TTT (curva de la S) y el diagrama de
transformación por enfriamiento continuo (región en gris) para un acero de 0,8%C (eutectoide).
En el mismo gráfico, se encuentran incluidas diferentes curvas de enfriamiento que pueden
representar diferentes ciclos de enfriamiento durante una soldadura.
101
Ciclo térmico
Carlos Fosca
1600
,¡¡
140 ºCls
1400
o
e::.
. ¡¡¡
1
33 º Cls
....
1200
'
ROO
6 ºCls
700
600
\
/\
1000
500
\
560 ºCls \
\
KOO
\
\
600
400
:wo
'
1
400
'
\
\
'
\
1
\
o
0.050.1
Martcnsila
1
•
:\fartensita
Perlita
10
e
9-
3(K)
\
\
------L--�--�----------Austcnita a manensita
Estructura final
u
--Diaerama ísoténníco
- Din;rama de cnfriamicnt
--- Curvas de enfriamiento
a velocidad constante
Perlita: blanda. ruesa
10'
Tiempo de transformación. s
10
1
200
100
o
10'
Figura 2.13 Diagrama TTI y de enfriamiento continuo en la que se han interpuesto ciclos
térmicos con diferentes velocidades de enfriamiento. La VCT para el acero es en estas
condiciones 140 º C/s.
Cuando las velocidades de enfriamiento son mayores a 140 º C/s, toda la austenita se
transformará en martensita, produciendo un incremento notable de la dureza del acero y de su
fragilidad. Por otro lado, si el enfriamiento de la soldadura se produce a una velocidad de
6º C/s o incluso más lenta, la austenita se transformará en ferrita + cementita, dando lugar a
una estructura de tipo perlítica. Para este acero, la velocidad de 140 º C/s puede ser
considerada como la velocidad crítica de temple (VCT).
A velocidades de enfriamiento intermedias, la microestructura resultante será una combinación
de las anteriores, pudiendo presentarse también algo de bainita. De todos modos, la presencia
de martensita aun en pequeñas proporciones puede reducir la tenacidad de la unión soldada a
niveles inadmisibles; por lo que se debe procurar en la práctica evitar velocidades de
enfriamiento que produzcan la formación de martensita.
102
Ciclo térmico
Carlos Fosca
6. VELOCIDAD DE ENFRIAMIENTO
Una vez estimado el ancho de la ZAC en una unión soldada, el siguiente aspecto del ciclo
térmico es la velocidad de enfriamiento de la soldadura. Después que un punto en el metal
fundido o en sus proximidades ha alcanzado su máximo de temperatura, la velocidad a la cual
se enfría puede tener un significativo efecto sobre la estructura metalúrgica y las propiedades
mecánicas de la ZAC. Esto es de especial importancia en los aceros tratados térmicamente.
Si observamos el ciclo térmico de algún punto de la ZAC (como los que se muestran en las
figura 2.8), veremos que no podemos hablar de una velocidad de enfriamiento sino de varias
velocidades de enfriamiento según sea la temperatura a la cual se encuentra el acero durante
su enfriamiento. Por ejemplo, en los ciclos t · rmicos que se muestran en la figura 2.8 vemos
que a temperaturas elevadas (1OOO ºC), el acero se enfría más rápidamente que cuando se
encuentra a temperaturas bajas (300 ºC). Por ello, tendríamos que referir nuestra velocidad de
enfriamiento a una determinada temperatura o rango de temperaturas en el ciclo térmico.
En realidad, la región de temperaturas críticas para la cual nos interesa conocer con que
velocidad se enfría el acero, está comprendida entre los 800 º y los 500 º C, que corresponde a
la zona superior de la curva de la "S" como puede observarse en la figura 2.14, la cual muestra
una curva TTI de un acero AISI 4140 (aleado al Cr-Mo), donde hemos superpuesto dos curvas
de enfriamiento provenientes de un ciclo térmico.
800
(1470)
75 HRB
700
(1290)
81 HRB
87 HRB
600
(1110)
�
�
!!!
<ii
c.
E
1-
500
(930)
400
(750)
300
(570)
200
(390)
90 HRB
-
Acero: AISI 4140
Ms
Mso
Moo
100
(212)
o
(32)
Rango de temperaturas tomado
como referencia para determinar la
velocidad de enfriamiento de un
ciclo térmico
1 week
1 day
1 min
1 hour
1
1
r":
10
100
,!
103
45 HRC
105
Figura 2.14 Curva TTT de un acero AISI 4140, donde se muestran curvas típicas de
enfriamiento y la región de temperaturas considerada para detenninar la velocidad de
enfriamiento de un ciclo ténnico de soldadura
103
Ciclo térmico
Carlos Fosca
La utilidad de calcular una velocidad de enfriamiento a partir de los parámetros de soldadura
proviene del hecho de conocer si el enfriamiento provocará en el acero microestructuras
frágiles como aquellas obtenidas por la transformación martensítica. Para que la austenita se
transforme en martensita, se requiere de enfriamientos que permitan que el acero se enfríe sin
tocar la nariz de la curva TTI o curva de la "S" (recordemos el concepto de la velocidad crítica
de temple "VCT").
Teniendo en cuenta esta consideración, podemos advertir que la zona de temperaturas en la
que el acero se debe enfriar rápidamente es la región cercana a la nariz de la curva (800 ºC500 ºC). Por ello, la velocidad de enfriamiento que se suele emplear para caracterizar el ciclo de
enfriamiento durante la soldadura se encuentra justamente en este rango de temperaturas.
Pero aquí es importante hacer la siguiente observación: la templabilidad y la soldabilidad son
conceptos antagónicos. Mientras que, por un lado, una buena templabilidad es ideal para
alcanzar las mejores propiedades mecánicas en una pieza de acero; por otro lado, esa misma
buena templabilidad contribuirá a generar enormes dolores de cabeza al momento de soldar
dicho acero. Un acero altamente templable tiene una elevada tendencia a alcanzar
transformación martensítica por acción de un enfriamiento rápido. Este mismo acero al ser
soldado puede formar martensita en la ZAC durante el enfriamiento y provocar con ello la
fragilidad del cordón y el riesgo a la fisuración en frío.
Este principio metalúrgico para las uniones soldadas lo podemos enunciar de una manera algo
más general:
La unión soldada no debe admitir la presencia de constituyentes frágiles en su microestructura
Uno de esos constituyentes tremendamente frágiles es justamente la martensita. Sin embargo,
existen otros microconstituyentes (o combinaciones de ellos) que proporcionan un
comportamiento frágil a la unión soldada y que, por tanto, también deben evitarse. El común
denominador de todos ellos, además de fragilizar la unión, es que se forman como
consecuencia de enfriamientos rápidos desde las temperaturas de austenización. Por tanto, en
términos generales, los aceros al carbono y de baja aleación deben ser soldados de acuerdo a
un procedimiento que no provoque elevadas velocidades de enfriamiento después de la
soldadura. Las condiciones específicas que permitan conseguir este objetivo dependerán del
tipo de acero, el espesor de la plancha, el procedimiento de soldadura y el calor de aporte
empleado.
A continuación, analizaremos algunas ecuaciones que nos permiten estimar la velocidad de
enfriamiento en cada punto de una unión soldada.
104
Ciclo térmico
Carlos Fosca
6.1 Ecuación de la velocidad de enfriamiento para chapas gruesas y delgadas
Los cálculos y comparaciones de las velocidades de enfriamiento requieren una cuidadosa
especificación de las condiciones en que se producen. Como vimos líneas arriba, indicar
solamente "velocidad de enfriamiento" de una soldadura no es adecuado, debido a que la
velocidad de enfriamiento varía con la temperatura. El método más útil es determinar la
velocidad de enfriamiento en el momento en que el metal está a una temperatura determinada
de interés, Te. A temperaturas por debajo de la de fusión, la velocidad de enfriamiento en la
soldadura y en su ZAC inmediata es substancialmente independiente de la posición.
En los aceros al carbono y de baja aleación, la temperatura de interé e tá n la proximidade
de la "nariz" perlítica de acuerdo al diagrama Tiempo-Temperatura-Transformación (diagrama
TTT). La temperatura exacta no es crítica pero debe ser la misma para todos los cálculos y
comparaciones. Un valor de T0 = 550 º C es suficiente para la mayoría de los aceros.
El uso práctico más importante de la ecuación de la velocidad de enfriamiento es el cálculo de
los requisitos de precalentamiento. Por ejemplo, cuando las chapas son relativamente gruesas
y se necesitan varias pasadas (más de seis para completar la unión), la velocidad de
enfriamiento, R, viene dada por:
R
= 21r k (Te -T0 ) 1 ... (S)
Hnet
donde:
R = Velocidad de enfriamiento en un punto sobre el eje central de la soldadura ( ºC/seg.) en
k
=
el momento justo en que el punto se está enfriando a la temperatura de interés Te ·
Conductividad térmica del metal (J/mm x seg x ºC).
Estrictamente hablando, la velocidad de enfriamiento es máxima sobre el eje central de la
soldadura y es este máximo el que nos viene dado por la ecuación (5).
Sin embargo, la velocidad de enfriamiento en las proximidades de la zona fundida es sólo un
pequeño porcentaje menor que la del eje central de la soldadura. Consiguientemente, la
ecuación de la velocidad de enfriamiento se aplica a toda la soldadura y a la región inmediata
de la ZAC (ver figura 2.15).
105
Ciclo térmico
Carlos Fosca
Chapas gruesas:
R
Zona en la que la ecuación de R
es estrictamente válida
= 2 ;rr k (� - Ta) 2
Hnet
Zona en la que la ecuación de R
brinda una correlación bastante
aceptable (incluye la ZAC)
Chapas delgadas:
R = 2 ;rr kp
c[-
1
-]
Hnet
2
·
3
(Te -T0 )
R = Velocidad de enfriamiento en
un punto sobre el eje central de la
soldadura ( º C/s) en el momento
justo en que el punto se está
enfriando a la temperatura de
interés Te
.______Q___
:+-
Y{mm)
Eje central de la soldadura
Figura 2.15 Ecuaciones de las velocidades de enfriamiento para chapas delgadas y gruesas
Si las chapas son relativamente delgadas, requiriendo menos de cuatro pasadas, la fórmula es:
R = 21r kp
2
c[-t
-]
Hnet
· (�
-T0 ) ....(6)
3
La distinción entre chapa gruesa y delgada requiere algunas explicaciones. La ecuación para
chapas gruesas se emplea cuando el flujo de calor es tridimensional, es decir, hacia abajo y
hacia los laterales de la soldadura. Esta ecuación de chapas gruesas se podría aplicar, por
ejemplo, a un pequeño cordón depositado sobre una chapa de espesor grueso. La ecuación
para chapas delgadas se aplicaría a cualquier pasada única, soldadura de penetración
completa o corte térmico. Algunas veces no es fácil determinar si la chapa es gruesa o
delgada, debido a que estos términos no tienen un significado absoluto. Por esta razón, es útil
definir una cantidad adimensional denominada "espesor relativo de la chapa" r:
'=
1
106
t
¡pc(�-Ta)
\
Hnet
·····
(7)
Ciclo térmico
Carlos Fosca
La ecuación para chapas gruesas se aplica cuando r es mayor de 0,9, y la ecuación de chapas
delgadas cuando r es menor que 0,6. Cuando r está comprendido entre 0,6 y 0,9, la ecuación
de las chapas gruesas da una velocidad de enfriamiento demasiada alta y la ecuación de las
chapas delgadas una velocidad que es demasiado baja. Sin embargo, si se efectúa una
división arbitraria a un valor de r = 0,75, considerando los valores más altos como chapas
gruesas y los que estén por debajo como chapas delgadas, el error máximo no suele exceder
del 15% en los cálculos de la velocidad de enfriamiento, siendo menor aun el error cuando
aplicamos estas ecuaciones para calcular la temperatura de precalentamiento.
6.2 Temperatura de precalentamiento y velocidad de enfriamiento crítica
Analicemos juntos las ecuaciones (5) y (6) de las velocidades de enfriamiento. Lo primero que
observamos es que si aumentamos la temperatura "To", el valor de R disminuye (cualquiera
que sea la ecuación analizada). Esto significa que si precalentamos la plancha, conseguiremos
disminuir la velocidad de enfriamiento después de la soldadura y reduciremos el riesgo de tener
estructuras frágiles. Este justamente es el motivo por el cual se suelen precalentar los aceros
fácilmente endurecibles (templables).
Para cada composición química de los aceros, existe una velocidad de enfriamiento crítica
(VCT); si la velocidad de enfriamiento del metal de soldadura supera este valor crítico, se
formarán estructuras martensíticas duras en la ZAC, existiendo el riesgo de agrietamiento en el
caso de que se produzcan tensiones térmicas en presencia de hidrógeno en el interior del
cordón de soldadura.
La ecuación de la velocidad de enfriamiento puede utilizarse para:
+
Determinar la velocidad de enfriamiento crítica en determinadas condiciones de soldadura.
+
Calcular las temperaturas de precalentamiento necesarias para evitar estructuras frágiles
en la soldadura.
Determinación de la velocidad de enfriamiento crítica (VCT)
La forma más simple de determinar la velocidad de enfriamiento crítica es depositar una serie
de cordones sobre el material base, manteniendo constantes todos los parámetros, excepto la
velocidad de soldadura.
Por ejemplo, supongamos que efectuamos una soldadura con los siguientes parámetros:
107
Ciclo térmico
Carlos Fosca
Tensión (E) = 25 V
Amperaje (1) = 300 A
T0 = 25 C
Te= 550 º C
Espesor (t) = 6 mm
Eficiencia térmica (f 1 )= 0, 9
º
Velocidad de soldeo (mm/s)
6
17
1
s
1
9
1
10
Una vez que hemos ejecutado los diferentes cordones, tomamos la dureza en la zona afectada
por el calor y comprobamos que solamente se han producido incrementos de dureza
apreciables (presencia de estructuras duras y frágiles) cuando los cordones fueron depositados
con velocidades de soldeo de 9 y 1O mm/seg.
En conclusión, la velocidad de enfriamiento crítica (VCT) se produce con una velocidad de
soldadura de alrededor de los 8 mm/seg (las velocidades de enfriamiento obtenidas a
9
y 1O
mm/s son superiores a la VCT, pues producen microestructuras duras). El cordón depositado
con esta velocidad de soldeo experimenta una velocidad de enfriamiento que debe
considerarse, en este caso, como máxima.
En estas circunstancias, el aporte térmico neto es:
y el espesor relativo es:
9
Hnet= 25(3oo)o , =843,75J/nm
8
r=6
0,0044 (550- 25
= 0,31
843,75
por lo tanto, podemos aplicar la ecuación para chapas delgadas, resultando:
6
__!i_ = 0.0044 [
]
843,75
21C k ,
2
(550- 25)3 = 32,2
R = 21r(0,028)32,2 = 5,7 ºC / seg
De los valores anteriores, deducimos que 6 º C/s es aproximadamente la velocidad de
enfriamiento crítica (VCT) en las condiciones de soldadura establecidas.
108
Ciclo térmico
Carlos Fosca
Con este ejemplo hemos podido comprobar lo útil que puede ser el uso de esta ecuación para
calcular la velocidad crítica de temple (VCT), empleando pruebas experimentales sencillas.
Pero aún podemos sacarle más provecho a estas ecuaciones. El valor de la VCT es una
propiedad del acero y, por tanto, podemos emplearla como dato importante para modificar
nuestros parámetros de soldadura y conseguir una unión soldada de calidad microestructural.
6.3 Determinación de la temperatura de precalentamiento
Tomando como referencia el mismo acero del problema anterior, vamos a modificar las
condiciones de soldadura a:
Tensión (E) = 25 V
Amperaje (1) = 250 A
Velocidad de soldeo (mm/s) = 7
Te= 550 º C
Espesor (t) = 9 mm
Eficiencia térmica (f 1 )= 0,9
En estas nuevas condiciones, vamos a determinar la temperatura de precalentamiento (To)
necesaria para evitar la formación de estructuras frágiles (martensíticas). Para ello, tomaremos
el valor de R = 5,7° C/s calculado en el problema anterior como una condición que debemos
alcanzar.
Suponiendo válida la ecuación para chapas delgadas, tenemos:
[
R . ] = 32,2 = 0,004J�]
2nk max
1804
2
· (550- T0 )
3
donde Hnet = 25 (250) 0,9 17 = 804 J/mm
Resolviendo la ecuación anterior, despejamos el valor de TO = 162 º C
y el espesor relativo es r = 9
�0.0044 (550-162)/804 = 0,41
con lo cual comprobamos que la aplicación de la ecuación de chapas delgadas fue correcta.
Por lo tanto, si empleamos una temperatura de precalentamiento de 162 º C o una mayor, la
velocidad de enfriamiento no superará los 6º C/s y no se nos formarán estructuras frágiles
(martensita) en las ZAC de la unión soldada.
109
Ciclo térmico
Carlos Fosca
¿Qué les ha parecido? Estas ecuaciones nos han permitido, sin mucho trabajo, obtener
información importante para poder desarrollar un procedimiento de soldadura que nos evite el
riesgo de tener microestructuras frágiles en la unión.
Pero, ¿cuán fiables son?. Estas ecuaciones fueron desarrolladas para soldadura a tope, con lo
cual existe ya una limitación a tener en cuenta. Dado que el enfriamiento de las soldaduras
depende de los posibles caminos de conducción de calor que existan en las proximidades del
metal base frío (ver figura 2.16), es necesario, en algunas ocasiones, modificar las ecuaciones
de la velocidad de enfriamiento para uniones a tope o para el depósito de cordones sobre
chapas.
A través de dos espesores de
A través de tres espesores de plancha
A través de cuatro espesores de plancha
Figura 2.16 Relación entre los tipos de unión y el flujo de calor durante el proceso de
soldadura
Si observamos la figura 2.16, veremos que si tenemos que soldar una unión en T, con chapas
de 9 mm de espesor, tendremos tres caminos de conducción de calor en lugar de los dos que
teníamos al soldar a tope. La ecuación de la velocidad de enfriamiento se modifica,
consecuentemente, disminuyendo el aporte térmico efectivo mediante la introducción de un
factor de 2/3.
110
Ciclo térmico
Carlos Fosca
Debido a que este enfriamiento será más rápido, serán necesarias temperaturas de
precalentamiento superiores a las equivalentes en uniones a tope. Una situación similar se nos
presenta en la soldadura de filete de chapas de gran espesor. Si en las condiciones anteriores
se deposita un cordón en ángulo entre dos chapas de 50 mm de espesor, la soldadura estará
rodeada por una mayor cantidad de metal frío que si hubiera sido depositado sobre una chapa
del mismo espesor. Como en el ejemplo anterior, se debe introducir un factor reductor del
aporte térmico.
Las variables que afectan a la velocidad de enfriamiento y a la distribución de temperaturas
máximas son la temperatura inicial, el espesor de la plancha y el aporte térmico. Si
precalentamos para controlar la velocidad de enfriamiento, la temperatura requerida puede
variar ampliamente en función de las otras condiciones, pudiendo ser necesarios
precalentamientos altos al soldar chapas gruesas con aportes térmicos bajos, especialmente
en uniones en ángulo.
En la soldadura de aceros templables, la velocidad de enfriamiento crítica es una característica
del acero y debe determinarse en las condiciones en que vaya a ser soldado. Aunque los
diagramas TTI están publicados para todos los aceros de baja aleación, éstos han sido
obtenidos bajo condiciones relacionadas con tratamientos térmicos convencionales que no
corresponden a las muy altas velocidades de calentamiento y enfriamiento que se presentan en
los procesos de soldadura.
Por lo general, la ZAC de las uniones soldadas se endurece más fácilmente que el mismo
acero sometido a un tratamiento térmico de temple; esto significa que, en estas zonas, la
velocidad de enfriamiento crítica (VCT) es menor. Esta diferencia se debe a que las
temperaturas en la ZAC exceden en varios cientos de grados a aquellas que se alcanzan en
los tratamientos térmicos normales; como consecuencia, la disolución y homogeneización de
los carburos y elementos de aleación es mucho mayor en estas zonas, a pesar del corto tiempo
que han estado sometidas a tan altas temperaturas. Un efecto indirecto de lo anterior es que la
microestructura de las ZAC es de grano más grueso que las del metal tratado térmicamente, lo
que desplaza la curva TTI hacia tiempos mayores, reduciendo aun más la velocidad crítica de
enfriamiento en estas zonas.
La selección de la temperatura de precalentamiento debe efectuarse teniendo en cuenta tanto
los cálculos teóricos como la experiencia práctica. La temperatura de precalentamiento óptima
es aquella que mantiene una velocidad de enfriamiento ligeramente inferior a la velocidad
crítica (VCT) con un cierto margen de seguridad. El precalentamiento excesivo, además de
incrementar las condiciones desfavorables para el soldador, aumenta el tamaño de la ZAC.
111
Carlos Fosca
Ciclo térmico
La temperatura de precalentamiento no debe considerarse como una propiedad fija del
acero a soldar; es la velocidad de enfriamiento la que representa un parámetro para cada tipo
de acero, pues el hecho de establecer, como se hace en los aceros templables, que la
temperatura de precalentamiento es de 200 º C, sin especificar otra cosa, puede resultar siendo,
en ciertos casos, demasiado alta y, en otros demasiado baja.
La figura 2.17 nos lleva nuevamente al diagrama TTT (tiempo-temperatura-transformación)
correspondiente a un acero determinado. Recordemos que las zonas rayadas representan las
áreas de transformación de la austenita. Si una curva de enfriamiento las atraviesa, producirá
en el metal la transformación indicada en cada una de ellas, debiéndose procurar, por tanto,
que dicha curva de enfriamiento evite la zona señalada A�M (formación de martensita) o A�B
(formación de bainita).
Debemos tener siempre en consideración que al soldar se producirá un enfriamiento rápido
(por ejemplo, cuando el material es muy grueso) y que para evitar la presencia de estructuras
frágiles en la unión será necesario reducir la velocidad de enfriamiento de la pieza aumentando
la temperatura de la misma por medio de un precalentamiento e incluso realizando un
postcalentamiento si fuese necesario.
t\�- - - -- --
Austenita
�' '
l
Ar3
Ar 1
900
800
A - Anst.enita
.F-Ferrit.a
P- Perlita
B- BRlnlta
M··Mru-tensits
700
"-.,
"-
600
'\
/--------"
Ms
/ Ferrita+ )
\ Perlita
\
A- M
,.__/
Mf
e:!
:..
500
400
300
200
100
10
100
1000
2000
Tiempo, s
Figura 2.17 Curva TTI de un acero de bajo contenido de carbono
112
�
E-<
,.
Carlos Fosca
Ciclo térmico
6.4 Tiempo de enfriamiento "t8/5"
Existe otra forma práctica de expresar la velocidad de enfriamiento durante un ciclo térmico de
soldadura y es el parámetro conocido como "t8/5" (figura 2.18).
700
t8/5
IMIN
.7
, ¡ 1H
0.5 1 2
5 to
Figura 2.18 Esquema donde se muestra
la definición del tiempo de enfriamiento
t8/5
El t8/5 es el tiempo de enfriamiento de una curva en el intervalo entre 800º y 500 º C.
Recordemos que es justamente la velocidad en este rango de temperaturas la que define la
posibilidad de tener microestructuras martensíticas o, en general, microestructuras frágiles en
el acero a temperatura ambiente.
Así que, en vez de calcular la velocidad de enfriamiento a 550 ºC, podemos determinar el
tiempo t8/5 en función del calor de aporte, del tipo de junta, del espesor de plancha y de las
propiedades físicas del material.
113
Ciclo térmico
Carlos Fosca
Para chapas gruesas:
1
[
1
1
t8/5 = -Hnet
R
27rk
500 -To 800-To J �
Para chapas delgadas:
l
1 [( 1 ) 2 ( 1 ) 2 ]F
t8/5 = --Hnet 2 ""T
4nk¡x
r-
500 -To
-
800 -To
7
-
donde:
t8/5 = tiempo de enfriamiento en el intervalo 800 º -500º C (s)
k= conductividad térmica del acero (J/s.cm. ºC)
Hnet= calor de aporte neto aportado (J/cm)
To= temperatura inicial de la plancha a soldar (ºC )
F2 = factor de junta para una disipación de calor bidireccional, de acuerdo con la Tabla 2.4
F3 = factor de junta para una disipación de calor tridimensional, de acuerdo con la Tabla 2.4
p= densidad del acero (g/cm3)
e = calor específico del acero (J/g ºC)
t= espesor de la chapa (cm)
siendo el espesor de plancha crítico "te":
(
1
1
Hnet
te= 2pc
[500-To + 800-To]
Si t > te, se aplica la fórmula para chapas gruesas
Si t < te, se aplica la fórmula para chapas delgadas
114
J
l/2
Ciclo térmico
Carlos Fosca
Tabla 2.4 Factores de corrección para la determinación de la temperatura t8/5 en función del tipo
de junta
Tridimensional Bidimensional
r-<=>-1
nn
iVl
1 V 1
Il
1
11
F3
F2
1,0
1,0
0,85
1,0
0,9
1,0
0,95
1,0
0,6
0,5
0,7
0,9
0,65
0,7
,.
Fuente: Manuel Reina Gómez "Soldadura de los aceros - aplicaciones", 3•" edición, pag. 233
Al igual que en las ecuaciones para el cálculo de la velocidad de enfriamiento "R", el tiempo
"t8/5" depende fundamentalmente del aporte de calor "Hnet" y de la temperatura inicial (o
temperatura de precalentamiento).
Si aumentamos el aporte de calor o incrementamos la temperatura de precalentamiento, el
tiempo t8/5 aumentará, lo que indica que la velocidad de enfriamiento ha descendido.
Una velocidad de enfriamiento muy rápida (un valor t8/5 pequeño) desde la región austenítica
del acero aumenta la resistencia a la tracción de la unión soldada, pero disminuye su ductilidad.
Si se incrementa aun más la velocidad de enfriamiento, aumentará también el riesgo de
fisuración en frío de la unión soldada.
115
Carlos Fosca
Ciclo térmico
Por el contrario, si la velocidad de enfriamiento es muy lenta (un valor t8/5 grande), la
resistencia mecánica de la unión soldada se verá disminuida, aumentando su ductilidad, pero
disminuyendo su tenacidad.
Como recomendación general para construcciones soldadas, se procura que el tiempo de
enfriamiento entre 800 º y 500 ºC se encuentre dentro del siguiente rango:
1 Os < t8/5 < 25 s
Para aceros de máquinas con un %C < 0,2% y en estado de normalizado, se recomienda que
el valor de t8/5 no sobrepase una velocidad de enfriamiento que provoque más de un 30%
martensita en la microestructura. Es interesante observar que en estos aceros de bajo %C es
posible admitir presencia de martensita en la estructura sin riesgo a fragilizar el material.
7. TIEMPO DE SOLIDIFICACIÓN
Hasta ahora hemos tratado los cambios metalúrgicos que se producen en la ZAC de una unión
soldada y hemos analizado el ciclo térmico de una soldadura orientando nuestro análisis a la
ZAC. Sin embargo, también es importante considerar las variables metalúrgicas que pueden
producir cambios microestructurales en la zona del metal fundido y, por tanto, cambios en el
comportamiento mecánico.
La velocidad a la cual el metal fundido solidifica durante la soldadura puede tener un efecto
notable sobre su microestuctura, sus propiedades mecánicas,. su facilidad para ser tratada
térmicamente y sobre el contenido de impurezas. El tiempo de solidificación del metal
fundido, "St" (segundos), depende del aporte térmico neto y viene dado por la siguiente
fórmula:
St =
L-Hnet
)
27ikpCT,
( n -To
2 ....... (8)
donde:
St = tiempo (s) de solidificación: tiempo transcurrido desde el principio hasta el final de la
solidificación de un punto determinado del metal fundido y
L = calor de fusión (Joules/mm\
116
Carlos Fosca
Ciclo térmico
El tiempo de solidificación es función del aporte de calor y de la temperatura inicial. Por
ejemplo, si se deposita sobre una chapa un cordón de soldadura con un aporte de calor de
800 J/mm con una temperatura inicial de 25 º C, tendremos:
St=
2(800)
2JT0,028(0,0044)(1 510-25)2
=094seg
Si comparamos con cualquier otro proceso de fusión (como la fundición), el tiempo de
solidificación del baño fundido durante la soldadura es extremadamente rápido (menos de un
egundo en nuestro ejemplo).
Por esta razón, no es adecuado describir la estructura del metal fundido como una estructura
de fundición; la microestructura que se obtiene al solidificar la soldadura tiene características
específicas distintas a las de cualquier otra estructura. La principal razón por la cual el metal de
soldadura se enfría mucho más rápidamente que las fundiciones clásicas es que el baño
fundido está en un mejor contacto con el metal frío que le rodea y que actúa como molde.
7.1 Efecto del espacio interdendrítico
La ecuación de solidificación (8 ) nos muestra que el tiempo de solidificación es proporcional al
aporte de calor(Hnet). El tiempo de solidificación afecta de una forma directa a la estructura del
metal de soldadura. La mayoría de las aleaciones empleadas en la industria enfrían en forma
dendrítica; por ello, una característica estructural importante del metal de soldadura es el
espacio entre dendritas. Este espacio es proporcional a la raíz cuadrada del tiempo de
solidificación. Por ejemplo, si comparamos dos pasadas de soldadura, una de las cuales se
deposita con un aporte térmico cuatro veces mayor que la otra; la distancia entre dendritas será
dos veces mayor. En otras palabras, cuanto mayor sea el aporte térmico, se producirá una
estructura más grosera, estructura que influye directamente sobre las propiedades mecánicas y
sobre la capacidad de respuesta de la soldadura a los tratamientos térmicos.
117
Carlos Fosca
Ciclo térmico
dendritas
ZAC •ill-...._..
., Metal
solidificando
Figura 2.19 Estructura dendrítica que se
presenta en la zona de fusión de una unión
soldada
En la mayoría de los metales, la resistencia, la ductilidad y la tenacidad son superiores
cuanto menores son los espacios entre dendritas; favoreciéndose, al mismo tiempo, la
facilidad de ser tratados térmicamente.
7.2 Efecto del aporte de calor sobre la microestructura de la zona fundida
El aporte de calor es el factor que más influye durante los ciclos térmicos que se producen en
la soldadura, ya que actúa sobre la distribución de las temperaturas máximas, la velocidad de
enfriamiento y el tiempo de solidificación. También existe una relación directa, aunque algo
inexacta, entre el aporte térmico y las dimensiones de la soldadura. Las modificaciones de
otros parámetros, tales como tensión, intensidad o velocidad de soldadura, afectan solamente
de la misma manera en que se modifica el aporte térmico. Supongamos que realizamos dos
depósitos de soldadura en una misma plancha de acero bajo las siguientes condiciones:
Depósito 1
118
Depósito 2
E
25V
25V
1
250A
500A
V
7 mm/seg
14 mm/seg
f1
0,9
0,9
t
9mm
9mm
To
162º C
162ºC
Hnet
804 J/mm
804 J/mm
Ciclo térmico
Carlos Fosca
Se puede ver que en ambos casos el aporte de calor (Hnet) es el mismo (804 J/mm). Por ello,
ambas condiciones no presentan diferencias importantes en la distribución de la temperatura
máxima, velocidad de enfriamiento o estructura dendrítica. Sin embargo, los dos depósitos
presentarán diferencias sustanciales en relación con la penetración, contorno del cordón,
presencia o ausencia de mordeduras y otros defectos.
El aporte térmico no es el único factor que influye en la calidad de la soldadura, pero sí es el
principal factor que influye sobre las propiedades originadas por transformaciones
microestructurales.
Por consideraciones metalúrgicas, generalmente, se aconsejan aportes térmicos bajos; ya que
la ZAC se reduce y las características de los metales base se mejoran al tener estructuras
dendríticas finas. Pensando solamente en este sentido, podríamos recomendar siempre la
utilización de muchos cordones pequeños en lugar de pocos cordones grandes para obtener
una soldadura de calidad metalúrgica aceptable (figura 2.20).
Sin embargo, los factores económicos nos hacen pensar en la posibilidad de emplear grandes
pasadas de soldadura debido a un mayor incremento de la productividad. También es
aconsejable, desde el punto de vista metalúrgico, reducir la velocidad de enfriamiento en la
soldadura de metales férreos fácilmente endurecibles; esto se puede lograr a través de un
aumento del aporte térmico. Un caso extremo es la soldadura oxiacetilénica de las fundiciones,
donde debido a que el rendimiento del proceso de soldadura es muy bajo, el aporte térmico
necesario es muy elevado, produciéndose velocidades de enfriamiento suficientemente bajas
que evitan la formación de estructuras frágiles en las piezas fundidas.
Pasada #2
Dos
pasadas
Múltiples
pasadas
Pasada #1
Figura 2.20 Metalúrgicamente hablando es más recomendable realizar una unión soldada empleando múltiples
pasadas pues se afina la estructura y se mejoran las propiedades mecánicas de la unión
119
Ciclo térmico
Carlos Fosca
RESUMEN
•
Cuando se suelda una pieza, se la somete a calentamientos y enfriamientos
localizados conocidos como ciclos térmicos.
•
Los ciclos térmicos provocan cambios microestructurales que generan a su vez
cambios en las propiedades mecánicas de la unión soldada. Asimismo, pueden
ocasionar distorsión y presencia de tensiones residuales.
•
La zona del cordón de soldadura que es afectada por el ciclo térmico es conocida
como zona afectada por el calor (ZAC).
•
El aporte de calor es el parámetro característico que incide directamente sobre el
ciclo térmico.
•
El aporte de calor es directamente proporcional a la corriente y tensión de arco e
inversamente proporcional a la velocidad de soldeo. Así cordones de soldadura
ejecutados con bajos niveles de amperaje producen también bajos aportes de calor.
•
El aporte de calor afecta directamente al ciclo térmico y a la distribución de
temperaturas a lo largo y ancho del cordón.
•
El ciclo térmico nos brinda, como información, toda la historia térmica del metal en un
punto determinado de la unión soldada. A través de él, podemos conocer la
temperatura máxima alcanzada y la velocidad de enfriamiento en todo momento
•
La distribución de temperaturas representa el estado térmico de diversos puntos de la
unión soldada para un determinado tiempo. A diferencia del ciclo térmico, la
distribución
de temperaturas
relaciona para un determinado
momento las
temperaturas de diferentes puntos del cordón.
•
Mientras
que
el
ciclo
térmico
condiciona
directamente las
características
microestructurales de la ZAC, la distribución de temperaturas permite establecer el
ancho de la misma y predecir posibles distorsiones o presencia de tensiones
residuales.
•
La temperatura máxima en un punto cualquiera de la ZAC depende del aporte de
calor, del calor específico del metal base, del espesor y de la temperatura inicial de la
plancha a soldar.
•
Conociendo la temperatura máxima de los diferentes puntos del cordón es posible
estimar el ancho de la ZAC, es decir de la región afectada térmicamente.
120
..
Ciclo térmico
•
Carlos Fosca
La velocidad de enfriamiento durante la soldadura depende del aporte de calor, de la
conductividad térmica del metal, de la temperatura inicial del metal base y en algunos
casos del espesor de la plancha.
•
Conociendo la temperatura máxima y la velocidad de enfriamiento de cualquier punto
del cordón se puede predecir su dureza final. Esto es muy importante para poder
seleccionar los parámetros de soldadura (aporte de calor y temperatura de
precalentamiento) de modo que no se produzcan microestructuras frágiles.
•
La velocidad a la cual el metal fundido solidifica durante la soldadura tiene un efecto
notable sobre su microestructura, sus propiedades mecánicas, su facilidad para ser
tratada térmicamente y sobre el contenido de impurezas. Este parámetro viene
establecido por el tiempo de solidificación del metal fundido "St".
•
El tiempo de solidificación, depende del aporte térmico neto. A mayor aporte térmico
mayor será el tiempo de solidificación lo cual producirá una estructura más grosera y
con menores propiedades mecánicas.
•
En general, el aporte de calor es el factor que más influye durante los ciclos térmicos
que se producen en la soldadura, ya que actúa sobre la distribución de las
temperaturas máximas, la velocidad de enfriamiento y el tiempo de solidificación
•
Por consideraciones metalúrgicas, generalmente, se aconsejan aportes térmicos
bajos; ya que la ZAC se reduce y las características de los metales base se mejoran
al tener estructuras dendríticas finas.
•
Sin embargo, los factores metalúrgicos no son lo únicos que condicionan la calidad
de una soldadura y muchas veces es necesario sacrificar las mejores condiciones
metalúrgicas a fin de alcanzar los mejores niveles de productividad sin que esto
afecte significativamente la calidad de la unión soldada
121
Ciclo térmico
Carlos Fosca
CONSOLIDANDO IDEAS
CICLO TÉRMICO
Calor generado por la
fuente (Qf)
---• Calor transferido
Depende de:
Calor transferido
al material
1.
2.
3.
4.
El calor de aporte neto
El espesor de pieza a soldar
Tipo de junta
Las propiedades térmicas
del material
5. La temperatura inicial de la
pieza a soldar
Tiene
influencia en la:
l
1•
1•
Zona afectada por el calor
ZAC
Temperatura máxima en
cada punto de la ZAC
'
Ancho de la ZAC
1
t
•
Tiempo de solidificación
Velocidad de
enfriamiento
l
Microestructura
de la ZAC
Propiedades
mecánicas de la
ZAC
122
Zona de fusión
ZF
1
•
Microestructura
de la zona de
fusión
,.
Propiedades
mecánicas de la
ZF
SOLDABILIDAD
OBJETIVO
Al final de este capítulo usted estará en capacidad de:
+
Relacionar el índice de carbono equivalente (CE) con la soldabilidad de los aceros.
•
Seleccionar las condiciones de precalentamiento de un acero a ser soldado teniendo como
referencia el CE.
Entender la influencia de la dilución en las propiedades del depósito solidificado.
Carlos Fosca
So/dabilidad
ÍNDICE
INICIANDO EL ESTUDIO
1.
CONCEPTO DE SOLDABILIDAD
2.
CARBONO EQUIVALENTE
2.1. Introducción
2.2. Fórmulas del carbono equivalente
2.3. Predicción de la dureza bajo el cordón
2.4. Determinación de la temperatura de precalentamiento
3.
DILUCIÓN
RESUMEN
CONSOLIDANDO IDEAS
124
INICIANDO EL ESTUDIO
¿ Qué debo tener en cuenta
para garantizar la
continuidad metálica en una
unión y un buen
comportamiento en
servicio?
SOLDABILIDAD
SOLDABILIDAD
OPERATIVA
SOLDABILIDAD
METALÚRGICA
evitar riesgo de fisuración
en frío o compo1tamiento
frágil de la unión soldada
Comportamiento
mecánico y
químico
Soldabilidad:
C.E., máxima dureza
debajo del cordón,
grado de dilución
Procedimiento de
soldadura
•
RESISTENCIA
MECÁNICA
•
FISURACIÓN EN FRÍO
•
FISURACIÓN
CALIENTE
•
COMPORTAMIENTO
FRÁGIL
•
CORROSIÓN
El C.E., la max1ma dureza
bajo el cordón y el grado de
dílución son criterios que se
emplean para elaborar un buen
procedimiento de soldadura
SOLDABILIDAD
CONSTRUCTIVA
EN
ZAC
CARBONO
EQUIVALENTE
MÁXIMA DUREZA
BAJO EL CORDÓN
ZONA FUNDIDA
GRADO DE
DILUCIÓN
Soldabilidad
Carlos Fosca
1. CONCEPTO DE SOLDABILIDAD
¿Qué es soldabilidad?
Cuando hablamos de soldabilidad solemos relacionar este término a la facilidad con la que un
material puede ser unido, alcanzando las propiedades mecánicas que se requieren para su
operación en servicio. Sin embargo, el término soldabilidad abarca mucho más de lo que esta
simple definición nos puede advertir a simple vista.
Veamos cómo define la norma ISO 581/80 al término soldabilidad:
"un acero e considera so/dable en un grado pre-fijado, por un procedimiento determinado
y para una aplicación específica, cuando mediante una técnica adecuada se pueda
conseguir la continuidad metálica de la unión, de tal manera que ésta cumpla con las
exigencias prescritas con respecto a sus propiedades locales y a su influencia en la
construcción de la cual forma parte integrante"
Esta última definición nos permite advertir muchos aspectos involucrados en ello que
pretendemos entender como soldabilidad. Analicemos esa última definición:
•
"un acero se considera so/dable en un grado pre-fijado ... ": quiere decir que, en
principio, no podemos afirmar categóricamente que un acero es soldable o no; sino, más
bien, existen niveles o grados de soldabilidad que puede tener un acero.
•
"... por un procedimiento determinado y para una aplicación específica, cuando,
mediante una técnica adecuada... ": quiere decir que tampoco podemos definir la
soldabilidad de manera independiente al proceso de soldadura empleado, a las
condiciones en las cuales va a trabajar la unión soldada y tampoco a la técnica que se
desea emplear.
•
"...se pueda conseguir la continuidad metálica de la unión... ": esto nos indica que la
unión soldada debe formar una unidad con los materiales a unir.
•
"...de tal manera que ésta cumpla con las exigencias prescritas con respecto a sus
propiedades locales y a su influencia en la construcción de la cual forma parte
integrante": esta última parte es la exigencia que debe cumplir la unión soldada y a través
de la cual solemos calificarla. De qué sirve que hallamos unido dos metales a través de un
proceso y una técnica determinada para cumplir con una aplicación específica si al final no
es capaz de brindar las propiedades mecánicas (por ejemplo, resistencia a la corrosión) o
contribuir favorablemente a preservar la integridad estructural de un componente.
126
Soldabilidad
Carlos Fosca
Por lo tanto, vemos, pues, que hablar de soldabilidad ya no resulta tan sencillo como parecía.
Un acero puede ser soldable con un proceso pero con otro no, puede ser soldable para una
aplicación pero para otra no, o puede incluso brindar continuidad metálica pero no ser soldable.
La soldabilidad, entonces, suele ser considerada bajo los siguientes puntos de vista:
a.
La soldabilidad operativa se refiere a la operación de soldeo en sí y estudia las
dificultades de su realización, bien sea por fusión o por otros procesos. Es la posibilidad
operatoria de unir los metales con el fin de obtener continuidad metálica en la unión.
Ejemplo: Soldar el metal A empleando el proceso TIG (GTAW). Si no logramos unirlo,
entonces decimos que el metal no es soldable operativamente (con el proceso TIG).
b.
La soldabilidad metalúrgica se ocupa de las modificaciones microestructurales que
resultan de la operación de soldeo. Supone obtener las características mecánicas
y
químicas deseadas en la unión.
Ejemplo: Se logra soldar el metal A empleando el proceso TIG (continuidad metálica) pero
sus propiedades mecánicas son inferiores a las que se le exige; entonces hablamos de
problemas de soldabilidad metalúrgica.
c.
En la soldabilidad constructiva o global, se trata de definir y estudiar las propiedades y
condiciones que debe reunir la soldadura para poder entrar en servicio en una construcción
determinada. Define las propiedades de conjunto de la construcción por la sensibilidad de
la unión a la deformación y a la rotura bajo el efecto de las tensiones.
Ejemplo: Se suelda el metal A mediante el proceso TIG, consiguiendo una buena
soldabilidad operativa y una buena soldabilidad metalúrgica; pero ahora resulta que el
procedimiento, al ser aplicado en la construcción de una determinada estructura, provoca
serias deformaciones o la aparición de tensiones residuales que ponen en riesgo la
integridad de todo el conjunto de la construcción. Nos encontramos, pues, ante un
problema de soldabilidad constructiva.
Tengamos, pues, presente que el término soldabilidad implica enfocar el problema de la unión
soldada desde diferentes ángulos. A lo largo del presente capítulo, estudiaremos la soldabilidad
desde el punto de vista metalúrgico y a partir de ahora nos referiremos a ella simplemente
como soldabilidad.
Entonces, dijimos que la soldabilidad (metalúrgica) busca alcanzar la continuidad metálica de la
unión garantizando determinadas propiedades que pueden ser:
•
Resistencia estática
•
Resistencia a la fatiga
•
Resistencia a la corrosión
127
Soldabilidad
Carlos Fosca
•
Ductilidad
•
Tenacidad
•
Aspecto
En general, decimos que un metal o aleación es soldable (metalúrgicamente) si cumple con
las siguientes condiciones:
•
Que tenga una buena tenacidad después de efectuada la soldadura.
•
Que su composición química sea tal que la zona fundida no se haga frágil por
dilución con el metal de base.
¿Qué factores tenemos que tomar en cuenta para lograr una buena soldabilidad?
Los factores más importantes que influyen en la soldabilidad de los metales y aleaciones son
los siguientes:
•
Las transformaciones que se producen en la zona afectada por el calor: ZAC
(también conocida como ZAT: zona afectada térmicamente).
•
La composición química de los materiales a unir (metal base y metal de aporte).
•
Las tensiones residuales generadas durante la soldadura.
•
El procedimiento de soldadura empleado.
¿Qué problemas relacionados con la soldabilidad se pueden presentar durante y después
de la soldadura?
Atribuibles al procedimiento de
soldadura empleado
(durante o inmediatamente
después de la soldadura)
•
••
l
Agrietamiento en frío
Agrietamiento en caliente
Desgarre laminar
Atribuibles a su comportamiento
en servicio
(cuando la unión soldada ha sido
puesta en servicio)
•
•
•
•
•
l
Agrietamiento por
tratamiento térmico
Corrosión
Resistencia estática
Rotura frágil
Resistencia a la fatiga
Hemos identificado algunos de los factores más importantes que afectan la soldabilidad y qué
problemas se pueden presentar cuando la soldabilidad no es buena. En los siguientes
capítulos, trataremos en profundidad algunos de ellos; pero ahora vamos a centrar nuestra
128
Carlos Fosca
So/dabilidad
atención en aprender algunos criterios para predecir el grado de soldabilidad que puede tener
un acero.
Uno de estos criterios muy empleados es el empleo del índice denominado carbono
equivalente (CE).
2. CARBONO EQUIVALENTE
2.1 Introducción
Una de las formas de predecir la soldabilidad de los aceros de construcción es a través de la
medida de la dureza de las soldaduras en la zona afectada por el calor (ZAC). En las
soldaduras, los valore de dureza altos se han considerado como indicadores, en general, de
potenciales problemas como la fisuración en frío, comportamiento frágil de las uniones
soldadas, corrosión bajo tensión, fragilidad por hidrógeno, etc.
La dureza máxima de un acero depende, principalmente, de su %C. La dureza máxima real
bajo el cordón depende no sólo del contenido de carbono del acero, sino también de su
templabilidad bajo los ciclos térmicos presentes durante la soldadura en la que influyen
muchos otros factores, como ya hemos tratado en los temas anteriores.
Cómo se vio en el capítulo uno la templabilidad de un acero depende no sólo del %C sino
también de los elementos aleantes y de otros factores como el tamaño de grano austenítico por
ejemplo. Un acero con buena templabilidad alcanza con facilidad, después de un enfriamiento
rápido, la transformación martensítica y eleva su dureza. Por ello, cuando uno desea fabricar
elementos de máquinas de alta resistencia mecánica se seleccionan aceros aleados de alta
templabilidad que puedan ser templados y revenidos de manera adecuada.
Por el contrario, en la soldadura se debe evitar cualquier posibilidad de "temple accidental". Es
decir, no podemos permitir que, durante el ciclo térmico de la soldadura, alguna región del
acero alcance a transformarse en martensita. Por ello, la templabilidad del acero es una
cualidad que juega en contra de su buena soldabilidad.
Un acero de buena templabilidad es un acero difícilmente soldable
Como el carbono es el elemento que más influye en la templabilidad y en la dureza final de un
acero, se ha considerado conveniente denominar "carbono equivalente" (CE) al índice que
129
Carlos Fosca
Soldabilidad
permite correlacionar la composición química de un acero con su tendencia a presentar
estructuras frágiles cuando éste es sometido a un proceso de soldadura.
2.2 Fórmulas del carbono equivalente (CE)
El cálculo del carbono equivalente representa, pues, una forma de describir la composición
química por medio de un solo número, a fin de analizar como las variaciones de la misma
influyen en el comportamiento del material.
El CE de un acero es una medida de su tendencia potencial a fisurarse durante o después de
la soldadura.
Sin embargo, se ha deducido una gran cantidad de fórmulas empíricas para el cálculo del
carbono equivalente, orientado a brindar información sobre diversos aspectos como pueden
ser:
•
La templabilidad.
+
La sensibilidad de los aceros a la fisuración en frío (a fin de estimar la temperatura
mínima de precalentamiento recomendada o la tolerancia a la fisuración debida al
hidrógeno)
•
La evaluación de las propiedades durante el seNicio (que permita medir a través del CE,
por ejemplo, el agrietamiento a causa de los sulfuros o el agrietamiento por corrosión bajo
tensiones).
Sin embargo, no podemos esperar que todas estas características de un acero o de las
uniones soldadas puedan describirse de manera fiable por medio de un único número o CE
que dependa solamente de su composición química. El uso de todas las fórmulas debe, pues,
limitarse a su objetivo inicial (ya sea alguno de los descritos arriba o algún otro claramente
establecido). Muchas de las fórmulas propuestas que se encuentran en la bibliografía son,
principalmente, fórmulas obtenidas desde el punto de vista de la templabilidad del acero
(tendencia a formar martensita).
Existe un gran número de expresiones diferentes para el CE, pero aquí presentaremos algunas
de las más empleadas en la actualidad:
1. La fórmula del CE del IIW:
l
CL
/)......( )
'D=C + Mn + Cr+Mo+V + Ni+Cu(º/O
6
5
15
130
So/dabilidad
Carlos Fosca
La conocida fórmula deducida por el IIW (Instituto Internacional de Soldadura) para determinar
el carbono equivalente, inicialmente propuesta por Dearden y O'Neill en 1940, puede utilizarse
para aceros con contenido de carbono superior al O,18% o en unas condiciones de soldeo que
requieran un enfriamiento lento: t8/5 > 12 segundos. Todos los elementos de aleación están
expresados en % peso.
2. Fórmulas del tipo PCM (Parámetro de composición), que fueron propuestas por lto y Bessyo
(1968):
Si Mn+Cu+Cr Ni Mo V
+
+
+-+ SB... (..,
PCM--C +-+
'>)
30
20
60 15 10
Esta fórmula es empleada por el código estructural AWS D1 .1 para la determinación de la
temperatura mínima de precalentamiento.
3. El tipo CEMw, propuesta por Düren (1981):
Si
25
CEMw =e+-+
Cr Ni Mo V
Mn+Cu +-+-+-+.....(3)
20
10 40 15 1 O
Ambas pueden elegirse para aceros que tengan una proporción de carbono inferior a 0,22% y
en el caso de un enfriamiento rápido:
t8/5 < 6 segundos. Esta ecuación da una mejor
correlación con las situaciones reales de soldaduras en campo, donde las velocidades de
enfriamiento suelen ser mayores (t8/5 = 2 - 3 s).
4. La fórmula de CEN, propuesta por Yurioka (1981):
CEN = C + A(C)(
Si Mn Cu Ni Cr + Mo + Nb + V SB
+
+
+
+
+
)..... (4)
24
6
15 20
5
en la que A(C) = 0,75 + 0,25 tanh{20 (C - 0,12)}
A(C) es un factor de acomodación que se aproxima a 0,5 cuando el %C < 0,08% y a 1 cuando
%C>0,18%
Esta expresión ofrece estimaciones aceptables para aceros con contenidos de carbono hasta
el 0,25%.
El criterio que se emplea con el CE es que cuanto más alto sea su valor, el acero tendrá mayor
dificultad para ser soldado. Para evitar riesgos de fisuración en frío por la presencia de
131
Carlos Fosca
Soldabilidad
estructuras frágiles en el cordón de soldadura, se recomienda que el CE no sea mayor a 0,350,40 (dependiendo del espesor de la plancha y el grado de embridamiento de la unión).
Podemos hacer una clasificación algo genérica de la soldabilidad de los aceros en función de
su CE:
1. Aceros con un CE < 0,2-0,3% tienen buena soldabilidad.
2. Aceros con un CE > 0,4% tienen riesgo de fisuración en frío en la ZAC.
En consecuencia, actualmente es práctica muy extendida especificar un contenido máximo de
carbono equivalente (CE) en los pedidos de aceros destinados a construcciones soldadas o
fijar un valor límite para la dureza bajo el cordón como uno de los criterios para elaborar
procedimientos de soldadura.
En cualquier caso, el empleo de una fórmula del carbono equivalente no puede salirse de los
márgenes de las composiciones químicas para los que ha sido estimada ni aplicarse a alguna
evaluación para la que no se destina.
Ejemplo:
Se desea soldar un grupo de aceros cuya composición química se muestra en la tabla 3.1.
Tabla 3.1 Composición química de algunos aceros estructurales
ACERO
ASTM A537G2
ASTM A572G65
ASTM A588G.H
ASTM A36
%C
0,24
0,26
0,20
0,20
%Mn
1,15
1,65
1,25
0,8
%Si
0,3
0,3
0,5
0,3
%Cr
0,17
%Ni
0,45
%Mo
0,15
%V
otros
0,06
0,2 min Cu
0,3 Cu
Analizaremos cuál es su nivel de soldabilidad teniendo como criterio el índice del carbono
equivalente (CE).
Utilizaremos las fórmulas (1), (3) y (4) correspondientes a los índices CE11w, CEMw y CEN
respectivamente. La tabla 3.2. muestra estos valores para cada uno de los aceros indicados.
132
Car/os Fosca
So/dabilidad
Tabla 3.2
ACERO
CE11w
CEMw
CEN
ASTM A537G2
ASTM A572G65
ASTM A588G.H
ASTM A36
0.43
0.55
0.53
0.33
0.31
0.36
0.34
0.25
0.44
0.56
0.54
0.34
A partir de los resultados, podemos observar que la fórmula de CE Mw arroja los valores más
bajos de CE; mientras que, a través de la fórmula CE11w, se estiman los valores más altos de
CE. Es importante tener en cuenta las indicaciones para las cuales son válidas estas fórmulas:
el índice CE Mw ha sido estimado para aceros de menos de 0,22%C, con lo cual solamente los
aceros ASTM A-36 y ASTM A588 grado H cumplirían con esta condición.
Asimismo, como se dijo anteriormente,
la fórmula de CE 11w es usada en condiciones de
soldadura que producen un enfriamiento lento; mientras que la fórmula CE Mw es empleada
cuando las condiciones favorecen las velocidades de enfriamiento rápidas (t8/5 < 6s). Esto es
importante de tener en cuenta cuando se aplican estas ecuaciones; pues el criterio de empleo
del CE, calculado mediante estas fórmulas, no será igual si estamos soldando una plancha de
espesor delgado (velocidad de enfriamiento lenta) que una plancha de espesor grueso
(velocidad de enfriamiento rápida).
También es interesante destacar que los valores de CE11w y de CEN son prácticamente los
mismos para cada uno de los aceros estudiados. Ello resulta evidente al observar
detenidamente cada una de las dos fórmulas; pues veremos que tienen los mismos índices
para casi todos los elementos aleantes del acero, por lo que se podría usar indistintamente
cualquiera de ellos. La fórmula CE11w es la que se emplea con mayor difusión.
En resumen:
•
El índice CEMw brinda valores menores de CE que las otras fórmulas, pero se acerca más
a las condiciones operativas de un proceso de soldadura (velocidades de enfriamiento
rápidas), especialmente con planchas de espesor grueso, cordón de raíz, etc.
+
Teniendo en cuenta este índice se puede decir que el acero ASTM A-36 puede ser soldado
sin mayor riesgo de tener estructuras martensíticas o frágiles.
•
En el caso de los aceros ASTM A572 grado 65, ASTM A588 grado H y ASTM A537 grado
2, se deberán tomar ciertas precauciones en el caso que se suelden planchas de espesor
grueso.
133
Soldabilidad
Carlos Fosca
Veamos ahora que recomendaciones sugiere el código estructural AWS D1.1 2000 acerca de
la soldabilidad de estos aceros. Este código recomienda que, bajo ciertas condiciones de
espesor, éstos deberían requerir precalentamientos a fin de evitar la formación de estructuras
frágiles. Esto significa que la buena soldabilidad de estos aceros no sólo dependerá de su
composición química sino también del espesor a soldar. La Tabla 3.3 muestra estas
recomendaciones.
Tabla 3.3 Temperaturas de precalentamiento recomendadas por el código AWS D1 .1 2000 para
diferentes espesores
ipo de acero
ASTM A-36
ASTM A537
grado 2
ASTM A588
grado H
ASTM A572
grado 65
C.E.Mw
Espesor de la parte más gruesa
de la unión soldada
0,25
20 - 38 mm
Temperatura mínima
de precalentamiento y
de interpase (AWS01.1)
10 º C
0,31
38 - 65 mm
65º C
0,34
>65 mm
110 º C
20 - 38 mm
65º C
38 - 65 mm
110 º C
>65 mm
150 º C
0,36
Soldadura por arco eléctrico manual empleando electrodos de bajo hidrógeno
A partir de la tabla 3.3, podemos apreciar que los aceros A-36, A537 grado 2 y A588 grado H,
que poseen valores CEMw entre 0,25 y 0,34 pueden ser soldados sin necesidad de
precalentamiento hasta espesores de 38 mm (11/2")
y que, a partir de este valor, se
recomienda precalentar las piezas antes de soldarlas. En el acero A572 grado 65, se
recomienda precalentar a partir de espesores mayores a 20 mm (3/4").
Podemos ver, pues, que el CE es un criterio importante para evaluar la soldabilidad de un
acero pero no es el único. Es importante considerar el efecto del espesor de los elementos a
soldar así como el tipo de junta, el grado de embridamiento y el proceso de soldadura a
emplear. Todos estos factores deben ser analizados para establecer el mejor procedimiento
para ejecutar una soldadura.
Reflexiones muy importantes acerca del CE
El empleo de una fórmula del CE para predecir la soldabilidad de un acero puede ser
cuestionada por la siguiente razón:
134
So/dabilidad
Carlos Fosca
El CE solamente tiene en cuenta la composición química como único factor que puede influir en
la microestructura y en la dureza de un acero soldado. Además, el riesgo a fisuración en frío no
sólo depende de la microestructura presente; esto es una simplificación muy grande a un
mecanismo que está asociado a muchos otros factores como el aporte de calor, el proceso de
soldadura empleado, el tipo de junta, el espesor de la pieza a soldar, el grado de
embridamiento de la unión, el contenido de hidrógeno difundible en el cordón, el material de
aporte, etc.
Sin embargo, no puede negarse la utilidad práctica del concepto del carbono equivalente para
limitar e! riesgo de fisuración en frío. De todos modos, en el estado actual de los conocimientos
en la tecnología de soldadura, tales fórmulas sólo pueden utilizarse para elegir algunos aceros
que, en condiciones determinadas y bien controladas (como el procedimiento de soldadura y la
forma de la unión), pueden emplearse con seguridad para prevenir la aparición de fisuración en
frío.
Otra aplicación importante que tiene el CE es orientarnos hacia la selección de la
determinación de la temperatura de precalentamiento mínima que limite el riesgo de fisuración
en frío.
En resumen, las fórmulas para calcular el CE sólo pueden aplicarse a la estimación rápida y
sencilla (pero incompleta) de la aptitud de un acero para soldarse. Por lo tanto, el empleo
demasiado estricto de un criterio que imponga un valor límite a cualquier fórmula puede
convertirse en un obstáculo para el desarrollo de nuevas calidades de acero o para la mejora
de los procedimientos de soldadura.
Las pruebas de calificación del procedimiento de soldadura, adaptadas a cada caso, son
siempre preferibles a los cálculos empíricos y pueden proporcionar una información más
rigurosa y fiable sobre la calidad de las uniones soldadas.
IMPORTANTE: El cálculo del CE debe hacerse preferentemente a partir de la composición
química mediante el análisis del producto a soldar y no a partir de los contenidos máximos
especificados por normas, sean éstas nacionales o internacionales.
2.3 Predicción de la dureza bajo el cordón (ZAC)
Otro criterio que podemos emplear para evaluar los riesgos potenciales de fisuración o
fragilidad de una unión soldada de un acero es la estimación de la dureza bajo el cordón (es
decir, en la ZAC). Como vimos en los capítulos uno y dos, la dureza de un acero, después del
135
Soldabilidad
Carlos Fosca
enfriamiento, depende de su composición química, de la microestructura que alcanza durante
el calentamiento y de la velocidad de enfriamiento desde aquella temperatura.
¿Por qué es importante conocer la dureza bajo el cordón?
En términos generales, podemos decir que la dureza de una aleación está directamente
relacionada con su resistencia máxima y tenacidad. Si el acero posee elevadas durezas, tendrá
también una elevada resistencia mecánica pero una reducida tenacidad (alta fragilidad). Esto
suele ser especialmente grave cuando el acero presenta martensita en su microestructura, que
produce un aumento notable de la dureza pero una reducción drástica de su tenacidad,
convirtiendo al acero en un material muy frágil y susceptible a la fisuración en frío.
•
Por ello, una forma indirecta de evaluar el comportamiento frágil de una soldadura es a través
de la estimación de la dureza bajo el cordón, es decir, en la ZAC.
Para predecir con precisión las durezas en la ZAC de un acero determinado, es necesario no
sólo conocer su composición química completa, sino también tener en cuenta su
microestructura inicial (que es el resultado de la historia térmica asociada a su fabricación) y
comprender cómo se va transformando su microestructura bajo la influencia de los ciclos
térmicos durante la soldadura. Todo ello representa en la soldadura el ciclo térmico y es,
finalmente, lo que determina la microestructura final y las propiedades mecánicas de la unión
soldada.
Cordón de soldadura
Línea de fusión
Ac1
723 º C
La temperatura máxima, la velocidad
de enfriamiento máxima y, por tanto,
la dureza máxima se presentan en la
ZAC próxima a la línea de fusión.
t(s)
Figura 3.1 La máxima dureza se presenta debajo del cordón (en la ZAC) justo inmediatamente
después de la línea de fusión.
136
So!dabilidad
Carlos Fosca
La máxima dureza bajo el cordón se observa en la proximidad inmediata a la línea de fusión; ya
que, en esa zona, es donde se alcanzan la máxima velocidad de enfriamiento y la máxima
temperatura y donde los tiempos de permanencia a alta temperatura son más largos (figura
3.1). Estos dos últimos factores provocan un engrosamiento del grano y la disolución y difusión
completas de los carburos y otras partículas, Jo que aumenta la templabilidad de la
microestructura (capacidad para formar martensita durante el enfriamiento).
Aún cuando se han logrado grandes avances en el conocimiento de la metalurgia de la
soldadura, la predicción de la dureza en la ZAC no se puede realizar todavía con suficiente
precisión por métodos de cálculo computacionales basados en simulaciones de los ciclos
términos reales y de las transformaciones microestructurales que tienen lugar en las
soldaduras. Actualmente, las mejores predicciones se consiguen mediante correlaciones
estadísticas de resultados experimentales obtenidos en condiciones de soldadura controladas
rigurosamente.
En la actualidad, se admite, de forma general, que no es posible predecir con suficiente
precisión la máxima dureza bajo el cordón, ni siquiera para muestras sobre las que se
deposita un sólo cordón, sin tener en cuenta más que la composición química del material
base, expresada por la fórmula del carbono equivalente (CE).
Los efectos relativos de los diversos elementos de aleación sobre la máxima dureza bajo el
cordón están muy influenciados por la velocidad de enfriamiento, que, en general, se
°
caracteriza por el tiempo de enfriamiento entre 800 y 500 C (t8/5) y que, por tanto, debería ser
considerada también en el cálculo.
Las fórmulas más recientes propuestas para predecir la máxima dureza bajo el cordón, en
probetas obtenidas de cordones depositados sobre plancha se muestran a continuación. Aun
cuando en tales fórmulas no se considera un cierto número de factores influyentes, pueden
proporcionar, en condiciones normales de soldadura, predicciones fiables, siempre y cuando
estas fórmulas se apliquen en el ámbito de validez para el que han sido deducidas. Se ha
estimado que la dispersión (desviación típica) entre los valores obtenidos con estas ecuaciones
es de 20 HV 10 1 aproximadamente.
1 HV es la designación del ensayo de dureza Vickers que consiste en indentar el material a ser evaluado
empleando un indentador con punta de diamante al cual se le aplica una determinada carga, midiendo
luego la huella que ha producido dicha indentación. HV1 O = dureza Vickers con una carga de 1 O kg.
137
Carlos Fosca
So/dabilidad
1. Fórmula propuesta por Düren
HV = 2019 [C (1 -0,5 log t815) + 0,3 (CE 8-C)]+ 66 (1 -0,8 log t815) ... ( 5 )
Donde
Si Mn Cu Cr Ni Mo V
CE =C+-+-+-+-+-+-+B
11 8
9
5 17
6
3
CE 8 = carbono equivalente para bainita.
HVM ::e: HV ::e: HV8
HV = HVM = 802 C + 305
(100% martensita)
(Si la dureza de la fórmula (5) resulta ser mayor que HV M , se toma como valor la dureza
HVM )
Si HV:c; HV8
HV = HV8 = 305 CE8 + 101 (0% martensita)
(Si la dureza de la fórmula (5) resulta inferior al valor HV 8 , se toma como valor la dureza
HVs)
2. Fórmula propuesta por Suzuki
HV = H + K/[1 + exp (a (log t81s-Ys))] .... (6)
Donde a = aK /K
H = 884 C + 287 -K
K = 237 + 1633
e - 1157 PcM
ªK = 566 + 5532 C -2880 PcM
Ys = - 0,03 -6,00 C + 7,77 PcM
Si
Mn
Cu
Ni
Cr
Mo
V
y PcM = C+-+-+-+-+-+-+-+58
30 20 20 60 20 15 1 O
3. Fórmula propuesta por Yurioka
HV = 406 e+ 164 CE,+ 183 -(369 e-149 CE,+ 100) are tanh X .... (7)
138
Carlos Fosca
So/dabilidad
�ogt8 15 -2,822CE11 +0,262)
Donde X=-�-'--·-----��­
(0,526- 0,195 CE11 )
Si Mn Cu Ni Cr Mo V Nb
y' CE1 = C+-+-+-+-+-+-+-+-+108
24 6
15 40 6
4 5
5
Si Mn Cu Ni Cr Mo
CE11 = C+-+-+-+-+-+-+108
30 5
5 20 4
6
Ámbito de validez: Estas fórmulas han sido verificadas por H. Suzuki para 70 aceros cuyas
composiciones químicas estaban dentro de los siguientes intervalos: C<0,33; 0,48<Mn<2,6 ;
Si<0,65; Cu<0,47; Cr< 1,06; Ni<2,06; Mo<0,66; V<0,07; Nb<0,06; Ti<0,02; B<0,0020. Sin
embargo, hay que destacar que los intervalos de composición deberían limitarse a C<0,22 y
Cr<0,5. El contenido de aluminio debe permanecer inferior a 0,06. Además, la fórmula
propuesta por Düren no debe utilizarse para aceros que contengan titanio o boro, porque no
tienen en cuenta las influencias de estos elementos.
No debemos atemorizarnos ni preocuparnos por lo complejo de las fórmulas; estas se han
colocado en este documento como información complementaria para que podamos tenerlas
como referencia y para que sirvan como criterio para elaborar un procedimiento de soldadura
adecuado o para resolver un problema de soldabilidad en un componente. Lo que debemos
entender es que, aun empleando fórmulas como el C.E. o las de dureza máxima bajo el
cordón, la mejor forma de asegurarnos un cordón de soldadura sin riesgos de fisuración o
fragilización es calificando el procedimiento de soldadura correspondiente (y, obviamente,
calificando al soldador que va a desarrollar el trabajo).
En las tres fórmulas presentadas para determinar la dureza bajo el cordón, se aprecia no sólo
la influencia de la composición química sino también la velocidad de enfriamiento (t8/5).
DUREZA DE LA MARTENSITA
Cuando la microestructura de la ZAC es 100% martensita, la dureza del acero dependerá única
y exclusivamente del %C y no de los elementos de aleación. Si empleamos la fórmula
propuesta por Düren:
HV 100%martensita = HVM = 802 C + 305
139
Soldabilidad
Carlos Fosca
no olvidemos que esta fórmula sólo se aplica para aceros con %C<0,33
1
.
La dureza de un acero nunca puede ser mayor que la dureza de la martensita (con el mismo
%C). Por ello, es importante usar bien la fórmula (5) de Düren de la dureza bajo el cordón,
pues los valores que obtengamos con ella no deben ser mayores que la dureza máxima del
acero (100% martensita), es decir, HV < HV M
Ejemplo:
En instalaciones de exploración petrolera o de gas se recomienda que la dureza de la ZAC en
la soldadura de tuberías no debe superar los 240 HV. Valores más altos hacen al acero
susceptible a agrietamiento por corrosión bajo tensión (CBT). Teniendo en cuenta los aceros
que se muestran en la tabla 3.4, determine si alguno de ellos presentará durezas por encima
de los 240 HV en el cordón de soldadura. Para ello, asuma que la velocidad de enfriamiento
durante la soldadura ha sido tal que el valor de t8/5 correspondiente fue de 3seg.
Tabla 3.4
Acero
API X-52
API X-80
%C
0,15
0,06
%Mn
1,30
1,65
%P
0,015
0,015
%5
0,012
0,005
%Nb
0,02
0,04
%V
----
0,08
%Ti
-----
----
Resolvamos el problema empleando la fórmula de Düren
Primero, analicemos el valor de la dureza en los dos aceros empleando la fórmula de Düren:
HV = 2019 [C (1 - 0,5 log t815) + 0,3 (CE 8-C)]+ 66 (1 - 0,8 log t815 )
Si Mn Cu Cr Ni Mo V
=C+-+-+-+-+-+-+s
11 8
9
5 17
6
3
Donde CE
Reemplazando los elementos de aleación de cada uno de los dos aceros en la ecuación del
CE 8 , se tiene:
Tabla 3.5
Acero
API X-52
API X-80
CE 8
0.34
0.32
1 Una expresión algo más general para la dureza de la martensita es la siguiente: HRC(100% martensita)
= 60YC + 20 para aceros con %C < 0,6. La dureza en esta fórmula está expresada en HRC.
140
Soldabilidad
Carlos Fosca
Reemplazando estos valores en la ecuación de la dureza HV, se tiene:
HV API x-sz = 2019 [O,15 (1 - 0,5 log 3) + 0,3 (0,34-0,15)]+ 66 (1 - 0,8 log 3) = 386
HV API x-so = 2019 [0,06 (1 - 0,5 log 3) + 0,3 (0,32-0,06)]+ 66 (1 - 0,8 log 3) = 291
Se observa que, para las condiciones de enfriamiento asumidas (t8/5 = 3s) ambos aceros
alcanzarían valores de dureza superiores a 240 HV y, por tanto, existiría el riesgo de que sean
susceptibles a la CBT (corrosión bajo tensión).
Pero veamos qué hubiese pasado si la velocidad de enfriamiento hubiese sido tan rápida que
la microestructura del acero hubiese sido de 100% martensita.
Para ello, usamos la fórmula de Düren para la dureza de la martensita (HV M ):
HV martensita = HVM = 802 C + 305
Reemplazando únicamente el %C de cada uno de los aceros en esta fórmula, se tiene:
HV martensita API x-s2 = HV M = 802 (O,15) + 305 = 425
HV martensita AP1 x-so = HV M = 802 (0,06) + 305 = 353
Si comparamos los resultados de la dureza HV M de ambos aceros con los respectivos valores
de dureza obtenidos con la fórmula (5), vemos que estos últimos valores (HV) son menores a
la dureza HVM . Esto significa que los aceros no han alcanzado durante el enfriamiento de la
soldadura velocidades lo suficientemente altas como para transformar la microestructura en
100% martensita.
¿Qué hubiera pasado si la velocidad de enfriamiento (t8/5) hubiese sido mayor?
Supongamos que para nuestro ejemplo anterior incrementamos de manera continua la
velocidad de enfriamiento, haciendo que el valor t8/5 sea cada vez más pequeño. Los valores
de la dureza bajo el cordón serán cada vez mayores, tal y como se observa en la tabla 3.6.
Tabla 3.6 Dureza bajo el c ordón para diferentes velocidades de enfriamiento (t8/5)
ACERO
API X-52
API X-80
t8/5 (s)
3,0
1,0
0,5
0,3
386
291
484
345
545
379
591
404
HV
martensita
425
353
HV bainita
147
119
141
Carlos Fosca
Soldabilidad
Si se aumenta de manera continua la velocidad de enfriamiento, se puede observar que la
dureza del acero bajo el cordón de soldadura se incrementa también, llegando a superar
inclusive a la dureza de la martensita. Sin embargo, por lo expuesto anteriormente, esto no
puede ser posible; pues la máxima dureza que puede tener un acero es aquella
correspondiente a la dureza de la martensita (100%).
Para comprender mejor esto, usemos un diagrama TIT (o CCT) como el que se muestra en la
figura 3.2. En ella se observa que, cuando se alcanzan velocidades de enfriamiento superiores
a la VCT (velocidad crítica de temple), la microestructura final será siempre martensita con la
misma dureza. Es decir, la dureza de la martensita no varía con la velocidad de enfriamiento:
solamente depende del %C de la aleación. Por lo tanto, podemos seguir enfriando más
rápidamente la unión soldada y los valores de dureza de la martensita no van a variar. Esto
quiere decir que la dureza de la unión soldada nunca podrá ser mayor a HV M.
Todas las
velocidades
mayores a la VCT
producen la
misma
microestructura:
100% martensila
y la misma
dureza
800
(1470)
75 HRB
700
(1290)
,:¡:
..
V
cii
c.
E
t-
81 HRB
87 HRB
600
(1110)
90 HRB
500
(930)
400
(750)
300
(570)
--
200 .
Curvas de
enfriamiento
M,
Mso
M ;;,
(390)
100
(212)
(32)
1 min
10
1
100
1 oay 1
1 hour
!
.T
1 week
45 HRC
10"
Figura 3.2
En conclusión, las condiciones de soldadura planteadas en este problema (t8/5 = 3 seg) han
producido, en los aceros en cuestión, microestructuras que contienen una mezcla de
microconstituyentes que incluyen la martensita y la bainita. Ello se deduce de los valores
estimados de la dureza bajo el cordón (tabla 3.6), que son mayores a los valores de HV 8 (100%
bainita) pero inferiores a los valores HV M (100% martensita).
142
Carlos Fosca
So/dabilidad
Para evitar la presencia de microestructuras frágiles (martensíticas), debemos precalentar los
aceros antes de soldar, procurando que su velocidad de enfriamiento permita alcanzar una
dureza inferior a 240 HV, que es la condición planteada en el problema.
Resolviendo el problema empleando la fórmula de Suzuki
De acuerdo con la ecuación (6), el valor de la dureza bajo el cordón será:
HV = H + K/[1 + exp(a (log t815 - Y 5))]
Resolviendo cada uno de los factores para los alores del problema, e tienen finalmente lo
resultados que se muestran en la Tabla 3.7.
Tabla 3.7
acero
PCM
K
aK
H
Y5
HV
API X-52
0.225
221.6
747.8
198.0
0.8
366.3
API X-80
0.1605
149.3
435.68
190.8
0.9
303.0
Resolvamos ahora el problema empleando la fórmula de Yurioka
De acuerdo con la fórmula (7):
HV = 406 C + 164 CE 1 + 183-(369 C-149 CE 1 + 100) arctanh X
Teniendo en cuenta la compos1c1on química de cada acero (tabla 3.4) y las fórmulas
correspondientes a CE 1 , CE2 y X, se obtienen los siguientes resultados:
Tabla 3.8
HV
CE 1
CE2
X
API X-52
0.38
0.42
-1.00
383.9
API X-80
0.36
0.40
-0.87
315.6
acero
Los resultados de la dureza bajo el cordón obtenidos empleando las tres fórmulas se muestran
en la Tabla 3.9.
143
Carlos Fosca
Soldabilidad
Tabla 3.9
Acero
HVDüren
HV Suzukí
HV Yurioka
API X-52
386
366.3
383.9
API X-80
291
303.0
315.6
En esta tabla podemos apreciar que los valores obtenidos por las distintas fórmulas son muy
similares, obteniéndose una diferencia máxima inferior al 8%.
Conclusión: Las tres fórmula tiene una buena correlación entre sí y pueden ser utilizadas
indistintamente, pero respetando el rango de composiciones químicas de los aceros para el
cual tienen validez todas estas expresiones.
Empleando cualquiera de las tres fórmulas, hemos obtenido los valores de dureza bajo el
cordón de los dos aceros estudiados. Las durezas calculadas son mayores al valor límite
establecido en el problema (240 HV), por lo que cualquiera de ellas nos hubiera servido
indistintamente.
¿Cómo podemos lograr que el valor de la dureza bajo el cordón sea como máximo de
240 HV?
Dado que a los aceros no los podemos cambiar, la única forma de lograr esta dureza en el
cordón es elegir adecuadamente los parámetros de soldadura a fin de que la velocidad de
enfriamiento (t8/5) sea lo suficientemente lenta para producir una microestructura con esta
dureza.
Haciendo uso de las fórmulas anteriores, podemos encontrar el valor de t8/5 que hace posible
una dureza bajo el cordón de 240 HV para cada uno de los aceros. Interpolando distintos
valores de t8/5, finalmente obtenemos para cada uno de los métodos empleados los siguientes
valores:
Tabla 3.1 O Valores de t8/5 (s) para alcanzar una dureza de 240 HV debajo del cordón
acero
t8/5 Düren
t8/5 Suzuki
t8/5 Yurioka
API X-52
16
18
19
API X-80
9
13
12
Podemos observar que para el acero API X-52 se necesitaría alcanzar una velocidad de
enfriamiento tal que el valor t8/5 se encuentre entre 16-19 segundos, mientras que para el
144
Soldabilidad
Carlos Fosca
acero API X-80 la velocidad de enfriamiento puede ser algo más alta (t8/5 = 9 - 13 s). Siendo
algo conservadores, podríamos decir que las velocidades de enfriamiento (valores t8/5) para
los aceros API X-52 y API X-80 deberían ser 19 y 13 segundos respectivamente.
¿Cómo conseguir estas velocidades de enfriamiento en la práctica?
La forma más directa es precalentando las piezas a soldar. Por ello, una parte importante de un
procedimiento
de soldadura es la
especificación
de
la
temperatura
mínima
de
precalentamiento.
2.4 Determinación de la temperatura de precalentamiento
A partir de los ejemplos anteriores, podemos concluir que la forma más directa de evitar
estructuras frágiles es logrando que la velocidad de enfriamiento de la unión soldada sea lo
suficientemente lenta para evitar la transformación martensítica. Para alcanzar esta condición,
muchas veces será necesario precalentar la unión a soldar a fin de reducir el gradiente térmico
y, con ello, la velocidad de enfriamiento.
Existen,
pues,
diferentes criterios o métodos para determinar la temperatura de
precalentamiento; pero todos ellos se basan en la condición de no generar estructuras frágiles
o susceptibles a la fragilización. A continuación, presentaremos unos criterios recomendados
por la American Welding Society (AWS) en su código estructural AWS-D1 .1. 2006.
Método recomendado por el código estructural AWS-D1 .1
Lo primero que debemos calcular es el CE del acero a ser soldado a partir de la siguiente
fórmula:
CE= C+
Mn+Si Cr+Mo+ V Ni+Cu
+
+
...... �tB)
6
5
15
Con el valor del CE y del %C del acero, se localiza un punto en la figura 3.3, donde se
determina en cuál de las tres zonas está ubicado el acero que queremos soldar.
145
Carlos Fosca
Soldabilidad
Se deben tomar
precauciones para
evitar formación de
estructuras frágiles.
%C
0.40
Difícil soldabilidad.
Alto riesgo de
formación de
estructuras frágiles.
I
/
0.30 1-------'lk---------------
Zona 2
/
/
Zona 3
0.201--------------+----------
--l-------1-
i----eA
0.10
/
..:....:=-=-.....--�-r:.:-=--=-=--:-_--
Zona 1
Buena soldabilidad.
Poco riesgo de
comportamiento
frágil.
O.OOL-��...L.��-1-..1-���"--��---'���......_��...-------�
0.20
0.30
0.40
o.so
0.60
0.70
C.E.
Figura 3.3
De acuerdo a la zona en que caiga el punto, se tendrán los siguientes criterios:
a.
Si el acero cae en la zona 1:
El riesgo de fisuración es casi improbable, pudiendo ocurrir solamente en caso de que
haya presencia de alto % hidrógeno dentro del cordón de soldadura o que se haya
soldado empleando un montaje muy rígido (fuertemente embridado) que impida la
deformación y que, por lo tanto, genere tensiones residuales elevadas.
Vemos que esta zona corresponde a aceros con %C< O, 1 sin restricción del CE. Para
estas aleaciones, la dureza de la martensita no es muy elevada y admite cierto nivel de
tenacidad. Por ello, el riesgo de fisuración por estructuras frágiles es prácticamente
inexistente.
b. Si el acero cae en la zona 2:
+
Se puede emplear el método de control de la dureza en la ZAC para determinar el calor
de aporte mínimo en soldaduras de filete de una sola pasada sin precalentamiento.
•
Si el aporte de calor no resulta de mucha utilidad práctica, se puede emplear el método del
hidrógeno para calcular la temperatura de precalentamiento.
•
Para uniones soldadas a tope, se debe emplear el método de hidrógeno para determinar el
precalentamiento.
•
Para aceros con alto %C, se debe emplear tanto el método del control de dureza para
determinar el aporte de calor mínimo como el método de hidrógeno para determinar la
temperatura de precalentamiento, ya sean uniones soldadas a tope o en filete.
146
Soldabilidad
c.
Car/os Fosca
Si el acero cae en la zona 3:
Se debe emplear el método de hidrógeno para calcular la temperatura de
precalentamiento, especialmente en situaciones en las que el calor de aporte debe ser
restringido para preservar la propiedades mecánicas de la ZAC (por ejemplo, en aceros
templados y revenidos).
Esta zona corresponde a aceros con alto %C y alto CE, es decir, son precisamente los
aceros con más dificultad para soldar por su elevada tendencia a la fisuración en frío.
Una vez que hemos definido en cuál de las tres zonas cae el acero que deseamos soldar,
vamos a proceder a emplear los métodos recomendados para determinar los parámetros de
soldadura que nos brinden un menor riesgo de formación de estructuras frágiles.
Método de control de la dureza (soldadura de filete)
En este método, el procedimiento a seguir es el siguiente:
+
Se calcula el CE de acuerdo a la fórmula anterior.
+
Se determina la velocidad de enfriamiento para una dureza máxima entre 400HV y 350HV
a partir de la figura 3.4.
CE
100 80 60 SO 40
30
20
10 9 S 7 6 5
4
3
2
º
Rs4o( C/s) para alcanzar una dureza de 400 HV y 350 HV
CE" C + (Mn + Si)/6 + (Cr + Mo + V)/5 +(NI+ Cu)/15
Figura 3.4
147
Carlos Fosca
Soldabilidad
¿Pero, qué dureza elijo? La selección de la dureza crítica depende de diversos factores, tales
como el tipo de acero, el nivel de hidrógeno presente en el cordón, el grado de embridamiento
de la unión y de las condiciones de servicio. El código estructural AWS D1 .1. (anexo XI) realiza
algunas sugerencias:
•
Se puede tolerar una dureza en la ZAC < 350 HV sin riesgo de fisuración, incluso cuando
se emplean electrodos de alto hidrógeno.
•
Se puede tolerar una dureza en la ZAC < 400 HV sin riesgo de fisuración cuando se
emplean electrodos de bajo hidrógeno.
Sin embargo, estos niveles de dureza no pueden ser tolerados cuando las condiciones de
servicio promueven un alto riesgo de corrosión bajo tensión (CBT), iniciación de fractura frágil o
algún otro riesgo de integridad estructural en servicio de la estructura.
•
Con la velocidad de enfriamiento R 540
y los espesores del "alma" y el "ala" de una unión
soldada en filete, como la que se muestra en la figura 3.5, se determina el calor de aporte
de la soldadura de una sola pasada. Este calor de aporte ha sido estimado si el proceso
empleado es arco sumergido (SAW).
Calor de aporte
(KJ/pulg)
'3QO
200
,oo
-
"
2 (50)¡ 1,
11' '
'�
1 (25)
�
�
rt
�
-
112 (12)
j
........ l
'
50
40
1
1/4 (6)
30
I
20
� 1·
'
.
,J
1
N:·
"'loo..
!',
,...
..
'
1 1
.. ::. ......
1
12
Designado
cualquier :,. como
,\+
.� espesor
;
,.,.,... "alma"
-
�
!'lo...
............
Espesor de "alma"
y "ala"
<
Calor de aporte
(KJ/mm)
............
i'-.....
i>
'
V
lv
r-
'�,
...
' "..._,
�i',...
.......�'"
r-......
r,...,......
10
8 "ala"
4
2
1.6
�
'
�"
�
'
0.8
,.__
-�
...__
.,
�
1
2
3
-4 5 6 78910
20
30 40 50
100
Velocidad de enfriamiento a 540º C - R540 - (º C/s)
200
Figura 3.5 Soldaduras de filete (una sola pasada) para espesores iguales de alma y
ala. Proceso: arco sumergido (SAW)
148
1.2
0.4
So/dabilidad
Carlos Fosca
La figura 3.5 brinda valores recomendados de calor de aporte para uniones soldadas que
poseen iguales espesores de "alma" y de "ala" y solamente cuando el proceso empleado es
arco sumergido (SAW).
+
Si el proceso fuera otro, la energía de calor de aporte mínima puede ser estimada
aplicando factores de multiplicación al valor calculado para el proceso SAW, de acuerdo a
la tabla 3.11.
Tabla 3.11
FACTOR MULTIPLICADOR
PROCESO DE SOLDADURA
Arco sumergido (SAW)
1
Arco eléctrico manual (SMAW)
1,50
Proceso MIG/MAG (GMAW)
1,25
Proceso con electrodo tubular (FCAW)
1,25
Ejemplo:
Se desea soldar una estructura con las dimensiones que se indican en la figura 3.6. El proceso
a emplear es arco sumergido (SAW) y los aceros a emplear son los siguientes:
Composición química resumida de algunos aceros estructurales
ACERO
ASTM A537G2
ASTM A572G65
ASTM A36
%C
0,24
0,26
0,20
%Mn
1,15
1,65
0,8
%Si
0,3
0,3
0,3
%Cu
"alma"
e = 25 mm
"ala"
e = 25 mm
0,2
Figura 3.6
Determinar las condiciones de soldadura que permitan una buena soldabilidad en la unión
soldada, empleando el método recomendado por el código AWS D1.1.
Resolvamos el problema de acuerdo al método de la AWS D1.1.
1. Calculamos el CE para cada uno de los aceros de acuerdo a la ecuación (8). Los
resultados se indican a continuación:
A
ACERO
:A.STM A537G2
ASTM A572G65
ASTM A36
%C
0,24
0,26
0,20
C.E.
0,48
0,60
0,38
149
Soldabilidad
2.
Carlos Fosca
Ubicamos cada uno de los aceros en el diagrama de la figura 3.3. Los aceros A y C caen
en la zona 2 y el acero B, en la zona 3 del diagrama.
3.
Empleamos el método de la dureza en los aceros A y C.
%C
º·'°
/
Zona 2
•
0.30
0.20
---
0.10
...
0.20
1
0.30
1.
Zona 3
/
I
Zona 1
0.00
/
1
º·'°
1
1
1
0.70
0.60
0.50
CE
4.
Asumiendo que las condiciones de servicio nos permiten tolerar hasta una dureza en la
ZAC de 350 HV, procedemos a estimar la velocidad de enfriamiento crítica R 540 en cada
uno de los aceros en cuestión.
CE
º"'º .--,--..,.,...,_..,..---.---..-o.ro !-+--;-;-+-;
.-....--__,_,I
,
.
-..,.,..!.1,...,....,....
1 ! 11,.....,--,1
1
r--r---1
i-1---;
-+---+---t
J -l--�
·•
-, ,
1
º·"'
º
CE .. c +{Mn. Si)l6• (Cr• Mo• V),'!> •{Nl .. euy,!I
5.
R54o( C/s)
Las velocidades de enfriamiento críticas R 540 para cada uno de los aceros se indican a
continuación:
150
Soldabilidad
Carlos Fosca
A
e
ACERO
C.E.
Rs40
ASTM A537G2
0,48
22ºC/s
ASTM A36
0,38
100 ºC/s
Estos resultados nos indican que estos aceros pueden tolerar velocidades de enfriamiento
después de la soldadura de hasta R 540 pero no mayores. Lo ideal será siempre procurar que la
soldadura se enfríe más lentamente que los valores R 540.
6. Con las velocidades R540 para cada acero y empleando el diagrama de la figura 3.5, se
procede a determinar la energía de aporte mínima para una soldadura en filete de una
sola pasada:
ACERO
A
c
ASTM A537G2
ASTM A36
Rs40
º
Aporte de
calor
(KJ/mm)
22 ºC/s
2,56
º
0,60
( C/s)
100 C/s
Los valores de aporte de calor mínimo arriba indicados de acuerdo al método de dureza nos
dan una orientación para efectuar la soldadura de la estructura en una sola pasada. Estos
valores no son únicos; sólo indican valores mínimos recomendados para evitar la fragilidad del
cordón.
Pero analicemos qué significan, en realidad, los valores que hemos obtenido con este método.
Según los resultados, el acero ASTM A36 debe alcanzar una velocidad de enfriamiento de
aproximadamente 1 OO ºC/s para alcanzar una microestructura con una dureza de 350 HV
(aproximadamente 35 HRC). Mientras que, por el contrario, el acero ASTM A537G2 debe
enfriarse a una velocidad no mayor a 22 ºC/s para garantizar que la dureza en el cordón de
soldadura no sea mayor a 350 HV.
¿Cómo se puede variar la velocidad de enfriamiento del cordón de soldadura?
Recordemos el capítulo anterior: CICLO TÉRMICO, donde pudimos conocer cómo varía la
velocidad de enfriamiento en función de diferentes parámetros del proceso a través de la
siguiente fórmula:
151
So/dabilidad
Carlos Fosca
R* = 2 TC k (Te -T0 )'2 .... ( )
9
Hnet
...... para planchas de espesor grueso,
donde k = conductividad térmica del acero (0,028 J/mm.s. ºC)
Hnet = calor de aporte neto (
Vxl xr¡)
v.soldeo
Te = temperatura a la cual se mide la velocidad de enfriamiento ( ºC)
Si empleamos los datos del problema para el acero ASTM A-36 : Hnet: 600 J/mm, To = 20ºC,
Te =540º C y lo reemplazamos en la fórmula (9), se tendrá una velocidad de enfriamiento
R\540°q = 79 ºC/s.
Si lo comparamos con el valor crítico R540 obtenido por el método de control de la dureza
(R540=1OOºC/s), vemos que los resultados se ajustan bien.
Del mismo modo podemos hallar que, para el acero ASTM A537G2 con un aporte de calor de
2560 J/mm, la velocidad de enfriamiento del cordón de soldadura estimada mediante la fórmula
(9) sería R\40
=
19 ºC/s, que es sólo ligeramente mayor al valor obtenido por el método del
control de dureza (R540=22 ºC/s).
En resumen, hemos podido comprobar que el método de control de dureza nos brinda
información fiable respecto de algunos parámetros de soldadura (Hnet) que debemos
considerar para evitar la presencia de estructuras frágiles.
Es importante indicar que el método del control de la dureza en la ZAC propuesto por el código
AWS D1 .1 se emplea en uniones soldadas que no requieran precalentamiento. Esto no
siempre es posible y, por lo tanto, en algunos casos será necesario recurrir a métodos que nos
orienten en la determinación de la temperatura de precalentamiento.
El acero B quedó ubicado en la zona 3 de la figura 6.3. De acuerdo a las recomendaciones que
se dan para esta región, se debe emplear el método de control de hidrógeno. Veamos, pues,
en qué consiste este método.
152
1-
Carlos Fosca
So/dabilidad
Método de control de hidrógeno
Las uniones soldadas de los aceros son muy sensibles a la fisuración cuando su
microestructura contiene estructuras frágiles como la martensita. Sin embargo, este efecto se
agrava aun más en presencia de hidrógeno, el cual penetra en la soldadura como
consecuencia de la descomposición a elevadas temperaturas de la humedad del metal base,
de sustancias hidrogenadas provenientes del consumible (material de aporte) o de la
preparación de los bordes. En estas circunstancias, si la unión soldada presenta martensita
suficientemente dura (dependerá del %C) y una concentración crítica de hidrógeno, se fisurará,
dando lugar a grietas que son consideradas responsables de muchas fallas catastróficas.
•
Se procede a calcular el valor del parámetro de composición de acuerdo a la siguiente
fórmula:
Si Mn Cu Ni Cr lvfo
'l" _
- C +-+-+-+-+-+-+-+
V SB....(l O)
PclVl
30 20 20 60 20 15 1 O
Este índice PCM, propuesto por lto y Bessyo (ver también la fórmula 2), permite evaluar la
susceptibilidad a la fisuración de aceros de bajo %C (especialmente aquellos que son
empleados en la industria del petróleo y gas). Para ello, se emplea la siguiente relación:
Índice de Susceptibilidad: 12 PCM + log H ....... (11)
Donde PCM = parámetro de composición de lto y Bessyo
H = nivel de hidrógeno difundido en el metal soldado (mU1OOg de metal depositado)
El nivel de hidrógeno puede ser determinado como sigue:
1.
H1 Extra bajo hidrógeno: Estos consumibles aportan un contenido de hidrógeno
difundible de menos de 5ml/1OOg de metal depositado (medido según la norma ISO 36901976) o un contenido de humedad en la cubierta del electrodo de 0,2% máximo (de
acuerdo a la norma AWS A.5.1 ó A 5.5). Esto se puede conseguir de las siguientes formas:
a. Usando electrodos de bajo hidrógeno tomados de recipientes herméticamente sellados,
secados entre 370º C- 430 º C por una hora y empleados dentro de las dos horas de
haber sido removidos de su envase.
b. Usando el proceso MIG/MAG (GMAW) con alambre sólido limpio.
153
..
Soldabilidad
2.
Carlos Fosca
H2 Bajo hidrógeno: Estos consumibles dan un contenido de hidrógeno difundible inferior a
1Oml/1OOg de metal depositado (medido según la norma ISO 3690-1976) un contenido de
humedad en la cubierta del electrodo de 0,4% máximo (de acuerdo a la norma AWS A.5.1).
Esto se puede conseguir de las siguientes formas:
a. Usando electrodos de bajo hidrógeno tomados de recipientes herméticamente sellados
(y acondicionados de acuerdo al código AWS) y empleados dentro de las cuatro horas
de haber sido removidos de su envase.
b. Usando el proceso de arco sumergido (SAW) con flux seco.
3.
H3 Hidrógeno no controlado: Esto es considerado cuando se emplean los consumibles
fuera de las condiciones establecidas en H1 y H2.
Para calcular el índice de susceptibilidad a la fisuración, se asumen los siguientes valores de
hidrógeno en función de los niveles anteriormente descritos:
Nivel de hidrógeno
H1
H2
H3
H
5 ml/100g
1O ml/100g
30 ml/100g
Índice de susceptibilidad: 12 PCM + log H
También es posible establecer no sólo un índice de susceptibilidad sino un rango a través de la
tabla 3.12, donde se relaciona el parámetro de composición (PCM) y el nivel de hidrógeno
presente (o estimado) de manera directa:
Tabla 3.12
GRUPOS DE ÍNDICE DE SUSCEPTIBILIDAD
PCM
Nivel de hidrógeno
< 0,18
< 0,23
H1
A
B
H2
B
< 0,33
< 0,38
D
E
D
E
F
E
F
G
e
e
e
H3
< 0,28
D
Donde A, B, C, D, E, F, G representan rangos de grupos de índices de susceptibilidad
A= 3,0
1
1
1
1
B = 3, 1 - 3,5 C= 3,6 - 4,0 D = 4, 1 - 4,5 E= 4,6 - 5,0
1
F= 5, 1 - 5,5
1
G = 5,6 - 7,0
Una vez que tenemos determinado el índice de susceptibilidad, ya sea a través de la fórmula
(11) o a través de la tabla 3.12, se puede determinar la temperatura de precalentamiento
154
Carlos Fosca
So/dabilidad
recomendada y la temperatura entre pasadas a partir de la tabla 3.13, donde se relaciona el
espesor de la pieza a soldar, el índice de susceptibilidad y el nivel de embridamiento que tiene
la unión al momento de ser soldada.
En la tabla 3.13 se puede observar que, para valores altos del índice de susceptibilidad ( altos
valores de PCM y/o de concentración de hidrógeno), se hace necesario emplear temperaturas
altas de precalentamiento. Lo mismo sucede cuando, además, el nivel de embridamiento
(restricción) de la unión soldada es alto (por ejemplo, cuando el espesor de la pieza es grande
o cuando se realizan reparaciones de soldadura).
Tabla 3.13 Temperaturas de precalentamiento ( º C) y de interpase mínima para diferentes condiciones
(ref: AWS structural code D1 .1. 2006)
Índice de susceptibilidad al agrietamiento
Nivel de
restricción
Bajo
Medio
Alto
Espesor*
(mm)
A
B
e
E
<10
3,0
<20
3,1-3,5
3,6-4,0
4,1-4,5
4,6-5,0
F
5,1-5,5
5,6-7,0
10-20
<20º
<20 º
20 º
60
100º
140 º
150º
20-38
<20 º
<20 º
20 º
80
11O
140º
150 º
38-75
20º
20º
40º
5º
120º
140º
150º
> 75
20
20
40 º
5º
120º
140 º
150º
<10
<20 º
<20º
<20 º
<20 º C
70º C
140 º
160º
10-20
<20 º
<20 º
20º
80 º
115º
145 º
160º
20-38
20 º
20º
75º
11O º
140º
150º
160º
38-75
20 º
80º
11 O º
130º
150º
150 º
160º
> 75
5º
9
120º
140º
150º
160º
160 º
160º
<10
<20 º
<20º
<20º
40º
110º
150º
160 º
10-20
<20 º
20º
65º
105º
140º
160º
160º
20-38
20º
85 º
115 º
140º
150º
160º
160 º
38-75
115º
130º
150º
150º
160º
160º
160 º
> 75
115 º
130 º
150º
150º
160º
160º
160º
º
<20
º
<20
º
D
<20
9
9
º
60
140
º
150º
* El espesor es el de la parte soldada más gruesa
Nivel de embridamiento: es el grado de fijación que tiene una junta soldada y que impide su movimiento
durante la soldadura.
Nivel de embridamiento bajo: uniones soldadas con razonable libertad de movimiento.
Nivel de embridamiento medio: uniones soldadas con reducida libertad de movimiento (uniones fijas a
otras estructuras)
Nivel de embridamiento alto: uniones soldadas sin libertad de movimiento (ej: uniones de gran espesor o
reoaración de soldaduras).
155
Carlos Fosca
Soldabilidad
Ahora retomemos el problema anterior y determinemos la temperatura de precalentamiento
para los aceros A, B y C de acuerdo al método del control de hidrógeno.
Resolvamos el problema ahora según el método del control de hidrógeno:
•
Calculamos el parámetro de composición (PCM) a partir de la fórmula (1 O).
•
Asumimos que emplearemos soldadura por arco eléctrico manual (SMAW) y como
consumible, un electrodo de bajo hidrógeno pero sin mayor control y cuidado en el secado
y almacenaje; por tanto, en estas condiciones, H = 30 mU100mg de metal depositado.
•
Calculamos el índice de susceptibilidad mediante la fórmula (11) o mediante la tabla 3.12
(en este caso, obtendremos un rango en el que estará el índice de susceptibilidad).
Los resultados de estos cálculos se muestran en la siguiente tabla:
ACERO
l. SUSCEPTIBILIDAD
PCM
Fórmula (11)
Tabla 3.12
A
ASTM A537G2
0,31
5,2
F = 5,1-5,5
B
ASTM A572G65
0,36
5,8
G = 5,6 -7,0
c
ASTM A36
0,25
4,5
E= 4,6 - 5,0
Vemos claramente que utilizado cualquiera de los métodos usados (fórmula 11 o la tabla 3.12)
para determinar el índice de susceptibilidad, el resultado es el mismo, pues provienen de la
misma fuente original.
•
Con los valores calculados del índice de susceptibilidad y teniendo en cuenta el espesor
de la plancha (se elige la más gruesa) y el grado de embridamiento, determinamos la
temperatura de precalentamiento y de interpase de la tabla 3.13.
Considerando que el nivel de embridamiento para nuestra unión soldada es medio, vamos a la
tabla 3.13 y obtenemos los valores correspondientes de la temperatura de precalentamiento
mínima:
Índice de susceptibilidad al agrietamiento
Nivel de Espesor*
restricción
(mm)
Medio
156
A
c
3,1-3,5
3,6-4,0
4,1-4,5
D
E
4,6-5,0
F
5,1-5,5
5,6-7,0
<20
º
<20
º
<20 C
70 C
140
º
160 º
145º
160 º
,160�
160 º
B
3,0
<10
<20
10-20
<20 º
<20 º
20 º
80 º
115º
20-38
<20 º
20 º
75º
11·.......w
-.-�
140 º
i5Óº
38-75
20
º
80
11 O
º
130
º
150
150
> 75
5
º
120
º
150
º
160
9
º
º
º
140
º
--
º
º
º
=
º
160 º
___
160 º
Carlos Fosca
Soldabilidad
Los resultados obtenidos para las condiciones planteadas se resumen en el siguiente cuadro:
T. precalentamiento
mínima ( º C)
ACERO
A
ASTMA537G2
150
8
ASTMA572G65
160
ASTMA36
11O
e
En el método de control de hidrógeno, no hay necesidad de calcular el calor de aporte ni la
velocidad de enfriamiento del cordón; pues éste nos orienta de manera directa acerca de la
mínima temperatura de precalentamiento necesaria para evitar los problemas de fisuración
asociados a la presencia de hidrógeno en la soldadura, que resulta particularmente importante
en la soldadura de aceros de alta resistencia mecánica.
Método de Seferian
Seferian, un prestigioso metalurgista francés, propuso la siguiente expresión para estimar la
temperatura de precalentamiento (Tp):
jrp = 35o�cT -o,2s ......(l2) 1
Donde Cr = carbono equivalente total, que viene representado por:
Depende del espesor de plancha
___
Depende de la
química del acero
,.__
composición
El factor Ce tiene en cuenta el espesor de la pieza a soldar y se considera Ce = 0.005e*Cq,
donde e = espesor en milímetros. Reemplazando en la ecuación anterior, se tendrá:
CT = Cq (1+ 0,005e)..... (13)
donde:
eq = C + Mn+ Cr + Ni + 7Mo ....(l4
9
18
)
90
157
Carlos Fosca
Soldabilidad
Empleando las expresiones (12), (13) y (14), es posible determinar la temperatura de
precalentamiento necesaria en una unión soldada. Es importante indicar que este método
propuesto por Seferian no tiene en consideración el aporte de calor (Hnet), por lo que los
valores de temperatura (Tp) calculados mediante este método suelen ser algo más elevados de
lo realmente necesario (son más conservadores).
Calculemos, para el problema anterior, los valores de temperatura de precalentamiento
recomendados por este método.
Tabla 3.14 Determinación de la temperatura de precalentamiento (Tp) mediante el método de Seferian
ACERO
%C
%Mn
Cq
Cr
Tp(º C)
Tp (método
(método
de control de
Seferian)
hidrógeno)
º
150º
A
ASTM A537G2
0,24
1, 15
0.4
0.41
142
B
ASTM A572G65
0,26
1,65
0.4
0.50
175º
160º
ASTM A36
0,20
0,8
0.3
0.33
96 º
11 O º
e
Como se puede apreciar en la tabla anterior, los valores de la temperatura de precalentamiento
estimados mediante el método de Seferian son muy parecidos al método de control de
hidrógeno.
Método del Instituto Internacional de Soldadura (IIW)
Este método sí considera, a diferencia del método propuesto por Seferian, el aporte de calor
neto (Hnet) en el cálculo de la temperatura mínima de precalentamiento. Este método trabaja
con un ábaco (figura 3.7), donde se puede entrar directamente con la tasa de deposición por
electrodo consumido y con el aporte de calor neto.
El método propone la determinación del índice de brusquedad térmica (Thermal Severity
Number) o IBT, que incorpora la geometría de la unión y la severidad de enfriamiento en el
cálculo de la temperatura de precalentamiento. La figura 3.8 muestra el valor de IBT para
diferentes tipos de junta.
158
Carlos Fosca
Soldabilidad
Mínima temperatura de
precalentamiento y entre
º
pasadas ( C)
--���\:._,_
J
- - - - - - ....
·;�-�:l·t,_________
1
Aporte de calor (kilo Joules/cm) t
-,----.,...--�--�
�----.-----·---,-4------+---.----,-�-.--.
.
.34
.42 .40 .38
.36
.46
.50
10
20
30
400
I
E
E
o
o
L[)
(")
LlJ
300
30
: Convierte la
longitud de cordón
por el�ctrodo a kilo
joules/cm en
soldadura
manual por arco
10
20
Aporte de calor (kilo Joules/cm)
10
8
6
5
1
1
garganta (mm)
200
o
o
o
o::
f-0
LlJ
.....J
LlJ
zo
Longitud de cordón que se
puede depositar con un
electrodo de 350 mm de
longitud. Una menor longitud
de soldadura significa un
mayor aporte de calor en la
unión
o
o::
o
o
o
LlJ
100
o
::>
z
o
f--
(9
.....J
3
CARBONO EQUIVALENTE
El IBT es igual a 1 cuando el
es
flujo
de
calor
unidireccional a través de
una sección de 6 mm de
espesor.
Figura 3.7 Determinación de la temperatura de precalentamiento mínima según el método propuesto por
el IIW (lnternational lnstitute of Welding)
159
Carlos Fosca
So/dabilidad
--
Tipo de junta
-
�
e1
H
...._
f1
·�
e1
e2
l?
¡�
e2
�l
lj--
n
n
-- �l
---
e1
e2
IBT
ii
�
-?:
.........
I}
i
!�- -�·- '-i
-
Jle4
r\Jota
j
e1
6
e1
e2
e1
e2
e1+e2
6
e2
e3
e1 +e2+e3
6
e3
e1
�.
-(,
e3
e1+e2+e3+e4
ei = espesor en mm.
Figura 3.8 Diferentes posibilidades de disipación del calor en una soldadura y su
correspondiente IBT
160
Carlos Fosca
Soldabilidad
Ejemplo:
Determinar la temperatura de precalentamiento de una unión en
filete de dos planchas de 25 mm de espesor de un acero del tipo
ASTM A537G2. La soldadura se efectuará empleando proceso de
arco eléctrico manual.
Pruebas preliminares han permitido
determinar que el soldador deposita un primer cordón de 350 mm
con un electrodo de 3/16" (aprox. 4 mm) y de 350 mm de longitud.
De acuerdo a la composición química del acero ASTM A537G2, podemos calcular su CE
(según el IIW).
'r'
CE.=
e +-+
Mn Cr+Mo+V Ni+Cu ºI
+
( )
6
5
15
10
Obteniendo un valor de CE = 0,43
Con la longitud de 350 mm, ingresamos al gráfico de la figura 3.7 y trazamos una línea
horizontal que corta la curva correspondiente a un diámetro de 4 mm en el punto
correspondiente a un aporte de calor de aproximadamente 8 kJoule/ cm.
Para el tipo de unión, el valor de IBT según la figura 3.8 será:
JET=
e1 +e 2 +e3
, donde e1 = e2 = e3 = 25 mm. El valor de IBT será 12
6
Ahora, trazamos una línea vertical correspondiente a 8 kJoule/cm hasta que ésta corte a la
curva IBT = 12 (cuadrante superior izquierdo) y obtenemos un punto a partir del cual
llevaremos una línea horizontal hacia el cuadrante superior derecho que se cruzará con la línea
vertical que parte del punto correspondiente a CE: 0,43, obteniendo una temperatura de
precalentamiento mínima de aproximadamente 1 OOº C.
Método del CET (SEW 088)
Este método hace uso de una nueva relación empírica para el carbono equivalente (CET) que,
a diferencia de las otras relaciones para el CE, las cuales toman en cuenta la templabilidad
(grado de endurecimiento) como criterio de evaluación de la susceptibilidad a la fisuración en
frío, ha sido obtenida después de correlacionarla con ensayos que evalúan directamente el
comportamiento a la fisuración en frío de la unión soldada.
161
..
Carlos Fosca
So/dabilidad
C +Cu Ni .......
+
(15 )
+
CET(%)=C+Mn Mo + r
40
10
20
Esta relación tiene validez para el siguiente rango de composiciones y condiciones:
0,05-0,32%C, Si < 0,8%, 0,05-1,9% Mn, Cr < 1,5%, Cu < 0,7%, Mo < 0,75%, Nb<0,06%, Ni<2,5%,
Ti<O, 12%, V<O, 18%, B< 0,005%.
CET: 0,2 a 0,5%,
t: 10 a 90 mm;
HD: de 1 a 20 según DIN 8572;
Hnet: 5 a 40 KJ/cm
Para estimar la temperatura mínima de precalentamiento a partir del valor CET, se emplea la
siguiente relación:
Tp (ºC) =700 CET +160 Tanh (__!_)+62 HD º ·35 + (53.CET-32)Hnet -330 .... (16)
35
Siendo:
Tanh : tangente hiperbólica
t = espesor de la plancha (mm)
HD= contenido de hidrógeno en el cordón de soldadura (cm3/100g)
Hnet = aporte de calor neto (kJ/mm)
Ejemplo:
Calcular la temperatura de precalentamiento empleando el método del CET para las
condiciones del problema anterior:
ACERO
%C
%Mn
%Si
ASTM A537G2
0,24
1,15
0,3
%Cr
%Ni
%Mo
%V
otros
Luego de verificar que podemos emplear la fórmula CET en este acero, procedemos a
calcularlo:
CET = 0,24 + 1,15/10 = 0,39%
Teniendo en cuenta que el espesor de la plancha es 25 mm, que el aporte de calor es: Hnet =
8 kjoule/ cm (igual que el caso anterior) y que tenemos un contenido de 1O ml/1OOg H en el
depósito de soldadura (usando electrodos de bajo hidrógeno), procedemos a calcular el valor
de la temperatura mínima de precalentamiento:
Tp= 700 (0,39)+160 Tanh (
162
25
35
)+62 (10)° ' 35+(5 3x0.39 -32)8-330 ( ºC)
Soldabilidad
Carlos Fosca
La temperatura de precalentamiento (y de interpase) mínima será, para este caso, Tp = 130 ºC
Método de Yurioka
Frente a todos estos métodos, Yurioka y Kasuya 1 propusieron el uso de un procedimiento que
considera la fórmula de carbono equivalente (CEN) y una serie de ábacos que permiten la
evaluación de la susceptibilidad a la fisuración en frío de un amplio rango de aceros. Estos
autores afirman que los métodos clásicos poseen las siguientes limitaciones:
a.
El CE (IIW) es un índice empleado para aceros al carbono o aleados al Mn, pero
absolutamente inaceptable para aceros de bajo carbono y baja aleación.
b.
El índice PCM (empleado en el método propuesto por AWS D1.1) es aplicable a aceros de
baja aleación, excepto aquellos aleados al Cu endurecibles por precipitación.
El procedimiento para calcular la temperatura de precalentamiento de acuerdo a este método
es el siguiente:
1. Calcular el CEN y CE(IIW) a partir de la composición química.
2. Encontrar los incrementos para el índice CEN (6CEN)H a través de la desviación en
concentración de hidrógeno presente en el metal soldado respecto del valor de referencia
(5 ml/100 g).
3. Encontrar los incrementos para el índice CEN (6CEN) o+cEuw a través de la desviación del
calor de aporte respecto del valor de referencia (1,7 KJ/mm) y del valor de CE(IIW).
4. Si la temperatura ambiente es baja, se puede calcular un incremento (6CENh = 0.02 para
T: -10º C y (6CEN)r = 0.08 para T: -30 º C.
5. Si el acero es un acero endurecible por precipitación con Cu, se puede calcular un nuevo
incremento (6CEN)cu
6. Calcule el nuevo valor de CEN = CEN + (6CEN)H + (6CEN)o+cE11w + (6CENh + (6CEN)cu.
7.
Determine la temperatura de precalentamiento (de laboratorio) a partir del nuevo valor de
CEN y del espesor de la pieza.
8.
Determine la "temperatura de precalentamiento práctica" a través de la corrección por
resistencia mecánica del cordón de soldadura y por el nivel de restricción (embridamiento)
de la junta soldada.
1
Yurioka , N y Kasuya, T. "A chart to determine necessary preheat in steel welding", Welding in the World, Pergamon
Press, Vol. 35 N º 5 pp. 327-334, 1995.
163
Soldabilidad
Carlos Fosca
0.20f
(ACEN)H
0.15
0.10
0.05
01--------JC---------------i
-0.05
-0.10
-0.15
. 1 __....
-0.20 .__________. -' ________
I
5
!O
50
Nivel de hidrógeno difundible en el cordón de soldadura (ml/1 OOg)
(ACEN)a+cE11
O. 10 ------. -, -----,--------,
o.os,
CE(IIW) = C , NI n +Cu+ Ni_ C r + Y1 o+ V
T 6
,
l)
,
5
....
r-----01---------""-c-------------t
1
-0.05
-0.10
-0.15
CE(IIVI) =0.60
11
t
o -,))
0.45
O.SO
/
0.40 /
Ü.35
0.30'
-o. 20 ._____..__..._____._......___._____.__...._____..___
1
2
3
4
Calor de aporte (KJ/mm)
Figura 3.9 Incremento tiCEN con el calor de aporte
164
5
So/dabilidad
Carlos Fosca
Temperatura de precalentamiento crítica ( º C)
J
250 [
H = 5ml / 100 g de metal depositado
Q = 1,7 KJ/mm
T. ambiente = 1 O º C
200 t
150 t...
l
100
50
o'---·���------··���....._�-·��-·����--���
�75
60504030
20
15
0.3
0.2
<10mm
0.4
0.5
0.6,
Carbono equivalente (CEN)
Figura 3.10 Curva maestra para predecir la temperatura de precalentamiento
Corrección de la temperatura de precalentamiento (º C)
25
o
-50
-100
-125
JOO
4-00
500
600
700
300
900
Límite elástico (MPa)
Figura 3.11 Corrección de la temperatura de precalentamiento de acuerdo al nivel de
restricción o embridamiento de la unión soldada.
165
Soldabilidad
Carlos Fosca
Recomendaciones Finales
1. Una predicción fiable de la dureza máxima bajo el cordón para probetas sobre las que
se deposita un único cordón de soldadura debe tener en cuenta la influencia de la
velocidad de enfriamiento. La máxima dureza bajo el cordón puede calcularse con ayuda
de una única fórmula de carbono, equivalente sólo en el caso de que el tiempo de
enfriamiento se fije entre 800 y 500° C (t8/5). En ese caso, la fórmula debe adaptarse a
este tiempo de enfriamiento.
2. La conveniencia de fijar los límites máximos de dureza bajo el cordón, a fin de evitar las
dificultades durante y después de la soldadura, puede cuestionarse por numerosas
razones. Por consiguiente, se recomienda siempre la realización de ensayos lo más
representativos posibles de la aplicación a que se destine para calificar los
procedimientos de soldadura cuando se sospeche que pueden presentarse
determinadas dificultades durante la ejecución de la soldadura o después de ella.
3. Todos los métodos propuestos para la determinación de la temperatura de
precalentamiento mínima deben ser empleados como referencia importante pero no
como métodos precisos que excluyan otras consideraciones. Los valores de la
temperatura de precalentamiento son referenciales y normalmente suelen ser
conservadores.
166
So/dabilidad
Carlos Fosca
Tratamientos térmicos post-soldadura
Los tratamientos térmicos post-soldadura (post weld heat treatment) son ciclos térmicos
controlados que, como su nombre lo indica, se aplican inmediatamente después de ejecutada
la soldadura. Los principales objetivos de estos tratamientos son los siguientes:
a) Reducir o aliviar tensiones residuales en la unión soldada producidas por los
calentamientos y enfriamientos rápidos y localizados que ocurren por la soldadura
b) Disminuir la fragilidad de la unión soldada, originada por la formación de estructuras
martensíticas en la ZAC. En estas condiciones, el tratamiento po t- oldadura actúa más o
menos como un tratamiento de revenido reduciendo la dureza del acero.
c) Mejorar la tenacidad de la unión, elevando la temperatura de transición dúctil - frágil para
aceros al carbono o aceros Cr-Mo.
d) Eliminar o reducir el contenido de hidrógeno difundido en la unión soldada durante el
proceso de soldadura para reducir el riesgo de fragilización por hidrógeno. Cuando éste es
su objetivo principal, se le denomina tratamiento de deshidrogenado.
e) En ciertos aceros como los aceros bonificados, donde el cordón de soldadura debe tener la
misma elevada resistencia mecánica que el material base, es necesario someter a la unión
soldada a tratamientos térmicos de temple y revenido.
El tratamiento térmico post-soldadura es una secuencia de calentamientos y enfriamientos muy
controlados y, como tal, cada uno de sus parámetros debe ser cuidadosamente establecido.
Los parámetros que definen cualquier tratamientos térmico son:
a.
Etapa de calentamiento (velocidad de calentamiento, calentamientos escalonados)
b. Temperatura de tratamiento
c.
Tiempo de permanencia a la temperatura de tratamiento
d. Etapa de enfriamiento (velocidad de enfriamiento, enfriamientos escalonados)
Diversos códigos internacionales establecen recomendaciones acerca de las condiciones bajo
las cuales se deben ejecutar los tratamientos térmicos post-soldadura. Estas condiciones
dependerán del espesor de la pieza a soldar y del tipo de acero(s) involucrado(s). La tabla 3.15
resume una serie de recomendaciones para la ejecución de estos tratamientos en aceros al C y
C-Mn.
167
Car/os Fosca
So/dabilidad
Tabla 3.15 Recomendaciones para tratamientos térmicos post-soldadura de aceros al C y C-Mn
Fuente: Rionda, G. "Criterios básicos para la aplicación de tratamientos térmicos post-soldadura", Soldadura y
tecnoloaías de unión, año VII. N º . 40, 1996, o.9-14.
Etapa
Calentamiento
Temperatura de
tratamiento
Tiempo de
mantenimiento
ASME sección VIII
BS 5500
ANSI B 31-3
Recipientes a presión
Recipientes a presión
tubería
Calentar por encima de
427º C a una velocidad no
mayor a 222º C/h o (5644/ t)
º
C/h, donde t es el espesor
de la plancha en mm.
Calentar por encima de 427° C a
una velocidad no mayor a
222º C/h hasta 25 mm.
Por encima de 25 mm de
espesor, el calentamiento no
será mayor a 55º C/h o (5500/ t)
º
C/h. donde t es el espesor de la
plancha en mm.
T> 593º C
580 º - 620 º C
Por debajo de los 417º C, Por encima de 25 mm, la
enfriar al aire.
velocidad de enfriamiento no
será mayor a 55º C/h o (6875/ t)
º
C/h.
Debajo de los 400º C, enfriar al
aire.
No especifica
Ancho
del
cordón + 25 mm
Proteger la zona tratada La temperatura a los extremos de a cada lado
aislándola del medio para la zona calentada deberá ser la
evitar su enfriamiento brusco mitad de la temperatura en el
centro
R = radio interior del recipiente
Ancho del cordón + 3 t
Mínimo ancho
de
calentamiento
595 º-660º C
Si el espesor es < 35 mm,
Si el espesor es < 50 mm,
1h por cada 25 mm de 21/2 min por cada mm de 1h por cada 25
espesor
espesor (tiempo mínimo: 1 h).
mm de espesor.
tiempo mínimo: 15 min.
Tiempo mínimo:
Si el espesor es> 35 mm,
1 hora.
Tiempo mínimo: 90 min.
Si el espesor es> 50 mm,
(2h+15') por cada 25 mm de
espesor.
Enfriar hasta los 417º C a una Enfriar hasta los 400 º C a una
mayor
a velocidad no mayor a 275º C/h
velocidad no
º
º
277 C/h o (707/ t) C/h.
hasta un espesor de 25 mm.
Enfriamiento
No especifica
5 R X t.
Es interesante observar que las recomendaciones de los diferentes códigos internacionales son
bastante similares. Por ejemplo, para el código ASME VIII, el tiempo mínimo de permanencia a
la temperatura de tratamiento post-soldadura para una plancha de 25 mm de espesor será de
una hora; mientras que, para el código británico BS 5500, el tiempo mínimo recomendado será
de 2.5x 25 = 62,5 min., es decir una hora.
La tabla 3.16 resume las recomendaciones de diversos códigos internacionales sobre las
temperaturas de tratamiento post-soldadura para diferentes tipos de aceros.
168
Soldabilidad
Carlos Fosca
Tabla 3.16 Temperaturas de tratamiento post-soldadura recomendadas por diferentes códigos
Fuente: Rionda, G. "Criterios básicos para la aplicación de tratamientos térmicos post-soldadura", Soldadura y
te cnoloaias de unión, año VII. N º . 40, 1996, p.9-14.
Tipo de acero
Temperaturas de tratamiento postsoldadura
Aceros al C y C-Mn
Aceros Mn-1/2Mo-Ni-V
Ace os C-Mo (0,5%Mo)
Aceros Mn-Mo, Mn-Mo-V
Aceros 1/2Cr-1/2Mo y 1Cr - 1/2Mo
Aceros 21/4Cr-1Mo y 5Cr-1/2Mo
Ver tabla anterior
ASME VIII
º
T > 595 C
BS 550 (inglés)
650 º - 680 º C
ASME VIII (USA)
T > 593 º C
AD-MERK (alemán)
600 º - 650 º C
CODAP (francés)
580 º - 620 º C
ISO (internacional)
580 º - 620º C
ASME VIII (USA)
T > 593º C
CODAP (francés)
600 º - 640 º C
BS 550 (inglés)
630 º - 720 º C
ASME VIII (USA)
T > 595º C
AD-MERK (alemán)
650 º - 720º C
CODAP (francés)
630 º - 680 º C
ISO (internacional)
620 º - 660 º C
BS 550 (inglés)
630 º - 750 º C
ASME VIII (USA)
º
T > 675 C
CODAP (francés)
670 º - 710 º C
ISO (internacional)
625 - 750º C
169
Soldabilidad
Car/os Fosca
CONSOLIDANDO IDEAS
SOLDABILIDAD
SOLDABILIDAD
OPERATIVA
SOLDABILIDAD
METALÚRGICA
El C.E. es un criterio
asociado
principalmente a la
ZAC
SOLDABILIDAD
CONSTRUCTIVA
ACEROS
Puede haber riesgo
de fisuración en frío
o comportamiento
frágil de la unión
soldada
CARBONO
EQUIVALENTE
> 0,35-0,4%C
SOLDABILIDAD
BUENA
SOLDABILIDAD
LIMITADA
•
•
•
•
El C.E. es un criterio
auxiliar para elaborar
apropiadamente un
procedimiento de
soldadura
•
Tipo de acero
Espesor de pieza
Tipo de junta
Parámetros de
soldadura
Proceso de soldadura
PROCEDIMIENTO
DE SOLDADURA
CALIFICACIÓN DE
PROCEDIMIENTO
170
•
•
•
•
•
•
•
Calor de aporte
Precalentamiento
Post-calentamiento
Material de aporte
Proceso de soldadura
% hidrógeno absorbido
Restricción de la junta
Soldabilidad
Carlos Fosca
3. DILUCIÓN
Durante la soldadura por fusión, el metal de cada una de las partes a unir y el de aporte (si se
utiliza) se funden conjuntamente formando el baño de fusión o metal de soldadura. Tras la
posterior solidificación, el metal de soldadura resultante tendrá bien una sola fase o una mezcla
de dos o más fases. Una fase puede ser una solución sólida (Cu-Ni), un compuesto
intermetálico (CuAl2) o un compuesto intersticial (Fe3C, TiC). El número, tipo, cantidad y
disposición metalúrgica de las fases presentes determinará, en gran parte, las propiedades y
calidad del metal de soldadura. Las velocidades de solidificación y enfriamiento también tienen
un efecto significativo sobre las fases presentes y la microestructura del material.
En la soldadura de metales disímiles, el metal de aporte debe ser capaz de alearse fácilmente
con los metales base para producir un metal de soldadura que tenga una matriz dúctil y
continua. Específicamente, el metal de aporte debe ser capaz de aceptar la dilución (aleación)
por los metales base sin producir una microestructura propensa a la fisuración. Tal
microestructura del metal de soldadura debe ser también estable bajo las condiciones que se
esperan en servicio. La resistencia del metal de soldadura debe ser igual o mayor que la del
metal base más débil.
La figura 3.12 muestra de manera gráfica el concepto de dilución. En la imagen superior se ha
representado un depósito de un metal A sobre una pieza.
% dilución
=
LJ
B / (A+B) x 100
regiones de metal base fundido
A
% Dilución
=
Área sombreada
Área total del cordón de soldadura
X 100
Figura 3.12 Efecto de la dilución del metal de aporte por la mezcla con los metales base
171
Carios Fosca
Soldabilidad
En las figuras inferiores (A, B y C), se presentan uniones soldadas en las que se observan las
porciones del metal base que se han fundido (áreas sombreadas) y, por tanto, han contribuido
a la formación de la zona fundida mezclándose con el metal de aporte.
El grado de dilución se puede estimar de acuerdo a la siguiente relación:
o//o d"l
1 uc1on
.,
=
área sombreada
x 100..... (l?)
área total del cordón de soldadura
Por Jo tanto, de la figura 3.12 se puede deducir que cuanto mayor sea la región fundida del
metal base (área sombreada) en la unión soldada, mayor habrá sido el grado de dilución
producido. Vemos, entonces, que la unión "C" presenta un mayor nivel de dilución que las
uniones "A" y "B" y esto condicionará la composición química final de la zona fundida.
Pero es importante hacer la siguiente observación. El esquema de la figura 3.12 muestra, a
través de esta representación gráfica, cuánto del metal base se ha mezclado con el metal de
aporte; pero no debemos pensar que en la unión soldada existen claramente definidas estas
regiones, de modo que la región sombreada tiene una composición química y la zona restante
otra diferente. Debido a que en la mayoría de los procesos de soldadura por fusión se produce
una agitación importante en el baño fundido, se genera un metal de soldadura con una
composición bastante uniforme. Es decir, cada punto del baño fundido tendrá más o menos la
misma composición química. Por ello, hablamos de dilución para expresar el efecto que han
tenido los metales base en la composición química final del metal fundido.
Las bandas de metal base fundido
(áreas sombreadas en la figura 3.12)
son normalmente más anchas cuando
el metal de aporte tiene un punto de
fusión superior al de los metales base
(como puede ser el caso del ejemplo
Zonas de dilución
por efectos de las
pasadas sucesivas
"C" de la figura 3.12).
En la soldadura de pasadas múltiples,
como se muestra en la figura 3.13, la
composición de cada cordón debe ser
relativamente uniforme. Sin embargo,
en
cada
172
cordón
se
producen
En el cordón de raíz sufre
diluciones sucesivas debido
a las siguientes pasadas
Figura 3.13 Efecto de las pasadas sucesivas sobre la
dilución de los cordones adyacentes
Soldabilidad
Carlos Fosca
diferencias específicas en la composición qurmrca a lo largo de las sucesivas pasadas,
especialmente entre el cordón de raíz, los cordones adyacentes a los metales base y el resto
de los cordones.
La composición media del depósito (metal fundido) puede calcularse si se conocen:
(a) La relación entre el volumen fundido de los metales base respecto al volumen total de la
zona fundida (depósito).
(b) la composición de los metales base y de aporte.
Muchos son los factores que afectan la dilución en el ordón de oldadura. La mayor dilución
se presentará cuando se suelda sin metal de aporte. En este caso, todo el depósito es
generado por la propia fusión del metal base y la dilución alcanzará el 100%.
Del mismo modo, una soldadura de una sola pasada tendrá un mayor porcentaje de dilución
que una de múltiples pasadas, siendo la pasada de raíz la que presenta siempre la mayor
dilución. Los procesos de soldadura producen diferentes niveles de dilución en una unión
soldada, como se puede apreciar en la Tabla 3.17.
Tabla 3.17
PROCESO
Electro escoria (ESW)
DILUCION
100%
Observaciones
El metal base contribuye totalmente con la
zona fundida
Soldadura por haz de electrones 100%
Excepto si se emplea hilo de aporte
Soldadura láser
100%
Excepto si se emplea hilo de aporte
20-30%
En general
30-40%
Pasada de raíz
10-20%
En operaciones de "overlay" (depósitos)
25 - 50%
En general
1O - 15%
En operaciones de "overlay" (depósitos)
25 - 50%
Arco "spray"
15 - 30%
Arco "corto circuito"
Arco eléctrico manual (SMAW)
Arco sumergido (SAW)
MIG/MAG (GMAW)
TIG (GTAW)
20 - 50%
100%
Sin material de aporte
Cuando la soldadura se realiza sin material de aporte, como puede suceder con el proceso TIG
(GTAW) o con procesos algo más sofisticados, como los de alta energía (láser, haz de
173
•
Soldabilidad
Carlos Fosca
electrones, etc.), la dilución será del 100%; pues el metal base es el único que inteNiene para
aportar su composición química en la zona de fusión. Sin embargo, es posible alcanzar niveles
de dilución tan bajos como un 2% en depósitos (cladding) con procesos como el arco por
plasma con alambre caliente (plasma are hot wire process).
La dilución puede estar basada sobre medidas de área en la sección transversal de una unión.
En la figura 3.14, se indica cómo determinar la dilución de dos metales A y B cuando se
sueldan con un metal de aporte.
Metal de
Metal A
F
!
Metal B
i
B
.J
Zona fundida
Dilución =
A+B
A+B+F
X 100
A: volumen de metal A
B: volumen de metal B
F: volumen de metal F
Figura 3.14
El cálculo puede ser hecho de manera analítica si se conoce la composición química promedio
de cada uno de los metales base y del metal de aporte que conforma el depósito. Entonces, el
porcentaje medio de un elemento de aleación específico en el metal de soldadura diluido puede
calcularse utilizando la siguiente ecuación:
Xw = (DA) (XA) + (Ds) (Xs) + (1 - Dr) (Xaporte) .... (18)
donde:
Xw =
XA =
Xs =
Xaporte =
DA =
Ds =
Dr =
174
porcentaje medio del elemento X en el metal de soldadura (depósito) .
porcentaje del elemento X en el metal base A
porcentaje del elemento X en el metal base B
porcentaje del elemento X en el metal de aporte
porcentaje de dilución del metal base A expresado como un decimal
porcentaje de dilución del metal base B expresado como un decimal
porcentaje total de dilución por los metales A y B expresado como un decimal
Soldabilidad
Carlos Fosca
Ejemplo 1
Veamos ahora un ejemplo de cómo calcular la composición del metal de soldadura (zona
fundida). Supongamos que se suelda una plancha de 8 mm de espesor de acero inoxidable
tipo 316 a otra plancha de 8 mm espesor de acero 2 1/4 Cr - 1 Mo con un metal de aporte tipo
ERNiCr - 3 (aleación de níquel-cromo). La composición química nominal de las tres aleaciones
se muestra en la siguiente tabla:
Composición química nominal %
Elemento
Acero
Acero
Metal
Cr- Mo
316
Aporte
2,5
17
20
12
Cr
Ni
--
Mo
1 ,O
2,5
72
--
Fe
95,5
63
3
Suponiendo que la dilución total es del 35%, 15% del acero Cr-Mo y 20% del inoxidable 316 se
pide determinar cuál ha sido la composición química del depósito fundido.
Teniendo en cuenta la ecuación (18), los porcentajes medios de Cr, Ni y Mo en el metal de
soldadura fundido se calculan de la siguiente forma:
% Cr= 0,15 (2,5) + 0,20 (17) + 0,65 (20)= 16,8
% Ni= 0,20 (12) + 0,65 (72)= 49,2
% Mo= 0,15 (1) + 0,20 (2,5)= 0,65
Entonces, el metal fundido tendrá la siguiente composición química:
%Cr
16,8
%Ni
Mo
Fe
49,2
0,65
resto
Ejemplo 2
Se va a realizar un recubrimiento de acero inoxidable en un recipiente a presión fabricado de
acero ASTM A285-B de manera que el acero inoxidable depositado tenga una composición
química similar al tipo AISI 304. El depósito será efectuado empleando soldadura eléctrica
manual (SMAW), para lo cual se deberá seleccionar el material de aporte adecuado. En la
175
Carlos Fosca
Soldabilidad
siguiente tabla, se muestran las composiciones químicas del material base, del recubrimiento a
alcanzar y de los materiales de aporte disponibles:
El depósito debe
tener una
composición
similar a un acero
AISI 304
Depósito (overlay)
Material
%C
%Mn
%Si
ASTM A285-B
0,22
0,90
0,60
AISI 304
0,08
2,0
E209-XX
E308-XX
E309-XX
E309L-XX
0,06
0,08
0,15
0,04
6,0
1,5
1,5
1,5
%Gr
%Ni
%Mo
1,00
------ ------- -------19,0 9,0 --------
0,9
0,9
0,9
0,9
22,0
20,0
23,5
23,5
10,0
10,5
13,0
13,0
2,5
0,75
0,75
0,75
Material de aporte
Teniendo en cuenta que el depósito se efectuará en una sola pasada y que la dilución llegará
como máximo a un 15%, se pide determinar el material de aporte que permitirá tener en la
superficie un depósito de composición similar al acero AISI 304.
Para resolver este problema, debemos comprender que si queremos efectuar un depósito que
sea similar a un acero del tipo AISI 304 sobre un material base tan diferente como un acero
ordinario, no podemos emplear un metal de aporte del tipo AISI 304, pues la dilución con el
metal base producirá una composición química diferente en el metal depositado. Por ello, es
importante emplear siempre metales de aporte más aleados para compensar el efecto de la
dilución.
Para el caso de un depósito de soldadura sobre un material base, la expresión (16) se
simplifica:
porcentaje medio del elemento X en el deposito (composición del acero AISI 304)
Xw =
porcentaje del elemento X en el metal base A (composición del acero ASTM A285-B)
XA =
Xaporte = porcentaje del elemento X en el metal de aporte (a determinar)
porcentaje de dilución del metal base A expresado como un decimal (15%)
DA =
176
So/dabilidad
Carlos Fosca
Como nuestro objetivo es determinar el material de aporte, despejamos el valor de X aporte de la
ecuación anterior y se tiene:
Reemplazando la dilución = O,15, se tiene: X aporte = Xw - O,15 (XA)
f
(0,85) y calculamos los
valores de Xaporte para cada uno de los elementos de aleación:
%C = (0,08 - O,15x0,22) /0,85 =0,06
%Mn = (2 - O,15x0,9) /0,85 =2,2
%Si= (1-0,15x0,6)/0,85 = 1,07
%Cr= (19)/0,85 = 22,3
%Ni= (9)/0,85=10,6
%Mo=O
Resultados del cálculo de la composición química del
material de aporte necesario
Material de
aporte
%C
0,06
%Mn
2,2
%Si
1,0
%Cr
22,3
%Ni
10,6
%Mo
Si comparamos estos valores con los de los materiales de aporte mostrados en la tabla,
veremos que los materiales que pueden cumplir con estos valores son los electrodos E209-XX
y E309L-XX.
Materiales de aporte
%C
%Mn
%Si
%Cr
%Ni
%Mo
E209-XX
0,06
6,0
0,9
22,0
10,0
2,5
E308-XX
0,08
1,5
0,9
20,0
10,5
0,75
E309-XX
0,15
1,5
0,9
23,5
13,0
0,75
E309L-XX
0,04
1,5
0,9
23,5
13,0
0,75
Debido a un menor contenido de C y de Mn, se recomendaría el empleo del electrodo E309L­
XX.
177
Carlos Fosca
So/dabilidad
RESUMEN
•
Los factores más importantes que influyen en la soldabilidad de los metales y
aleaciones son los siguientes:
�
Las transformaciones que se producen en la zona afectada por el
calor: ZAC
�
La composición química de los materiales a unir (metal base y metal de
aporte).
•
�
Las tensiones residuales generadas durante la soldadura.
�
El procedimiento de soldadura empleado.
Los problemas más importantes relacionados con la soldabilidad de los aceros al
·momento de soldar son:
� Agrietamiento en frío.
•
�
Agrietamiento en caliente.
�
Delaminación.
Un parámetro muy empleado para juzgar el grado de soldabilidad de un acero es el
carbono equivalente (CE)
•
Se denomina carbono equivalente (CE) al índice que permite correlacionar la
composición química de un acero con su tendencia a presentar estructuras frágiles
cuando éste es sometido a un proceso de soldadura.
•
En términos generales se puede decir que:
•
Aceros con un CE < 0,2 - 0,3% tienen una buena soldabilidad
•
Aceros con un CE > 0,4% tienen riesgo de fisuración en frío en la ZAC
•
La limitación del CE es que solamente tiene en cuenta la composición química del
acero. Sin embargo, el riesgo a la fisuración en frío depende además de muchos
otros factores como el aporte de calor, el proceso de soldadura empleado, el tipo de
junta, el espesor de la pieza a soldar, el grado de embridamiento de la unión, el
contenido de hidrógeno difundible en el cordón, el material de aporte, etc.
+
Otro criterio que se emplea para evaluar los riesgos potenciales de fisuración o
fragilidad de una unión soldada de un acero es la estimación de la dureza bajo el
cordón (en la ZAC). Este método es empleado por códigos estructurales como el
AWS D1.1.
178
Soldabilidad
•
Carlos Fosca
El riesgo de figuración en frío de la unión soldada se incrementa aun más en
presencia de hidrógeno, el cual penetra en la soldadura como consecuencia de la
descomposición a elevadas temperaturas de la humedad del metal base, . de
sustancias hidrogenadas provenientes del consumible (material de aporte) o de la
preparación de los bordes.
•
A esta fisuración se le conoce como agrietamiento por hidrógeno. Para evitarla es
importante controlar el nivel de hidrogeno difundido en la soldadura así como la
dureza de la ZAC
•
Partiendo de las consideraciones anteriores, CE, dureza bajo el cordón, presencia de
hidrógeno, es posible establecer procedimientos que permitan seleccionar la
temperatura de precalentamiento mínima necesaria a fin de evitar el riesgo de
fisuración en frío.
•
Otro de los métodos empleados para reducir el riesgo de figuración en frío es el
tratamiento post-soldadura. El objetivo de este tratamiento es:
•
Reducir o aliviar tensiones residuales en la unión soldada producidas por los
calentamientos y enfriamientos rápidos y localizados que ocurren por la soldadura
•
Disminuir la fragilidad de la unión soldada, originada por la formación de estructuras
martensíticas en la ZAC.
•
Mejorar la tenacidad de la unión, elevando la temperatura de transición dúctil - frágil
para aceros al carbono o aceros Cr-Mo.
•
Eliminar o reducir el contenido de hidrógeno difundido en la unión soldada durante el
proceso de soldadura para reducir el riesgo de fragilización por hidrógeno. Cuando
éste es su objetivo principal, se le denomina tratamiento de deshidrogenado.
•
En ciertos aceros como los aceros bonificados, donde el cordón de soldadura debe
tener la misma elevada resistencia mecánica que el material base, es necesario
someter a la unión soldada a tratamientos térmicos de temple y revenido.
•
Durante la soldadura por fusión, el metal de cada una de las partes a unir y el de
aporte (si se utiliza) se funden conjuntamente formando el baño de fusión o metal de
soldadura. Esta zona fundida es una mezcla de todos estos materiales y por tanto su
composición química será una combinación de todas ellas. Se define como dilución
a la proporción de material base que ha participado en el proceso de fusión y mezcla
en el depósito durante la soldadura.
179
Soldabilidad
+
Carlos Fosca
La dilución es muy importante cuando se unen materiales de diferente composición
química pues la composición química final del depósito estará influenciada
directamente por el grado de dilución producido. Como es bien sabido, la composición
química del cordón de soldadura afecta las características microestructurales y con
ello sus propiedades mecánicas y de resistencia a la corrosión.
+
Aceros altamente aleados como los aceros inoxidables pueden experimentar
diferencias importantes en resistencia a la corrosión en la unión soldada para
diferentes grados de dilución.
+
La dilución es influenciada fuertemente por el aporte de calor y el proceso de
oldadura. Una unión soldada ejecutada en una sola pasada tendrá un grado de
dilución mayor que ella misma cuando es realizada en múltiples pasadas.
+
El proceso de soldadura afecta también de manera importante el grado de dilución
durante la soldadura
180
So/dabilidad
Carlos Fosca
CONSOLIDANDO IDEAS
SOLDABILIDAD
SOLDABILIDAD
OPERATIVA
SOLDABILIDAD
METALÚRGICA
SOLDABILIDAD
CONSTRUCTIVA
ACEROS
El grado de dilución
es un criterio que
permite evaluar la
soldabilidad del
depósito fundido.
Pueden formarse
constituyentes
frágiles o que
afecten la resistencia
a la corrosión
DILUCIÓN
bajo
Se reducen los
problemas en la
zona fundida de la
unión soldada
alto
•
•
•
•
•
•
•
•
Material de aporte
Proceso de soldadura
Tipo de junta
Calor de aporte
PROBLEMAS
DE
SOLDABILIDAD
Aumento de la
templabilidad en el
cordón
Aumento de la
fragilidad del cordón
Riesgo de fisuración
en caliente
Riesgo de corrosión
Para evitar estos problemas
es importante controlar el
grado de dilución a través de
los siguientes parámetros
PROCEDIMIENTO
DE SOLDADURA
181
Soldabilidad
182
Carlos Fosca
AGRIETAMIENTO EN FRÍ0 Y EN CALIENTE
OBJETIVO
Al final de este capítulo usted estará en capacidad de:
•
Distinguir los diferentes mecanismos de fisuración y fragilización de la unión soldada.
1.dentificar las variables más importantes que influyen en la fisuración en caliente y en
frío de las uniones soldadas de ace(o.
Proponer medidas prevent ivas a fin de
evitar construcciones soldadas.
de fisuración en las
Agrietamiento en frío y en caliente
Carlos Fosca
ÍNDICE
INICIANDO EL ESTUDIO
1. FISURACIÓN EN CALIENTE
1.1 Aspectos generales
1.2 Características de la fisuración en caliente
1.3 Factores que promueven la fisuración en caliente
1.4 Medidas para evitar o reducir el riesgo de fisuración en caliente
1.5 Evaluación de la susceptibilidad a la fisuración en caliente
1.6 Ensayo HDR
1.7 Ensayo Varestraint
1.8 Ensayo PVR
2. FISURACIÓN EN FRÍO
2.1 Aspectos generales
2.2 Fragilización por endurecimiento de la zona afectada por el calor ZAC
2.3 Fragilización por hidrógeno.
2.3.1 Hidrógeno difundible proveniente del material de aporte
2.3.2 Efectos de los parámetros de soldadura sobre la cantidad de hidrógeno
difundible
2.3.3 Mecanismos de fragilización por hidrógeno
2.3.4 Factores que influyen en la fragilización por hidrógeno
2.3.5 Comó evitar la fisuración por hidrógeno
2.4 Desgarre laminar
2.5 Ensayos para evaluar la susceptibilidad a la fisuración en frío
2.5.1 Probetas auto-tensionadas
2.5.2 Probetas externamente tensionadas
RESUMEN
CONSOLIDANDO IDEAS
184
Carlos Fosca
Agrietamiento en frío y en caliente
INICIANDO EL ESTUDIO
¿Por qué al soldar
algunos materiales se
fisuran?
¿Cómo sé si un
material presentará
fisuras debido al
proceso de
soldadura?
¿Qué medidas
debo emplear
para evitar
fisuras?
185
Agrietamiento en frío y en caliente
Carlos Fosca
1. FISURACIÓN EN CALIENTE
1.1 Aspectos generales
La fisuración en caliente, como su nombre lo indica, se produce cuando el cordón de soldadura
se encuentra todavía caliente, en un rango de temperaturas cercanas a la de solidificación del
baño fundido o incluso ligeramente por debajo de ella (normalmente por encima de 0,5 T.
fusión).
La figura 4.1 muestra un cordón de soldadura fisurado en caliente. Observando la
imagen nadie podría dudar de la presencia de fisuras, pero surgen de inmediato las siguientes
preguntas: ¿Cómo sabemos que se trata de una fisuras originadas a temperaturas elevadas?,
¿ ómo se originan? ¿Cómo puedo evitarlas? Para poder responder a estas interrogantes, es
necesario que conozcamos primero ciertos aspectos importantes del proceso de solidificación
de un metal o aleación fundida.
Figura 4.1 Fisuración en caliente en un cordón de soldadura
Lo primero que debemos recordar es que, en general, en casi todas las aleaciones de
ingeniería, el paso del estado líquido al sólido no se produce de manera inmediata a una sola
temperatura, como sí ocurre cuando el agua pura pasa de estado líquido a sólido. En las
aleaciones, la solidificación suele llevarse a cabo a través de un rango de temperaturas1 en el
cual el metal pasa de manera progresiva del estado líquido al estado sólido. Se dice, entonces,
1 Solamente ciertas aleaciones solidifican completamente a una sola temperatura y se conocen con el nombre de
eutécticas.
186
Agrietamiento en frío y en caliente
Carlos Fosca
que en estas condiciones el metal presenta un estado bifásico (dos fases), donde la fase líquida
y sólida coexisten en equilibrio (o casi en equilibrio).
Ello lo podemos apreciar claramente a través de los diagramas de equilibrio y usaremos como
ejemplo didáctico justamente aquel que hemos descrito y analizado en los capítulos uno y dos
de este libro, es decir, el diagrama Fe-C. Esta vez, sin embargo, nos vamos a centrar
solamente en una pequeña región de él: aquella que corresponde a elevadas temperaturas
cercanas al punto de fusión y para contenidos de carbono de 0% a 0,5%C, que es el rango más
común para los aceros estructurales y para la fabricación de elementos de máquinas.
De acuerdo con la figura 4.2, un acero que es enfriado en condiciones de equilibrio (enfriado
muy lentamente) desde su estado líquido (fundido) solidificará en un rango de temperaturas
definido por las regiones L+o y L+y (regiones coloreadas del diagrama). Asimismo, se puede
observar que, dependiendo del %C, el acero podrá empezar a solidificar ya sea bien como
ferrita o como austenita (regiones bifásicas L+o y L +y). Así, por ejemplo, un acero de 0,08%C o
de O, 15%C (líneas 1 y 2 respectivamente) solidificará primero como cristal de ferrita, mientras
que un acero de 0,6%C (línea 4) solidificará primero en forma de austenita.
CD CD
T( º C)
1
1538º
1
L (líquido)
�
L+ y
y
1394 º
O, 1
0,2
0,3
0,4
0,5
0,6
%C
Figura 4.2 Diagrama Fe-C donde se muestra la región próxima al estado líquido para composiciones de
bajo %C
En cambio, un acero de 0,3%C, de acuerdo con el diagrama de equilibrio (línea 3), presentará
una solidificación algo más compleja; pues los primeros cristales se formarán siguiendo el
ordenamiento atómico de la ferrita (8) y luego, conforme baja la temperatura y desciende por
debajo de los 1495ºC, todo el material (ferrita y el metal fundido restante) se reordenará
atómicamente en forma de austenita, solidificando el resto de la fase líquida directamente a
187
Agrietamiento en frío y en caliente
Carlos Fosca
austenita. Podemos decir, entonces, que aceros al carbono con menos de O, 15%C solidificarán
inicialmente en forma de ferrita, mientras que aceros con más de O, 15%C Jo harán
preferencialmente en forma de austenita.
Los elementos de aleación pueden también afectar el tipo de solidificación, es decir, elementos
alfágenos (que se disuelven preferencialmente en la ferrita) favorecen la solidificación a ferrita.
Elementos como el Si, Cr, Mo son alfágenos y, por tanto, amplían el rango de %C en el que se
presentará una solidificación en forma de cristales de ferrita. Por ejemplo, un acero aleado al
Cr-Mo podría presentar, a 0,2%C, una solidificación completamente a ferrita.
Los elementos como el Mn, Ni y el mismo C son gammágenos (se disuelven preferencialmente
en la austenita y favore en
u e tabilidad). Estos elementos contribuyen a favorecer la
solidificación en forma de austenita.
¿Puede este hecho ser tan importante para un acero? Es decir, ¿pueden estas distintas
formas de solidificación afectar posteriormente la tendencia a la fisuración en caliente de
una soldadura?.
Hemos visto anteriormente que la estructura cristalina de la ferrita es cúbica de cuerpo
centrado (CC), mientras que la de la austenita cúbica de caras centradas (CCC). Cuando el
hierro tiene una estructura CCC (austenita), los átomos se encuentran ordenados de manera
más compacta. Ello quiere decir que la contracción del metal, debida al paso líquido --+
austenita, será mayor que la esperada en la transformación L --+ ferrita. En una soldadura, la
solidificación se puede realizar en fracciones de segundo, es decir, muy rápidamente y es de
esperar que ella conduzca necesariamente a contracciones en la masa metálica del cordón de
soldadura. Por otro lado, el coeficiente de dilatación ( contracción) de ambas fases es diferente.
A temperaturas tan altas como 1500 ºC, la austenita se contrae durante el enfriamiento 50%
más que la ferrita.
Teniendo en cuenta lo anterior, ¿cuál de las dos transformaciones, L� o o L� y, podría
provocar mayores dificultades durante la solidificación de un cordón de soldadura?
Si solamente consideramos el nivel de contracción que experimentaría la región de metal que
se solidifica, resulta razonable pensar que la austenita, al producir una mayor contracción
durante la solidificación y enfriamiento, podría provocar mayores tensiones residuales de
tracción en las últimas regiones que solidifican, aumentando el riesgo de fisuración a esas
temperaturas (figura 4.3).
188
Carlos Fosca
Agrietamiento en frío y en caliente
..
1
Regiones del metal que
solidifican al final
Tensiones residuales presentes en las
regiones que solidifican al final
Figura 4.3 Durante la solidificación, las regiones del metal que solidifican al final están sometidas a
tensiones residuales de tracción
Pero la fisuración en caliente no sólo está asociada a cambios de volumen durante la
solidificación. Se ha comprobado que estos fenómenos de agrietamiento están relacionados
con la segregación (acumulación) de determinados elementos presentes en el acero en ciertas
regiones del metal solidificado.
Para entender por qué se producen estas segregaciones en el metal durante la solidificación
recordemos que, cuando el acero solidifica, pasa de un estado de desorden atómico a otro
completamente ordenado, donde los átomos se encuentran muy juntos entre sí. Ello provoca
que el metal en estado sólido no admita la misma cantidad de átomos extraños (impurezas) en
su ordenamiento cristalino, es decir, no pueda mantenerlos disueltos en la misma proporción en
su estructura cristalina. Haciendo una analogía con el agua, cuando ésta se encuentra
hirviendo, podemos disolver en ella una gran cantidad de azúcar o sal, por ejemplo; pero
cuando se enfría, puede que parte de estas sustancias hayan precipitado en forma de cristales
en el fondo del vaso o taza.
De forma similar, cuando el metal pasa del estado sólido al líquido, parte de estos átomos
extraños o impurezas son expulsados del metal solidificado (red cristalina) hacia la región que
sí puede admitirlos en mayor proporción, es decir, aquella zona del metal que aún está en
estado líquido (zona fundida). Ello provoca que las interfases metal-líquido se enriquezcan de
impurezas o elementos químicos durante la solidificación.
189
Agrietamiento en frío y en caliente
Carlos Fosca
Veamos ello a través de un ejemplo. Supongamos que tenemos un acero de 0.15%C que está
en estado líquido y comienza su solidificación. Para ello tomaremos una región ampliada de la
figura 4.2, donde observaremos cómo se produce la solidificación para este acero. De acuerdo
con la región del diagrama Fe-C (figura 4.4), los primeros cristales del acero solidificarán como
ferrita (región L + 8). Debido a que la ferrita admite en solución muy poca cantidad de carbono,
ésta solo disolverá a dicha temperatura tan sólo 0.05%C. Pero nuestro acero tiene en su
composición O, 15%C; por lo tanto, el metal líquido, que coexiste a esta temperatura con la
ferrita, se enriquecerá de carbono (aumentando su concentración por encima de O, 15%C).
T( ºC)
0,15%C
1
1538 º
El carbono restante del acero
que no puede admitir la ferrita es
disuelto en la fase líquida
aumentando su concentración
por encima de 0,15%C
Los primeros
cristales de
ferrita solo
pueden
mantener
disuelto 0,05%C
��������-;-������������-+
0,05
0,25
0,5
%C
Figura 4.4 Región del diagrama Fe-C donde se aprecia la región de solidificación y las diferencias en
concentración de C que se producen entre la fase líquida y la sólida (ferrita) a una misma temperatura
Lo que ocurrirá, entonces, durante la solidificación del metal fundido es que se producirán
regiones más ricas en determinados elementos que otras como consecuencia de las
transformaciones y de la solidificación heterogénea que tiene lugar en el cordón de soldadura.
190
Agrietamiento en frío y en caliente
Carlos Fosca
Cuando determinadas regiones del metal se enriquecen de elementos como el P y S, por
ejemplo, aumenta su susceptibilidad a la fisuración en caliente. Esta segregación en
composición química se produce en las últimas regiones del metal a solidificar y su magnitud
dependerá del contenido nominal presente en el metal base y en el metal de aporte, así como
también de la estructura cristalina durante la solidificación (si solidifica primariamente como
ferrita o austenita).
La ferrita puede mantener en solución mayores cantidades de P y S que la austenita a
temperaturas elevadas. Ello supone que si el acero solidifica primero como ferrita, segregará
menor cantidad de estos elementos que si solidificara como austenita, lo cual puede ser muy
determinante en la u
ptibilidad de e te material a la fisuración en caliente.
Ésta es la
principal razón por la cual, a fin de evitar este tipo de fisuración, se recomienda garantizar la
formación de una cantidad de ferrita durante la solidificación del cordón de soldadura de los
aceros inoxidables austeníticos.
Del mismo modo que en los aceros inoxidables austeníticos, los aceros ordinarios y de baja
aleación que solidifican formando inicialmente ferrita en su microestructura serán menos
susceptibles a la fisuración en caliente. La transformación posterior
8-* y
induce tensiones
residuales de compresión, lo cual favorece aun más la resistencia a la fisuración en caliente
1
.
La solidificación primaria en forma de ferrita reduce el riesgo de fisuración en caliente en
los aceros.
1 Killing, Robert. "Angewandte Schwei�metallurgie". DVS Verlag, 1996, pag.125
191
Agrietamiento en frío y en caliente
Carlos Fosca
1.2 Características de la fisuración en caliente
La fisuración en caliente se puede manifestar a través de muy pequeñas fisuras microscópicas
o incluso hasta macrogrietas identificables a simple vista. Debido a que se originan a elevadas
temperaturas, las superficies de fracturas presentan una apariencia mate debido a la formación
de una capa de óxido superficial.
La fisuración en caliente es de tipo intergranular, es decir, la fisura se propaga a través de los
límites de granos y puede tener una orientación longitudinal o transversal al cordón de
soldadura. Asimismo, las fisuras pueden iniciarse en el depósito de soldadura o en la ZAC.
Cuando e producen en el depó ito de soldadura (región solidificada) se les denomina "fisuras
por solidificación" (solidification cracks) y cuando éstas aparecen en la ZAC o en la región límite
entre la zona solidificada y la ZAC, reciben el nombre de "fisuras debidas a refusión" (liquidation
cracks).
Fuente: Killing "Angewandte Schweipmetallurgie". DVS Verlag
Figura 4.5 Agrietamiento en caliente en el depósito de soldadura
192
Carlos Fosca
Agrietamiento en frío y en caliente
1.2.1 Fisuras por solidificación
La causa de esta fisuración es la segregación (enriquecimiento) de elementos como P y S (y
otros como el B, Se, As, Cb, Sn, Sr, Ta y Cu) en la zona de baño fundido próxima a los cristales
del metal recién solidificado. Cuando el baño fundido se solidifica, las últimas regiones en
estado líquido se enriquecen de estos elementos y de impurezas, provocando la formación de
compuestos de menor punto de fusión.
Durante el enfriamiento y solidificación, se producen contracciones en el metal sometiendo a
estas regiones a esfuerzos de tracción. La zonas aún líquidas no son capaces de soportar estos
e fuerzo ( e omportan mecánicamente orno verdadero agujero ) y dan origen a la fi ura
(figura 4.6).
- - -- ,�--------------.
(
.••"___H_,,.-
�- . - .
- ---- - . --------------
=======--
.
------------------.-.
-----------·
---- -----
. �- =-:
-�----·- - --
...
'
Los cristales sólidos expulsan a la interfase líquida elementos e
impurezas que luego forman compuestos de bajo punto de
fusión durante la solidificación
.,,,..--------
.___,
�-. .
Esfuerzos
debidos a la
contracción
____
......
Dirección del
enfriamiento
Fase líquida en
límite de grano
Fuente: Killing "Angewandte Schweimetallurgie". DVS Verlag
Figura 4.6 Representación de la fisuración en caliente debida a solidificación. Las grietas se forman en
las zonas del metal aún líquidas sometidas a esfuerzos de tracción provenientes del enfriamiento del
cordón de soldadura.
Algunos factores de la soldadura como un depósito demasiado profundo o ancho, altas
corrientes o velocidades de soldeo y grandes separaciones de raíz, incrementan la
susceptibilidad a la fisuración en caliente.
193
Carlos Fosca
Agrietamiento en frío y en caliente
1.2.2 Fisuras por licuación o refusión
Las elevadas temperaturas producidas por el aporte de calor del arco eléctrico favorecen en la
región de interfase entre el metal fundido y la ZAC fenómenos difusivos de elementos
perjudiciales (P y S entre los más importantes) a través de los límites de granos. Ello genera un
incremento de la concentración de estos elementos en estas zonas provocando la formación de
compuestos de bajo punto de fusión e iniciando así la licuación (refusión) de estas regiones en
los límites de granos (figura 4.7 a). Del mismo modo que en el caso anterior, la presencia de
contracciones por enfriamiento y solidificación provocan esfuerzos de tracción que finalmente
fisuran estas regiones que se localizan en la ZAC o en su interfase con el metal solidificado
(figura 4.7 b).
De todos los elementos que favorecen la fisuración en caliente, es el azufre el más importante.
La razón de ello es que este elemento forma, con el hierro, sulfuros o constituyentes que
poseen un bajo punto de fusión (el constituyente eutéctico Fe-FeS funde a 988 ºC). El fósforo
incrementa el efecto perjudicial del azufre, por lo que se deben restringir sus concentraciones
en los aceros a niveles de%8 < 0,01% y% (S+P) < 0,02%.
a) Refusión de los límites de grano
Arco eléctrico
Estado líquido/sólido
Película en fase
líquida en límite
de grano
b) Formación de la grieta en la ZAC
Arco eléctrico
Grieta en caliente
Esfuerzos de
tracción
Fuente: Killing "Angewandte Schwei�metallurgie". DVS Verlag
Figura 4.7 Esquema de la formación de fisuras en caliente debidas a refusión según Pellini
194
Agrietamiento en frío y en caliente
Car/os Fosca
Una forma de reducir el efecto perjudicial del azufre es agregando manganeso al acero en
cantidad suficiente, de manera que se formen sulfuros de manganeso, los cuales no se
disuelven ni se licuan a bajas temperaturas. El contenido de Mn en el acero depende no sólo
del %S presente, sino también del %C. Un acero de O, 12%C requiere una relación Mn/S igual a
20 para inhibir la fisuración en caliente; mientras que un acero con O, 15%C la relación Mn/S se
debe elevar hasta 55 1 .
El níquel es un elemento que promueve la segregación y forma con el azufre compuestos de
muy bajo punto de fusión (el constituyente eutéctico Ni-NiS funde a 630 ºC y el constituyente Ni­
NiP a 875 º Cf
Los aceros más susceptibles a este tipo de fisuración durante la soldadura son los aceros
"automáticos" o de fácil mecanización, que contienen grandes cantidades de P y S
precisamente para facilitar el arranque de la viruta y mejorar con ello la maquinabilidad de estos
aceros.
1.3 Factores que promueven la fisuración en caliente
•
Densidad de corriente de soldadura (altos niveles promueven la fisuración)
•
Distribución del calor (diseño del tipo de junta)
•
Grado de rigidez de la unión
•
Sensibilidad a la fisuración del metal de aporte
•
Dilución del metal soldado
•
Impurezas (azufre y fósforo)
•
Precalentamiento (incrementa la tendencia a la fisuración)
•
Procedimiento de soldadura (altas velocidades y arco largo incrementan la sensibilidad a la
fisuración en caliente)
1.4 Medidas para evitar o reducir el riesgo de fisuración en caliente
Se ha visto que una de las causas principales de la fisuración en caliente es la composición
química de la unión soldada, especialmente con relación al contenido de elementos como el P y
S. Por lo tanto, una primera medida preventiva que se puede emplear para reducir el riesgo de
fisuración en caliente es restringir el contenido de estos elementos tanto en el metal base como
1
De Espona. Joaquín y Juan Carlos Suárez "Inspección de uniones soldadas" ETSI Navales UPM, España, p 75.
2 Folkhard Erich. "Metallurgie der Schweibung nichtrostender Stahle" Springer Verlag; 1984, p.167.
195
Agrietamiento en frío y en caliente
Carlos Fosca
en el metal de aporte. Sin embargo, muchas veces ello no siempre es posible pues puede
conducir a la alteración de otras propiedades del material o del componente.
Pero se pueden emplear otras medidas complementarias, como reducir el grado de
embridamiento de la unión soldada o influir, a través del procedimiento de soldadura, en la
microsegregación en el depósito de soldadura. Esta última depende del modo de cristalización
del metal fundido. Si la cristalización es dendrítica, se obtienen altos niveles de segregación y,
por tanto, alto riesgo de fisuración en caliente; mientras que en una cristalización del tipo
celular, la segregación es mucho menor.
a)
Figura 4.8 Representación esquemática de la cristalización de diferentes formas de cordón
Del mismo modo, la forma geométrica del cordón influye determinante. Si el cordón es angosto
y profundo (figura 4.8a), la última zona en solidificar se ubicará en el centro del cordón; mientras
que si el cordón es, más bien, ancho y menos profundo, la última zona en solidificar se
encontrará en la superficie del cordón (figura 4.8b). La geometría del cordón se ve influenciada
por la corriente y por la velocidad de soldeo. Cuanto mayor sea la corriente empleada, mayor
será la profundidad del depósito; en cambio, aumentando la velocidad de soldeo, se disminuye
tanto el ancho como la profundidad del depósito.
1.5 Evaluación de la susceptibilidad a la fisuración en caliente
Se ha desarrollado una gran variedad de métodos para evaluar la susceptibilidad a la fisuración
en caliente de una unión soldada. Estos métodos se pueden dividir en dos grandes grupos:
1. Probetas auto-tensionadas
2. Probetas externamente tensionadas
196
Carlos Fosca
Agrietamiento en frío y en caliente
1.5.1 Probetas autotensionadas
A este grupo pertenece el método denominado "probeta de doble unión en filete", que se
1
encuentra estandarizado en la norma DIN 50129 y cuyas dimensiones se muestran en la figura
4.9.
12
Cordones
para apuntalar
la unión
Zonas de medición
plancha
2'°cor�
20
20
Fuente: Killing "Angewandte Schwei�metallurgie". DVS Verlag
Figura 4.9 Probeta de doble unión en filete
Se emplea para ello una placa de 12 mm de espesor ( o de 40 mm), hecha del material base
que se desea soldar, a la cual se une, mediante dos cordones de soldadura de filete, otra
similar de 12 mm de espesor. El primer cordón se suelda procurando que el tamaño del filete
("a") sea de aproximadamente 5 mm. Inmediatamente después de haber culminado el primer
cordón (no más de 20 segundos), se da inicio al segundo cordón, el cual será por lo menos
20% más delgado que el primero y se realizará en el sentido contrario a éste.
Como consecuencia de la contracción del primer cordón, el segundo será sometido a esfuerzos
que podrán provocar fisuras en caliente si el material es susceptible a ello.
Este método tiene muchas limitaciones, pues se trata de un procedimiento del tipo "pasa I no
pasa", pues no permite examinar de manera independiente o precisa cada uno de los factores
que influye en la fisuración en caliente.
1 DIN 50 129 (10.73). "Prüfung der Hei�ri�anfalligkeit von Schwei�zusatzwerkstoffen. Beuth Verlag. Berlín
197
Carlos Fosca
Agrietamiento en frío y en caliente
Frente a este primer método, existe otro algo más universal, denominado método de la probeta
"Fisco" (el nombre Fisco proviene de la siglas del nombre en francés: "Fissure de Cordons").
La probeta Fisco permite variar las condiciones de la soldadura y del diseño del cordón, de
modo que es posible estudiar el efecto de distintas variables sobre la susceptibilidad a la
fisuración en caliente.
Tornillos de fijación (2)
J--�
Bastidor para fijación
de la probeta
probeta-·
-----
Placa base dentada .-
Fuente: Beckert; "Kompendium der Schweiptechnik"; DVS Verlag
Figura 4.1 O Esquema de la ubicación de la probeta mediante el método Fisco
El método consiste en colocar y fijar la probeta (o cupón de ensayo) a través de un dispositivo
como el que se muestra en la figura 4.1 O. Por medio de este dispositivo se fija la probeta
mediante tornillos verticales y horizontales. Los parámetros de ensayos pueden variar entre los
siguientes límites:
1.
Espesor de plancha: de 1 a 40 mm
2.
Separación de raíz: de O a 6 mm
3.
Forma de la junta: cualquiera
Una vez fijada la probeta, se procede a realizar varios cordones cortos (aprox. 40 mm) y
contiguos (separados entre sí 5 mm). Esto se realiza con el objeto de producir más regiones
susceptibles a la fisuración en caliente, las cuales son precisamente los puntos de inicio y fin de
cada cordón. Una vez realizada la unión soldada, ésta se deja enfriar, se desmonta del
dispositivo y se coloca en un tornillo para proceder a fracturarla. El criterio empleado para
evaluar la susceptibilidad a la fisuración en caliente a través de este método es la relación entre
la longitud total de las grietas formadas y la longitud total del cordón:
198
Agrietamiento en frío y en caliente
Carlos Fosca
"°"
longitud de fisuras
Indice de fisuración en caliente= ____
L.
___________
longitud total del cordón de soldadura
Este índice de fisuración depende fuertemente de la separación de raíz elegida en la unión.
Cuanto mayor sea la separación de raíz, mayor será la severidad del ensayo. Teniendo en
cuenta ello, se acepta que una unión soldada tendrá una buena resistencia a la fisuración en
caliente si el índice antes mencionado es menor al 25% (siempre que se utilice el mismo
material base, el mismo material de aporte y una separación de raiz iguai ai diámetro del
electrodo a emplear).
La ventaja de este método sobre el anterior es que permite estudiar la influencia del material
base, del material de aporte, de los parámetros de soldadura y del tipo de junta sobre la
susceptibilidad a la fisuración en caliente.
Una mayor descripción de estos métodos se puede encontrar en la hoja técnica DVS 1004
(parte 3) 1 .
1.5.2 Probetas externamente tensionadas
Este grupo de ensayos permite una determinación cuantitativa, reproducible y comparativa de la
resistencia a la fisuración en caliente de una unión soldada. Son rápidos, sencillos y requieren,
frente a los métodos anteriores, una menor cantidad de material para la ejecución de los
ensayos. Sin embargo, el equipamiento necesario para llevarlos a cabo es ligeramente más
complejo. Una descripción mas detallada de estos métodos puede ser revisada en la hoja
técnica DVS 10004 (parte 2) 2.
1 Merkblatt DVS 1004 Teil 3 (09.90). "Heij3rij3prüfverfahren mit fremdbeanspruchten Proben". DVS Verlag. Düsseldorf
2
Merkblatt DVS 1004 Teil 2 (11.87). "Heij3rij3prüfverfahren mit fremdbeanspruchten Proben". DVS Verlag. Düsseldorf.
199
Agrietamiento en frío y en caliente
Carlos Fosca
1.6 Ensayo HDR (Hei¡3 Deformationsrate Versuch)
Este ensayo permite evaluar la tendencia a la fisuración en caliente mientras se realiza una
unión soldada. El ensayo consiste en colocar dos planchas a unir mediante soldadura en
posición horizontal sobre dos platinas de cobre, las cuales a su vez descansan en un dispositivo
que permite no sólo la fijación de las probetas de ensayo sino también su posterior
deformación, tal como se muestra en la figura 4.11.
fijación
probeta
platina de cobre
placa base
/
/
·---..
Aplicación de
---­
la carga
flexión
Fuente: Folkhard ""Metallurgie der Schweiung nichtrostender Stahle" Springer Verlag
Figura 4.11 Representación del dispositivo para realizar el ensayo HDR
Durante el ensayo, las probetas son sometidas, mientras se realiza la soldadura, a una
deformación plástica en la dirección transversal al cordón. La velocidad de deformación
aplicada es mantenida constante durante el ensayo. Esta velocidad se incrementa en cada
ensayo siguiente hasta que se produzca la fisuración del cordón. A la velocidad de deformación
mínima que produce fisuración se le denomina velocidad de deformación crítica y es
empleada como el criterio para evaluar la susceptibilidad al agrietamiento en caliente.
Normalmente se emplean de cinco a ocho ensayos para determinar esta velocidad de
deformación crítica. Algunos autores1 han establecido, a partir de datos experimentales, que
uniones soldadas que han soportado velocidades de deformación > 40 µm/s sin presentar
fisuración durante este ensayo serán prácticamente inmunes a la fisuración en caliente.
1 Killing, Robert. "Angewandte Schwei�metallurgie". DVS Verlag,1996, pag.140.
200
Carlos Fosca
Agrietamiento en frío y en caliente
A través del ensayo HDR, es posible evaluar la influencia de los diferentes procesos de
soldadura, materiales de aporte, tipos de junta y parámetros de soldadura.
1.7 Ensayo Varestraint
Otro de los métodos más empleados es el denominado Ensayo Varestraint, el cual consiste en
aplicar una deformación plástica controlada en una plancha mientras se deposita un cordón de
soldadura a lo largo del eje longitudinal de la plancha. El principio es similar al del ensayo HDR,
pero se diferencia en el dispositivo que se emplea para aplicar la deformación.
El ensayo permite evaluar la susceptibilidad a la fisuración en caliente del material base o de
una unión soldada. En el primer caso, no se emplea material de aporte y se aplica calor
(produciendo una zona fundida) a través de una antorcha TIG que se mueve en el sentido
longitudinal de la probeta. En el segundo caso, se deposita un cordón empleando para ello
material de aporte y cualquiera de los procesos de soldadura. Las dimensiones de la probeta
para el ensayo son: 40 x 10 x 100 mm.
Cuando la antorcha ha alcanzado el punto medio de la probeta, se procede a deformarla
plásticamente a través de un punzón que posee un determinado radio de curvatura. La
soldadura continúa durante el proceso de deformación hasta que el final del cordón se
encuentre a unos centímetros de distancia de la zona de deformación. La deformación aplicada
se calcula mediante la elongación "E":
E:
(%) =
100 x espesor de la plancha
2 x radio de la matriz
Se pueden aplicarniveles de elongación hasta4% en función de la susceptibilidad que tenga el
material a la fisuración en caliente. Para ello es suficiente elegir el radio de curvatura del
punzón.
En este ensayo se puede aplicar la deformación en el sentido longitudinal al cordón (ensayo
varestraint) o en sentido transversal (ensayo transvariestrant). El criterio que se emplea para
evaluar la resistencia a la fisuración en caliente es la longitud total de todas las fisuras
encontradas en la probeta ensayada (en relación a la elongación aplicada "E"). Normalmente
se requiere un total de cinco probetas para establecer un resultado reproducible 1. La medición
de las fisuras se puede realizar mediante una lupa o un estereomicroscopio (1 O a 60 X).
1 Anik, Dorn. "Schweipeignung metallischer Werkstoffe"- DVS Verlag, 1995, pag. 42.
201
Agrietamiento en frío y en caliente
Posición de la antorcha al
momento de deformar la probeta
Carlos Fosca
Posición de la antorcha al
momento de deformar la probeta
a
Fuente: Killing "Angewandte Schweimetallurgie". DVS Verlag
igura 4.12 Representaciones de los dispositivos empleados en los ensayos a) Varestraint y b)
Transvarestraint
Este método es muy flexible, pues permite estudiar el efecto de las diferentes variables del
proceso de soldadura sobre la fisuración en caliente.
Figura 4.13 Equipo comercial para el desarrollo del ensayo Varestraint en sus diferentes modalidades
202
Agrietamiento en frío y en caliente
Carlos Fosca
1.8 Ensayo PVR {fisuración por deformación programada)
Este ensayo fue desarrollado por Prochorow y consiste en someter a una probeta, durante la
soldadura, a un proceso de deformación a velocidad constante. Para ello se puede emplear un
equipamiento como una máquina de tracción horizontal en la cual se fija y deforma
continuamente la probeta. La velocidad de deformación se mantiene constante durante el
ensayo, pero se incrementa de probeta a probeta hasta que finalmente se observen fisuras en
el cordón de soldadura. La velocidad crítica de deformación es empleada como criterio para
establecer la resistencia a la fisuración en caliente.
Otra variante del método propuesta por Klug consiste en deformar la probeta a una velocidad
variable a lo largo de todo el ensayo (figura 4.14). En estas condiciones, la velocidad de
deformación es incrementada de manera continua de O a 70 mm/min hasta que la probeta
alcance la región de deformación plástica. Al igual que en el método anterior, el criterio
empleado es la velocidad de deformación crítica para la cual aparecen las primeras fisuras en
caliente 1 .
60
Velocidad de deformación (mm/min)
r--������ ��� �-=-
Probeta PVR
Fuente: Berger y otros "Soldadura de los aceros austeníticos" Soldadura y Tecnologías de unión, CESOL
Figura 4.14 Representación del principio del ensayo PVR
1
Berger, W; Tosch, J y otros" Soldadura de los aceros austeníticos". Revista Soldadura y tecnologías de unión.
Marzo-Abril 1999, N º 56, p.1O.
203
Agrietamiento en frío y en caliente
Carlos Fosca
2. FISURACIÓN EN FRÍO
2.1 Aspectos generales
Este tipo de fisuración se produce cuando el metal soldado se encuentra en proceso de
enfriamiento o cuando, posteriormente, el metal ya está frío. A diferencia de la fisuración en
caliente, la fisuración o agrietamiento en frío se produce a temperaturas generalmente por
debajo de los 300 º C.
No hay una sola causa que explique este tipo de fisuración; más bien, son muchos los factores
que intervienen en ella. Dentro de la fisuración en frío se puede distinguir una serie de tipos de
fisuración, de acuerdo a los diferentes mecanismos que inducen fragilización y posterior
agrietamiento en la unión soldada.
La fisuración puede aparecer durante la soldadura, inmediatamente después de ella o incluso
luego de un período de tiempo que puede ser desde algunas horas hasta semanas. Por ello, es
importante entender que para resolver o evitar problemas de fisuración en frío, no basta
asegurarse de que no haya grietas inmediatamente después de la soldadura; pues estas
pueden aparecer días después de ejecutado el proceso.
Las causas más importantes de la fisuración en frío en las uniones soldadas de los aceros al
carbono y de baja aleación son:
1.
Fragilización por endurecimiento de la zona afectada por el calor (ZAC)
2.
Formación de tensiones residuales en el cordón de soldadura
3.
Fragilización por hidrógeno
4. Fragilización por envejecimiento
2.2 Fragilización por endurecimiento de la zona afectada por el calor (ZAC)
La ZAC es el resultado del ciclo térmico producido en el material próximo al depósito de
soldadura. Como se ha visto en los capítulos anteriores, este ciclo térmico puede provocar
grandes cambios microestructurales en el acero y, por tanto, afectar sus propiedades
mecánicas.
204
Agrietamiento en frío y en caliente
Carlos Fosca
El riesgo de fragilización de la ZAC aparece cuando, como consecuencia del ciclo térmico y
especialmente de la etapa de enfriamiento, se producen microconstituyentes frágiles en ella. El
constituyente más peligroso es, en ese sentido, la martensita. La presencia de martensita en la
ZAC reduce sensiblemente la tenacidad del acero en esta región y favorece su rotura frágil.
Como se sabe, la martensita se forma en el acero cuando este es enfriado rápidamente desde
1
temperaturas elevadas (> 723 ºC) donde está presente la austenita . De un acero que produce
gran cantidad de martensita después de un enfriamiento, se dice que es muy "templable". Por
consiguiente, todos los factores que afecten la templabilidad del acero, afectarán igualmente su
tendencia a formar estructuras frágiles en la ZAC de un cordón de soldadura. En resumen, un
acero muy "templable" (endurecible) es un acero con un alto riesgo de fisuración en frío en la
ZAC de la unión soldada.
Un acero alcanzará un mayor nivel de endurecimiento en la ZAC (mayor riesgo de fisuración)
cuanto:
a. Más alto sea su %C.
b.
Más elevado sea su contenido de elementos aleantes (CE).
c. Más elevada sea la velocidad de enfriamiento del cordón de soldadura.
2.2.1 Contenido de C
El contenido de C del acero es el factor más importante en el grado de endurecimiento que se
puede alcanzar en este material por la formación de martensita. La dureza de la martensita
depende directamente de su %C. La siguiente ecuación 2 empírica relaciona la dureza máxima
que se puede alcanzar en el acero en función de su %C 3:
Dureza máxima (HV) = 939 %C + 284 ........ (1)
Así, por ejemplo, si se tiene un acero con 0,2%C, la dureza máxima que se puede
alcanzar por transformación martensítica será 472 HV
4
.
En cambio, para un acero de 0,4%C,
la dureza máxima posible será 660 HV.
1
Como se sabe, la austenita es la única fase del acero que se puede transfonnar en martensita luego de un
enfriamiento rápido. Por ello, para que exista martensita, debe existir previamente austenita en el acero, la cual, en los
aceros al carbono y de baja aleación, se fonna recién a partir de los 723º C aproximadamente.
2 Beckert. "Kompendium der Schweisstechnik" vol. 3, DVS, 1997, p. 23.
3 Existen otras expresiones empíricas de la dureza máxima, como la sugerida por Düren (ver capítulo 111). Todas ellas
dan valores aproximados y es importante tener en cuenta su rango de validez.
4
HV = dureza Vickers. Se realiza mediante la indentación de la superficie del acero con una punta de diamante de
forma piramidal luego de haber sido aplicada sobre ella una carga determinada. El tamaño de la huella dejada sobre el
acero detennina la dureza del mismo.
205
Agrietamiento en frío y en caliente
Carlos Fosca
Es importante advertir lo siguiente: la dureza máxima que un acero de 0,2%C puede alcanzar
en la ZAC, calculada mediante la ecuación (1), es de 472 HV. Sin embargo, en la práctica, se
comprueba que un acero al carbono de 0,2%C no alcanza esos niveles de dureza en la ZAC
después de la soldadura. ¿Por qué existe esta aparente contradicción?.
Los valores que se deducen de la ecuación (1) corresponden a la dureza que el acero
alcanzaría luego de una transformación 100% martensítica, es decir, sería la dureza máxima
alcanzable en un acero. Sin embargo, en la práctica, muchas veces es difícil alcanzar esta
condición, especialmente en los aceros de bajo %C. Ello se debe a que para alcanzar 100% de
transformación martensítica se requeriría enfriar el acero en toda su sección a velocidades tan
elevadas que, en la práctica, no se pueden alcanzar durante el enfriamiento después de la
soldadura.
Por ello, si bien en un acero de 0,2%C se puede alcanzar una dureza máxima de 472 HV
(:::: 45 HRC), ésta no se consigue en condiciones normales en una unión soldada.
2.2.2 Carbono equivalente (CE)
La presencia de elementos aleantes en el acero incrementa su capacidad de temple, es decir,
de poder alcanzar altos niveles de martensita en su microestructura y, por lo tanto, elevar su
dureza después de un enfriamiento rápido, incrementando con ello su tendencia a la fisuración
en frío.
En consecuencia, para medir la susceptibilidad a la fisuración en frío de un acero soldado no
sólo es importante controlar su %C, sino también su contenido de elementos aleantes. La
expresión más empleada para ello es el "carbono equivalente" (CE). Esta es una expresión
empírica que no tiene un fundamento científico pero que permite contar con un criterio práctico
y sencillo, así como fiable, si se lo sabe manejar.
Como se ha visto en los capítulos anteriores, existen varias expresiones para evaluar el CE de
un acero; sin embargo, la más empleada es la propuesta por el Instituto Internacional de
Soldadura (IIW), que viene expresada por la siguiente relación:
206
Carlos Fosca
Agrietamiento en frío y en caliente
Es importante recordar que esta relación tiene validez para %C
<
0.5, %Mn
<
1, %Cr
<
1,
%Ni < 3.5 y %Mo < 0,6, que corresponde a los rangos de composiciones presentes en los
aceros de baja aleación.
A través de esta relación, es posible predecir la dureza máxima que se alcanzaría en la ZAC de
una unión soldada1
:
Dureza máxima en la ZAC (HV)= 1200 CE - 200 ........ (3)
Tomando como ejemplo un acero al carbono de 0,2%C (con un contenido máximo de 0,6%Mn),
se puede calcular el CE a través de la ecuación (2) y luego estimar la dureza máxima en la
ZAC:
Acero al carbono : 0,2%C
CE= 0,3%
Dureza máxima en la ZAC= 160 HV
A partir del ejemplo anterior, se puede advertir claramente que hay una gran diferencia entre la
dureza máxima que puede alcanzar un acero de 0,2%C, como consecuencia de tener en su
microestructura 100% martensita (472 HV), y el valor máximo que, en la práctica, se puede
alcanzar en la ZAC de un cordón de soldadura del mismo acero (160 HV).
Ahora que se conocen relaciones empíricas para determinar la dureza máxima en la ZAC del
cordón de soldadura, ¿qué criterio usamos para evaluar el riesgo de fisuración en frío con la
dureza alcanzada en la ZAC? Alcanzar, por ejemplo, una dureza en la ZAC de 400 HV,
¿provocaría un alto riesgo de fisuración en frío o no?
Esta es una pregunta muy importante, pero no tan simple de responder; pues se podría pensar
que existe una relación directa y absoluta entre la dureza y el riesgo de fisuración en frío en la
ZAC de una soldadura. Es cierto que la dureza influye mucho, pero no es el único factor en
juego en la fisuración en frío. De todos modos, se han hecho numerosos estudios e
investigaciones al respecto y se ha podido llegar a establecer relaciones prácticas que pueden
ser de mucha utilidad como criterio para evaluar el riesgo de la fisuración en frío por
endurecimiento de la ZAC. Una de estas relaciones, obtenida para aceros al carbono y de baja
aleación, se indica a continuación en la Tabla 4.12 :
1
Beckert, "Kompendium der Schweisstechnik" vol. 3, DVS, 1997, p. 28.
2 Anik-Dorn, "Schweibeignung metallischer Werkstoffe, DVS, 1995, p.63
207
Agrietamiento en frío y en caliente
Carlos Fosca
Tabla 4.1 Relación entre la dureza máxima en la ZAC, el porcentaje de martensita presente y el riesgo de
fisuración en frío en la ZAC asociado a ellos
Dureza máxima en la ZAC
Máximo % martensita presente
Riesgo de fisuración en frío
> 450 HV
> 70%
Muy probable
De 350 HV a 450 HV
50 - 70%
Probable
De 280 HV a 350 HV
30-50%
Poco probable
<30 %
< 280 HV
Sin riesgo alguno (no hay
necesidad de tratamiento
post-soldadura)
Dureza V1ckers (HV) medida aplicando una carga de 10 kilogramos
A partir de la tabla 4.1, se puede observar que una unión soldada que tenga en la ZAC una
dureza máxima superior a 450 HV tendrá un alto riesgo de fisuración en frío y, por el contrario,
soldaduras con durezas menores a 280 HV en la ZAC no presentarán riesgo alguno de
fisuración en frío (por endurecimiento de la ZAC). Teniendo en cuenta este criterio, se podría
admitir como dureza máxima permisible un valor de 350 HV en la ZAC. No se debe olvidar que
este criterio debe ser empleado cuando el riesgo a la fisuración en frío dependa únicamente del
endurecimiento producido en la ZAC.
Como se vio en los capítulos dos y tres, una forma eficaz de evitar la presencia de estructura
frágiles en la ZAC y, por tanto, de evitar la fisuración en frío, es el precalentar la unión soldada
antes y durante el proceso de soldadura. El cálculo de la temperatura mínima de
precalentamiento ha sido tratado en detalle, a través de varios métodos, en el capítulo tres. Sin
embargo, en este capítulo se presentarán algunas recomendaciones complementarias
relacionadas con cada uno de los mecanismos de fisuración en frío. Es así que, teniendo en
1
cuenta el CE del acero, se puede emplear también el siguiente criterio para evitar la formación
de estructuras frágiles en uniones soldadas de aceros de baja aleación:
Tabla 4.2 Temperaturas de precalentamiento recomendadas en función de la concentración de Carbono
CE(%)
1
Temperatura de precalentamiento (ºC)
< 0,4
-------------
0,4 - 0,5
100-200
0,5 - 0,55
200 - 300
0,55-0,6
300-400
Anik-Dorn, "Schweibeignung metallischer Werkstoffe, DVS, 1995, p.60
208
Agrietamiento en frío y en caliente
Carlos Fosca
Se deberán emplear las temperaturas de precalentamiento más altas cuando el espesor a
soldar y el grado de embridamiento de la unión soldada aumenten. Otros procedimientos más
elaborados para el cálculo de la temperatura de precalentamiento, teniendo en cuenta variables
como el espesor, el aporte de calor y grado de embridamiento, entre otros, se pueden revisar
en el capítulo tres.
En resumen, teniendo en cuenta el riesgo de fisuración en frío por endurecimiento de la ZAC,
se puede recomendar lo siguiente:
a. Aceros al carbono con %C < 0,2 o aceros de baja aleación con CE < 0,4% (con
espesores de plancha < 30 mm) no requieren de medidas especiales para ser
soldados.
b. Aceros al carbono con %C> 0,2 o aceros de baja aleación con CE> 0,4% deben ser
precalentados especialmente cuando se sueldan piezas de espesor grueso.
2.2.3 Formas de evitar la fisuración por endurecimiento de la ZAC
Para evitar o reducir el riesgo de fisuración de uniones soldadas por endurecimiento de la ZAC,
se deben tomar en cuenta las siguientes medidas:
1.
Precalentar la pieza antes y durante la soldadura para evitar la formación de
martensita durante el enfriamiento.
2. Efectuar un tratamiento post-soldadura, ya sea de alivio de tensiones o ya sea un
tratamiento de revenido para reducir la dureza en la ZAC.
3.
Seleccionar un acero con menor CE (CE< 0,4%), que reduce la tendencia al
endurecimiento en la ZAC.
4.
Seleccionar un acero con menor %C (%C < 0,2), que reduce la dureza máxima que
se puede alcanzar durante en enfriamiento en una unión soldada.
Se pueden aplicar una o incluso todas las medidas sugeridas en una construcción soldada. Ello
dependerá de las condiciones y exigencias particulares de la misma y de la posibilidad de
poder ejecutarlas.
209
Carlos Fosca
Agrietamiento en frío y en caliente
2.3 Fragilización por hidrógeno
A diferencia de la fisuración por endurecimiento de la ZAC, la fragilización por hidrógeno puede
provocar fracturas retardadas en el tiempo, es decir, aparecer tiempo después de haber
soldado la pieza. En estas condiciones, un cordón de soldadura puede estar exento de fisuras
inmediatamente después de haber sido soldado; pero al cabo de algunas horas o días se
puede observar la aparición de grietas debidas al hidrógeno presente en la unión soldada.
Las grietas, debidas a fragilización por hidrógeno, pueden manifestarse de diferentes formas:
pueden ser superficiales, transversales, longitudinales, internas; en suma, pueden presentarse
o bien en el depósito o en la ZAC (figura 4.15).
ZAC
depósito de
soldadura
bajo el cordó�
'---3n los
entalles
Figura 4.15 Formas de fisuras debidas a fragilización por hidrógeno
La fragilización debida a hidrógeno se presenta en uniones soldadas que están sometidas a
esfuerzos de tracción, sean estos externos o esfuerzos residuales, los cuales pueden s·er muy
inferiores al límite elástico. Los aceros de alto límite elástico, es decir, aquellos que son
empleados por su alta resistencia mecánica, son los más susceptibles a la fragilización y
fisuración debida a hidrógeno.
Para poder entender cómo es que estas grietas se originan en una unión soldada es importante
conocer primero algo acerca del hidrógeno y su presencia en los metales.
El hidrógeno es un elemento de tamaño atómico muy pequeño (es 100 000 veces menor que el
radio atómico del hierro) y con una masa atómica reducida (es 56 veces más ligero que el
hierro). Por ello, se puede encontrar disuelto tanto en el metal en estado sólido como en estado
líquido. Cuando se disuelve en el hierro líquido (fundido), la concentración que puede alcanzar
210
Agrietamiento en frío y en caliente
Carlos Fosca
es muy alta, por encima de los 30 cm3 / 1 OOg (a 1600 ºC); mientras que en el hierro en estado
sólido su concentración máxima se reduce a uno 1O cm 3 / 1OOg (a 1536 ºC).
Conforme la temperatura disminuye en el hierro, también se reduce su capacidad para
mantener disuelto hidrógeno en su estructura. Asimismo, la solubilidad de hidrógeno en hierro
depende también del tipo de estructura cristalina presente en el metal. Es así que el hierro
gamma (Fe-y), con una estructura cúbica centrada en las caras (CCC), puede mantener más
hidrógeno disuelto en ella que el hierro alfa (Fe-a), que tiene una estructura cúbica de cuerpo
centrado (CC).
En el acero, la solubilidad de hidrógeno dependerá también del contenido de los elementos
aleantes presentes. Elementos como el Ti, V, Mn y Ni en pequeñas cantidades, en el acero,
reducen la solubilidad del hidrógeno en la austenita; en cambio, cuando sus concentraciones
aumentan, pueden provocar un incremento de la solubilidad del hidrógeno. Algunos elementos
como el teluro, selenio, azufre y algunas tierras raras presentes en el acero son capaces de
reducir significativamente la difusibilidad del hidrógeno en el mismo, lo cual reduce incluso la
solubilidad de este elemento en el metal en estado líquido.
Pero, ¿desde dónde puede provenir el hidrógeno presente en el cordón de soldadura?
El hidrógeno puede penetrar al cordón de soldadura desde diferentes fuentes:
1.
La humedad del ambiente, del material de aporte y del metal base.
2.
Películas de grasa, aceite o pinturas sobre la superficie a soldar pueden provocar
hidrógeno atómico al vaporizarse por efecto del calor durante la soldadura.
Cuando la humedad (del ambiente, del material de aporte o del material base) es calentada,
esta se transforma en vapor de agua. Una parte de este vapor que rodea el arco eléctrico de la
soldadura es calentado a mayor temperatura, provocando la división de las moléculas de
hidrógeno y oxígeno:
A temperaturas mucho más elevadas (por encima de los 2200 ºC), presentes en el arco
eléctrico, se produce la disociación de las moléculas al estado atómico:
211
Agrietamiento en frío y en caliente
Carlos Fosca
Es recién en estas condiciones que tanto el oxígeno como el hidrógeno pueden reaccionar con
el metal e incluso penetrar en él. El oxígeno provocará fenómenos de oxidación (óxidos) y el
hidrógeno podrá penetrar al baño fundido y, posteriormente, a la ZAC del cordón de soldadura.
2.3.1 Hidrógeno difundible proveniente del material de aporte
La cantidad de hidrógeno difundible en el acero, es decir, aquella que es capaz de penetrar al
interior del metal, dependerá, como se ha visto, de las diferentes fuentes que puedan aportar
este elemento al baño fundido. Una de estas fuentes es la humedad presente en los
recubrimientos de los electrodos revestidos en los procesos SMAW.
Los electrodos con revestimiento del tipo celulósico o rutílico poseen altos contenidos de
humedad en sus revestimientos y pueden llegar a generar concentraciones de hidrógeno
difundible mayores a 20 cm3/1 OOg. En cambio, los electrodos de tipo básico y especialmente
aquellos de bajo hidrógeno pueden aportar niveles de hasta tan sólo 5 cm 3/1OOg.
Otra potencial fuente de hidrógeno en la soldadura protegida con gas (GMAW) pueden ser los
residuos de aceite o partículas de herrumbre presentes sobre la superficie de los materiales de
aporte, los niveles de humedad en el gas de protección, las películas de óxido en la superficie
del metal base y la humedad misma del ambiente. Sin embargo, el nivel de hidrógeno
difundible que pueden aportar estas fuentes al cordón de soldadura es sensiblemente menor
que el observado en el proceso SMAW.
Lo contrario ocurre en el proceso por arco sumergido (SAW), donde el polvo del flux puede
contener humedad, la cual, durante el proceso de soldadura, libera una cantidad apreciable de
hidrógeno difundible en cantidades proporcionalmente superiores a las que se obtendrían en el
proceso SMAW. El nivel de humedad difundible depende también de la naturaleza del polvo:
disminuye con el aumento de la basicidad y con la disminución del contenido de carbonato.
2.3.2 Efecto de los parámetros de soldadura sobre la cantidad de hidrógeno difundible
Los parámetros de soldadura también influyen en la cantidad de hidrógeno que se puede
generar durante el proceso. Así:
1. Al aumentar la intensidad de corriente, se eleva el contenido de hidrógeno en el
depósito de soldadura.
2.
Electrodos de menor diámetro pueden aportar más hidrógeno difundible que
electrodos de diámetro mayor.
212
Agrietamiento en frío y en caliente
Carlos Fosca
3. Al aumentar la tensión del arco eléctrico, se incrementa el contenido de hidrógeno
difundible en el depósito.
2.3.3 Mecanismo de la fragilización por hidrógeno
Durante la soldadura se producen, por las razones anteriormente expuestas, concentraciones
de hidrógeno difundible en la atmósfera que rodea al arco eléctrico. Este hidrógeno se
encuentra en estado atómico y es transferido al metal fundido. Parte de este hidrógeno
absorbido se combina con otros elementos como el oxígeno y el carbono presentes en el baño
fundido y originan la formación de gases que se desprenden en forma de burbujas o que
pueden quedar atrapado en el depósito en forma de poro . El hidrógeno re tante que aún e tá
presente en el metal fundido se disuelve en él y permanece durante la solidificación.
El H se difunde hacia el
exterior de la unión
El H se difunde en
el depósito
Figura 4.16 Difusión del hidrógeno absorbido hacia diferentes regiones de la unión soldada
Como la solubilidad del hidrógeno en los metales desciende con la temperatura, conforme se
enfría la unión soldada, algunas de las regiones de la misma se sobresaturan de hidrógeno, el
cual se ve obligado a difundirse hacia regiones de la red cristalina que le permitan mantenerse
en solución.
Estas regiones pueden ser defectos en el cordón, como poros, inclusiones no metálicas o
pequeñas discontinuidades en la estructura cristalina. Debido a que el hidrógeno en estado
atómico es muy inestable, tenderán a formar moléculas en el interior de estos defectos. La
formación de una molécula de hidrógeno a partir de dos átomos del mismo implica un
incremento de volumen notable, pues el tamaño atómico de la molécula es 100,000 veces
mayor que la del átomo de hidrógeno. Ello conduce a la generación de elevadas presiones
213
Agrietamiento en frío y en caliente
Carlos Fosca
internas (> 100 bar) que someten a esta pequeña región del material a elevados esfuerzos
internos que pueden dar origen a la nucleación de una microgrieta.
Esta microgrieta crece hasta aliviar el estado de tensiones a su alrededor y, entonces, se
detiene. Es aquí cuando se produce nuevamente la difusión del hidrógeno al fondo de la
microgrieta, provocando un nuevo ciclo de aumento de presión, de tensiones internas y
crecimiento de la misma. Cuando la fisura alcanza un tamaño crítico, esta se propaga
instantáneamente a través de toda la sección y provoca la rotura catastrófica del elemento.
A partir de lo anteriormente expuesto, se puede ver que el mecanismo de fisuración debido a
hidrógeno envuelve varias etapas: una etapa de nucleación, otra de crecimiento lento por el
mecanismo de fragilización por hidrógeno y, finalmente, una etapa de crecimiento muy rápido
de la grieta determinada por la tenacidad a la fractura del material. Todo este proceso,
especialmente las dos primeras etapas, suele durar horas, días e incluso meses después de
ejecutada la soldadura.
2.3.4 Factores que influyen en la fragilización por hidrógeno
Son muchos los factores que influyen de manera importante en la susceptibilidad a la fisuración
por hidrógeno. Los más empleados son:
1. Composición química del metal base y del metal depositado
2.
Nivel de hidrógeno difundible en el cordón
3.
Calor de aporte empleado
4.
Espesor de la unión soldada
5.
Nivel de esfuerzos residuales
6.
Grado de restricción (embridamiento) de la unión soldada
Sin embargo, la temperatura también juega un papel muy importante; pues a elevadas
temperaturas la difusión del hidrógeno en la estructura del acero es muy rápida, de manera que
éste puede incluso migrar desde el cordón hacia la atmósfera. En la práctica, se ha verificado
que la fragilización por hidrógeno se produce solamente a temperaturas por debajo de los
200 ºC.
La microestructura del acero también ejerce una influencia notable en la susceptibilidad a la
fragilización por hidrógeno. Una estructura martensítica es muy sensible a este tipo de
fisuración debido a las elevadas tensiones internas que produce en el acero y a su alta
fragilidad. Es por ello que la fisuración por endurecimiento de la ZAC y la fisuración debida a
hidrógeno muchas veces integran un mismo mecanismo de falla.
214
,_
Agrietamiento en frío y en caliente
Carlos Fosca
En cambio, los aceros con estructura austenítica (como los aceros inoxidables del tipo AISI
304, 316) no presentan fragilización debida al hidrógeno; pues la austenita mantiene en
solución mayor cantidad de hidrógeno atómico (con lo cual hay menor cantidad de hidrógeno
que se puede combinar para formar moléculas en su interior). Asimismo, el hidrógeno se
difunde más lentamente en la austenita (con lo cual llega una menor cantidad a la ZAC) y la
ductilidad de esta fase es muy alta, aliviando con deformación plástica las elevadas presiones
internas debidas a la formación de hidrógeno molecular en la estructura.
Otro de los factores importantes, aunque poco considerado, es la temperatura ambiente.
Cuando se sueldan aceros con riesgo a la fisuración en frío, se recomienda realizar un
precalentamiento previo, el cual finaliza inmediatamente con la ejecución de la soldadura.
Como se ha visto, el fenómeno de fisuración debida al hidrógeno es un mecanismo de
fragilización retardado, es decir, se puede producir muchas horas después de ejecutada la
soldadura. Si la unión soldada permanece en un ambiente donde la temperatura es baja (-1 O ºC
por ejemplo), aumentará el riesgo de fisuración en frío comparado con el de un ambiente a una
temperatura mayor.
2.3.5 Cómo evitar la fisuración por hidrógeno
1.
Emplear en la soldadura materiales de aporte de bajo hidrógeno.
2. Desgasificación durante la soldadura de forma que los gases que se hayan disuelto
en el baño se difundan hacia la superficie.
3. Precalentar la unión soldada a fin de evitar la presencia de estructuras frágiles que
incrementen el riesgo de fisuración debida al hidrógeno
4. Realizar un tratamiento térmico post-soldadura de deshidrogenado de la unión
soldada, de forma que se elimine o se reduzca el contenido de hidrógeno presente y
se facilite su difusión hacia el exterior. Se suele emplear tratamientos de
deshidrogenado calentando la unión soldada a 250 º C durante varias horas.
Los cálculos para la temperatura de precalentamiento se han tratado en detalle en el capítulo
tres. Uno de los métodos vinculados a la susceptibilidad a la fisuración en frío es el
recomendado por el código estructural AWS 01.1, donde se toma en consideración además del
CE, el nivel de hidrógeno difundible y el grado de embridamiento de la unión. Frente a este
método, existen otros como el propuesto por Uwer y Hohne 1•
2
,
que considera una nueva
fórmula para el CE, obtenida sobre la base de resultados de ensayos que miden la
susceptibilidad a la fisuración por hidrógeno:
1
Uwer. D y Hóhne, H. " Determination of suitable mínimum preheating temperatures far the cold-crack-free welding of
steels" Welding and Cutting, 5/ 1991.
2 Killing, "Angewandte Schwei�metallurgie", DVS, 1996, p.195.
215
Agrietamiento en frío y en caliente
Car/os Fosca
T precal ( º C) = 700 CET + 160 tanh (d/35) + 62 HD 0 ·
35
+ (53CET-32) Q - 330
donde CET es una expresión del carbono equivalente dada por:
CET (%) = C + (Mn + Mo)/1 O + (Cr+Cu)/20 + Ni/40
tanh : tangente hiperbólica
d : espesor de plancha (mm)
HD : contenido de hidrógeno en el depósito, medido de acuerdo a DIN 8572 (cm3/1 OOg)
Q : calor de aporte en KJ/mm
2.4 Desgarre laminar (lamellar tearing)
Este tipo de fisuración se produce en uniones soldadas, preferentemente en juntas en filete,
cuando se sueldan planchas laminadas en caliente que presentan inclusiones no metálicas
alineadas en el sentido de laminación y en dirección perpendicular a los esfuerzos de
contracción producidos por el enfriamiento del cordón de soldadura, como se muestra en la
figura 4.17.
•
--
Desgarre laminar
--
Dirección de laminación
Figura 4.17 Representación del desgarre laminar en una unión de filete
En los aceros, las inclusiones no metálicas, como sulfuros de manganeso, aluminosilicatos u
óxidos pueden alinearse en la dirección de laminación en caliente del acero y, dependiendo de
su contenido volumétrico en él, reducir de manera importante (hasta un 90%) la resistencia
mecánica de la unión en sentido perpendicular a la dirección de las inclusiones.
216
Agrietamiento en frío y en caliente
Carlos Fosca
Formas de evitar o reducir el desgarre laminar
Una de las formas directas que se puede emplear para reducir el riesgo de desgarre laminar en
una unión soldada es diseñar el tipo de junta, de manera que las tensiones de contracción
presentes durante el enfriamiento del cordón sean lo más pequeñas posibles en la dirección del
espesor de la plancha. La figura 4.19 muestra algunas recomendaciones para ello.
Se debe procurar depositar cordones de soldadura anchos de manera que las tensiones sobre
el material base se redistribuyan más uniformemente.
Se puede precalentar la unión a fin de reducir el gradiente térmico durante el proceso de
soldadura y disminuir con ello las contracciones en el mismo, así como aumentar la ductilidad
del material base.
Se puede depositar capas de un material más dúctil sobre las planchas, con riesgo de desgarre
laminar, sobre las cuales se realizará luego la unión soldada. Ello permitirá que los esfuerzos
de contracción se repartan en esta capa y no en el material base sensible a la delaminación
(figura 4.18).
Desgarro laminar
•
Depósito intermedio de
material dúctil
----�----
Figura 4.18
217
..
Agrietamiento en frío y en caliente
Tipos de junta sensibles
al desgarre laminar
Carlos Fosca
Posibilidades de mejoramiento constructivo
Fuente: Anik-Dom "Schwei�eignung metallischer Werkstoffe", DVS
Figura 4.19 Formas constructivas para evitar el desgarre laminar en uniones soldadas
218
Agrietamiento en frío y en caliente
Carlos Fosca
2.5 Ensayos para evaluar la susceptibilidad a la fisuración en frío
Al igual que los ensayos tecnológicos para evaluar el riesgo a la fisuración en caliente, estos
diferentes métodos se pueden subdividir en:
1.
Probetas auto - tensionadas
2.
Probetas externamente tensionadas
2.5.1 Probetas auto - tensionadas
Dentro de este grupo, exi ten muchos métodos estandarizados, como el ensayo CTS
(Controlled Thermal Severity Test), que consiste en una placa cuadrada (plancha superior)
empernada y soldada a una segunda plancha (inferior) de mayores dimensiones, como se
muestra en la figura 4.20.
Cordón de
embridamiento
Cordón de ensayo 2
(enfriamiento ---1-.....
tridireccional)
Cordón de ensayo 1
(enfriamiento
bidireccional)
Perno de sujeción
Fuente: AWS Welding Handbook Vol.1. AWS
Figura 4.20 Probeta del ensayo CTS
El cordón de ensayo 1 posee dos direcciones para el flujo de calor (enfriamiento bidireccional),
mientras que el cordón de ensayo 2 posee tres diferentes direcciones para transferir el calor
durante el enfriamiento (enfriamiento tridireccional), por lo que se enfriará más rápido y será
más susceptible a la fisuración en frío. La velocidad de enfriamiento (t8/5) se mide durante el
proceso y, luego de 24 horas de realizados los cordones de ensayo, se inspeccionan éstos
219
Agrietamiento en frío y en caliente
Carlos Fosca
mediante END para detectar la presencia de fisuras. Además, se cortan secciones
transversales de estos cordones y se realizan análisis metalográficos con el fin de determinar el
número y profundidad de las fisuras presentes.
La velocidad de enfriamiento (t8/5) se puede variar en el ensayo modificando el espesor de las
planchas o empleando precalentamiento. De esta manera se puede determinar una velocidad
de enfriamiento crítica a partir de la cual se produce la fisuración en los cordones de ensayo
1
.
Esta velocidad crítica depende de la condiciones del ensayo CTS y no tiene por qué coincidir
con el valor VCT (velocidad de enfriamiento crítica para transformación martensítica) tratado en
el capítulo dos de este libro.
El ensayo CTS permite simular mejor las condiciones de soldadura de filete de una pasada y, a
través de él, se puede determinar una temperatura de precalentamiento menor que con otros
ensayos (como, por ejemplo, el ensayo Tekken)
Otro de los métodos más empleados es el ensayo Tekken (desarrollado por el Instituto
japonés para la investigación de ferrocarriles). En este ensayo se procede a realizar una junta
soldada a tope (y con preparación de junta) sobre el centro de dos planchas, las cuales fueron
previamente fijadas (embridadas) a través de cordones de soldadura en sus extremos, a fin de
reducir de manera importante la libertad de deformación en el cordón de prueba y, por tanto,
generar altos esfuerzos residuales. La figura 4.21 muestra un esquema de la probeta empleada
en este ensayo.
espesor (t) > 10 mm cordones de anclaje
o mbri amie
\
,�
/ :
50
9____..1
l(((((J((((
1
B__.l'
,
1
((((((((((
A__.l'
+- 80
---+
DLJ
A-A
\,
__""'/¿:
:: :.
�
\
B-B
200
Fuente: Beckert, "Kompendium der Schweitechnik", DVS
Figura 4.21 Esquema de la probeta para el ensayo "Tekken"
Beckert, "Kompendium der Schweisstechnik" vol. 3, DVS, 1997, p. 39.
220
/
,
Carlos Fosca
Agrietamiento en frío y en caliente
Una vez realizado el cordón de ensayo, se procede a inspeccionarlo luego de 24 o incluso 48
horas con el fin de detectar posible presencia de fisuración. Las fisuras presentes son medidas
y el nivel de fisuración es cuantificado a través de varios coeficientes de fisuración previamente
establecidos por este método.
Finalmente, a partir de estos coeficientes de fisuración, se determina una velocidad de
enfriamiento crítica por encima de la cual el riesgo de fisuración se incrementa de manera
notable.
A través del ensayo Tekken, es posible determinar la temperatura de precalentamiento mínima
que permita una soldadura libre de fisuras en frío. Este ensayo simula muy bien condiciones de
soldadura de raíz en una pasada. El estado de esfuerzos residuales que se obtiene con este
tipo de ensayo es extremadamente alto y, por consiguiente, los valores de temperaturas
mínimas de precalentamiento para evitar la fisuración son bastante conservadores (más altas
que las necesarias en condiciones reales).
Otro ensayo muy similar al ensayo Tekken es el ensayo Lehigh, que emplea una probeta de
1
200 mm x 300 mm de longitud y emplea una geometría de junta diferente . El procedimiento es
el mismo: se deposita un cordón en el centro de una probeta y se procede a inspeccionarla
luego de transcurrido un período de tiempo. Se pueden variar las condiciones del ensayo
modificando el nivel de restricción (o embridamiento) de la junta y cambiando las dimensiones
de la probeta y/o del tamaño de la junta central.
La figura 4.22 muestra la representación de una probeta para el ensayo de fisuración
cruciforme. Este ensayo comprende la soldadura de cuatro cordones tipo filete que se
depositan en tres planchas que han sido previamente "apuntaladas" (fijadas entre sí) a través
de dos cordones en sus extremos.
1 'Welding Handbook v.1; 8th edición AWS, 1991, p. 121.
221
Carlos Fosca
Agrietamiento en frío y en caliente
Dirección de la soldadura
Soldadura de filete 1
(una sola pasada)
Filete 2
Soldadura de fijación (tack weld)
en ambos lados
Fuente: AWS Welding Handbook Vol.1
Figura 4.22 Probeta para el ensayo de fisuración cruciforme
2.5.2 Probetas externamente tensionadas
El más conocido de todos los métodos de este grupo es el ensayo del implante, que consiste
en colocar una varilla de 6 a 8 mm de diámetro dentro de un agujero de un diámetro
ligeramente mayor, el cual es pasante a la plancha. La varilla es ubicada de tal forma que su
extremo roscado se encuentre al mismo nivel que la superficie de la plancha. Se procede a
depositar un cordón de manera que el "implante" sea soldado también, como se puede
observar en la figura 4.23. Inmediatamente después de ejecutado el depósito, el implante es
sometido a tracción por la aplicación de una carga ubicada en la parte inferior de la varilla.
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D-d = 0,05 - 0,15 mm
1
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"\__ implante
Fuerza aplicada
�
�
200
�
�
Sección A-A
Fuente: Beckert "Kompendium der Schweiptechnick", DVS
Figura 4.23 Caracterísitcas del ensayo del implante
222
Agrietamiento en frío y en caliente
Carlos Fosca
La probeta es mantenida bajo carga constante durante un lapso de 16 a 72 horas. Si el
depósito de soldadura no presenta fisuras o fracturas luego del ensayo, se procede a realizar
otro depósito y a someter a un nuevo implante a una carga mayor. De esta manera, se puede
construir una curva tensión vs. tiempo de ensayo y determinar el nivel de esfuerzo mínimo por
encima del cual hay riesgo de fisuración en frío (figura 4.24).
Tensión
(MPa)
Esfuerzo mínimo por
encima del cual hay riesgo
de fisuración en frío
.
No fisuran
e--+
e--+
7
Duración del ensayo hasta fisuración
Figura 4.24 Curva esfuerzo-duración de ensayo según el método del implante
223
Agrietamiento en frío y en caliente
Carlos Fosca
RESUMEN
Agrietamiento en caliente
•
Se produce a lo largo del eje central del baño fundido durante la solidificación de la
soldadura y, en general, guarda relación con la calidad del metal de aportación. La
propagación de la fisura es del tipo intergranular.
•
Son originados por la rigidez de la unión, la forma de la soldadura o la composición de los
materiales. Ocurrirá con mayor probabilidad si dos o más de estas situaciones se producen
al mismo tiempo.
•
a forma de evitar el agrietamiento en caliente es disminuyendo el efecto de la rigidez,
depositando el cordón adecuadamente y empleando materiales de aportación con
composición química adecuada.
Agrietamiento en frío
•
Se produce a menor temperatura que las anteriores y se ubica con frecuencia en la zona
afectada térmicamente.
•
El agrietamiento en frío está asociado a diversas causas que pueden aparecer de manera
conjunta o individual: endurecimiento en la ZAC, formación de estructuras frágiles en la
unión, presencia de hidrógeno en el cordón de soldadura, tensiones residuales, tipo de
junta, proceso de soldadura, espesor de plancha, grado de embridamiento, etc.
•
Uno de los remedios más empleados para evitar una posible fisuración en frío consiste en
realizar un precalentamiento del cordón de soldadura y de la zona aledaña a él.
+
Para evitar la fragilización por hidrógeno, es importante el empleo de materiales de aporte
de bajo hidrógeno, la eliminación de las fuentes de hidrógeno (humedad en el material
base y materiales de aporte, grasa, pinturas y aceites en la superficie a soldar), pre calentar la unión soldada y post - calentarla para facilitar la remoción del hidrógeno desde
el interior del material.
Desgarre laminar
•
Es un agrietamiento localizado en el material base, producido en la dirección de laminación
de los aceros. En las soldaduras se produce por las tensiones introducidas durante el
soldeo y la presencia de inclusiones no metálicas alineadas en el metal base.
•
Para que se inicie deben existir simultáneamente tres condiciones: tensiones en la
dirección del espesor, una configuración de junta susceptible y el empleo de un material
con un alto contenido de inclusiones. Para prevenir el desgarre laminar, uno de los tres
elementos mencionados debe ser eliminado.
224
Carlos Fosca
Agrietamiento en frío y en caliente
CONSOLIDANDO IDEAS
FRAGILIZACIÓN Y FISURACIÓN DE UNIONES SOLDADAS
1
Fisuración en caliente
Fisuración por
solidificación
•
Fisuración por
estructuras
frágiles
En la ZAC
•
Fisuración por
licuación o
refusión
En el depósito de
soldadura
En la ZAC
Propagación
interdendrítica
Propagación
intergranular
1
•
FISURACIÓN EN FRÍO
•
•
•
Fisuración inducida
por hidrógeno
Fisuración
laminar
Fisuración por
envejecimiento
En el depósito de
soldadura
En la ZAC
En la ZAC
•
En la ZAC
Propagación
interdendrítica
Propagación
transcristalina ylo
intercristalina
Paralelas a la
dirección de
laminación
Propagación
intergranular
En la dirección
transversal y lo
longitudinal
En la dirección
transversal y lo
longitudinal
En la dirección
longitudinal
En la dirección
transversal y lo
longitudinal
l
225
Agrietamiento en frío y en caliente
226
Carlos Fosca
..
SOLDABILIDAD DE LOS ACEROS
OBJETIVO
Al final de este capítulo usted estará en capacidad de:
Elaborar un procedimiento de sold_adura que permita una buena soldabilidad de las uniones
de una variedad de aceros de act:1erdo a recomendaciones de códigos internacionales.
•
Proponer recomendaciones para alcanzar una buena soldabilidad en aceros al carbono,
aceros de alta resistencia (HSLA) y aceros templados y revenidos.
So/dabilidad de los aceros
Carlos Fosca
ÍNDICE
INICIANDO EL ESTUDIO
1. SOLDABILIDAD DE LOS ACEROS AL CARBONO
2. SOLDABILIDAD DE LOS ACEROS DE ALTA RESISTENCIA Y DE BAJA ALEACIÓN
(HSLA)
3. SOLDABILIDAD DE LOS ACEROS TEMPLADOS Y REVENIDOS
4. SOLDABILIDAD DE LOS ACEROS DE BAJA ALEACIÓN TRATABLES
TÉRMICAMENTE (HTLA)
5. SOLDABILIDAD DE LOS ACEROS AL C-Mo Y AL Cr-Mo
RESUMEN
CONSOLIDANDO IDEAS
228
Soldabilidad de los aceros
Carlos Fosca
INICIANDO EL ESTUDIO
¿Qué
componente
soldaré?, ¿Qué acero
emplearé?, ¿Qué tipo de
material
aporte
de
utilizaré?, etc.
/
¿Qué precauciones
tener
debo
en
cuenta antes de
soldar?
229
So/dabilidad de los aceros
Carlos Fosca
SOLDABILIDAD DE LOS ACEROS
Desde el punto de vista de la soldabilidad, los aceros al carbono y de baja aleación pueden
dividirse en cinco grandes grupos:
1. Aceros al carbono
2. Aceros de baja aleación y alta resistencia mecánica (HSLA)
3. Aceros templados y revenidos (bonificados)
4. Aceros de baja aleación tratables térmicamente
5. Aceros al Cr-Mo
Para establecer satisfactoriamente la soldabilidad de estos aceros es importante tener en
cuenta:
•
Composición química del acero
•
Propiedades mecánicas
•
Condición de tratamiento térmico
1. SOLDABILIDAD DE LOS ACEROS AL CARBONO
Los aceros al carbono son aleaciones Fe-C en las que el %C normalmente no excede el 1,0%
(en peso), con contenidos de Mn de hasta 1,65% y elementos como el Cu y Si de hasta 0,6%.
Otros elementos de aleación normalmente están presenten como impurezas. La Tabla 5.1
muestra una clasificación de los aceros. al carbono atendiendo a su %C.
Denominación
e
Tabla 5.1
Dureza
Aplicaciones
Bajo carbono
Acero dulce
< 0,15% 60 HRB
O,15-0,3 90 HRB
Aplicaciones especiales
Estructuras
Medio carbono
0,3-0,50 25 HRC
Elementos de máquinas y
herramientas
Alto carbono
0,5-1,00 40 HRC
Muelles, resortes, matrices,
rieles
Soldabilidad
Excelente
Buena
Regular (se requiere
pre-calentamiento y
post-calentamiento)
Pobre (se requiere
además procesos de
soldadura con bajo H)
Como se puede deducir de la tabla anterior, la soldabilidad de un acero al carbono está
determinada fundamentalmente por su %C.
230
Soldabilidad de los aceros
Los aceros de bajo %C
Carlos Fosca
(< 0,15%) tienen baja templabilidad y, por lo tanto, son muy soldables,
ya sea a través de soldadura por fusión, soldadura fuerte o blanda. Debido a que estos aceros
pueden ser endurecidos por deformación, es importante tener en cuenta que la soldadura
puede ablandar significativamente la ZAC. Asimismo, algunos aceros de bajo %C no
desoxidados pueden presentar presencia de porosidad en el metal de soldadura como
consecuencia de la reacción del oxígeno y del carbono a elevadas temperaturas que produce
gas CO, el cual permanece atrapado en la soldadura, especialmente cuando la velocidad de
soldeo es alta. Esto puede ser evitado o reducido empleando materiales de aporte que
contengan elementos desoxidantes (Al, Mn, Si).
Los aceros conteniendo de O, 15 a 0,3%C
son llamados comúnmente aceros "dulces". Los
aceros con menos de 0,2%C y 1%Mn no suelen presentar problemas de soldabilidad. Pueden
ser soldados sin precalentamiento cuando el espesor de la unión es inferior a 25,4 mm (1") y
cuando el embridamiento de la junta no es fuerte.
Para aceros de 0,3%C y hasta 1,4% Mn, la soldabilidad sigue siendo buena pero puede existir
riesgo de fragilización por hidrógeno. Por ello, se recomienda soldar con materiales de aporte
de bajo hidrógeno. En estos aceros ya es necesario precalentar, especialmente cuando el
espesor de la junta es mayor a 25,4 mm y el embridamiento de la unión es alto.
Cuando el %C es menor a 0,2%, la soldabilidad es buena y el riesgo a fisuración en frío es muy
bajo. Incluso las velocidades de enfriamiento altas (producidas por calores de aporte bajos)
pueden ser más favorables para las propiedades mecánicas que las velocidades de
enfriamiento lentas, como consecuencia de altos calores de aporte o precalentamientos
elevados; pues ellos promueven el crecimiento del grano y el engrosamiento de la perlita,
produciendo una microestructura con poca resistencia mecánica y tenacidad. En estos aceros,
el precalentamiento puede ser limitado para condiciones en las que la temperatura del metal
está debajo de 1O ºC.
Los aceros entre 0,3
y 0,5%C presentan ya una soldabilidad limitada, debido a su tendencia a
la formación de martensita en la ZAC. Estos aceros deben ser precalentados adecuadamente,
eligiendo la temperatura de precalentamiento en función del C.E., del espesor de la unión
soldada y del proceso de soldadura.
Cuando el acero presenta un C.E. entre 0,45 y 0,6, se recomienda precalentar la pieza a soldar
entre 90º y 200ºC. La temperatura entre pasadas debe ser la misma elegida para el
precalentamiento.
231
Carlos Fosca
So/dabilidad de los aceros
Es recomendable, asimismo, aplicar un tratamiento de alivio de tensiones posterior a la
soldadura, especialmente cuando se sueldan piezas de espesor grueso, elementos
fuertemente embridados o cuando las condiciones de operación del elemento soldado
involucran la presencia de cargas de impacto y/o dinámicas. El alivio de tensiones se realizará
seguido de un enfriamiento lento a fin de evitar la formación de tensiones residuales en la unión
soldada.
El material de aporte empleado para soldar estos aceros debe ser necesariamente de bajo
hidrógeno. Otra consideración importante es la dilución que se puede producir durante la
soldadura y que fomenta el aumento del %C en la zona de fusión. Ello puede producir un
aumento de la dureza y de la fragilidad en la zona de fusión. Para limitar la dilución, se pueden
emplear bajos calores de aporte, múltiples pasadas y/o procesos de "enmantequillado"
(buttering) de la junta a soldar.
Los aceros con más de 0,5%C presentan una soldabilidad muy mala, pues estos aceros son
muy templables y tienden a formar martensita dura y frágil después de la soldadura que eleva
mucho el riesgo a la fisuración en frío.
Para evitar ello, es necesario precalentar la unión
soldada a temperaturas por encima de los 200º C y efectuar tratamientos térmicos post­
soldadura.
El material de aporte debe ser de bajo hidrógeno, empleándose aceros de baja aleación,
aceros inoxidables como el E309, E312 o aleaciones base níquel como el ENiCrFe-3 por
ejemplo.
Para lograr una buena soldadura en estos aceros, es muy importante desarrollar un cuidadoso
procedimiento de soldadura, que sea calificado de manera rigurosa.
2. SOLDABILIDAD DE LOS ACEROS DE ALTA RESISTENCIA Y DE BAJA
ALEACIÓN (HSLA)
Estos aceros, también llamados "microaleados", son aleaciones que contienen pequeñas
cantidades de elementos aleantes como Nb, V, Cr, Mo, Ni, N, Ti ,V, Zr (< 0,1%), los cuales
producen un incremento importante en la resistencia mecánica y en la tenacidad de estos
aceros. Estas aleaciones tienen mejores propiedades mecánicas y de resistencia a la corrosión
que los aceros al carbono.
Uno de los primeros aceros HSLA fue el acero COR-TEN,
desarrollado ya desde 1930, que posee una resistencia a la corrosión atmosférica cinco veces
mayor que la de un acero al carbono.
232
Soldabilidad de los aceros
Carlos Fosca
Las aplicaciones más importantes de
estas aleaciones están en la industria
de fabricación automotriz, fabricación
de puentes y estructuras metálicas, así
como
de
submarinos,
embarcaciones
grúas
y
marinas,
maquinaria
pesada.
Figura 5.1 La industria de construcción naval emplea
cada vez más a lo aceros HSLA
Los aceros HSLA de calidad estructural poseen una muy buena resistencia a la corrosión
atmosférica (proporcionada principalmente por la presencia de Cu). En la Tabla 5.2 se
encuentra un grupo de aceros HSLA para la fabricación de recipientes a presión. Comparando
ambas aceros, podemos observar que los aceros para recipientes a presión poseen mejores
propiedades mecánicas.
Su límite elástico está entre 30-76 Kg/mm2 (300-760 MPa) y su resistencia a la tracción está en
el rango de 42-83 Kg/mm2 (420-830 MPa). La mayoría de estos aceros se emplea en estado de
suministro (estado de laminación en caliente o normalizado). La mayor resistencia de los
aceros HSLA se debe a una combinación de mecanismos de refinamiento de grano,
endurecimiento por precipitación y endurecimiento sub-estructural (a través de los sublímites
de grano de la ferrita). Gracias a ello, estos aceros no requieren altos contenidos de carbono
para alcanzar una mayor resistencia mecánica, por lo que su soldabilidad se ve favorecida.
La soldabilidad de los aceros HSLA requiere los mismos cuidados que la de los aceros al
carbono. Es pues necesario el precalentamiento de la unión soldada cuando se exceden
ciertas condiciones como el C.E., el nivel de hidrógeno difundible o si desean unir piezas de
espesor grueso.
Una forma de establecer la temperatura de precalentamiento de los aceros HSLA es a través
del empleo del método del control de hidrógeno.
Los aceros HSLA pueden ser soldados empleando todos los procesos de soldadura
convencionales (SMAW, GMAW, GTAW, SAW, etc). La selección del proceso de soldadura
adecuado deberá ser realizado teniendo en cuenta consideraciones de resistencia mecánica y
tenacidad del cordón de soldadura y el riesgo a la fisuración en frío de la ZAC.
233
Tabla 5.2 Especificaciones ASTM para aceros HSLA para la fabricación de recipientes a presión
Acero Grado
A202
A203
Mn
p
s
A
0.17
1.05-1.40
0.035
0.04
0.60-0.90
B
0.25
1.05-1.40
0.035
0.04
0.60-0.90
0.350.60
0.350.60
---
A
0.23
0.80
0.035
0.040
0.15-0.30
B
0.25
0.20
0.80
0.035
0.040
0.15-0.30
0.80
0.035
0.040
0.15-0.30
D
0.28
0.80
0.035
0.040
0.15-0.30
A
0.25
0.27
0.28
0.90
0.90
0.90
0.035
0.035
0.035
0.040
0.15-0.30
0.15-0.30
0.15-0.30
e
A204
B
A225
e
e
D
A302
A
B
e
D
A353
A735
A736
Composición química % (*)
Cr
Ni
Si
e
ASTM
--
---
--
0.25
0.20
1.60
1.70
0.035
0.035
0.040
0.040
0.040
0.040
0.15-0.40
0.10-0.50
0.25
0.25
0.25
0.95-1.30
1.15-1.50
1.15-1.50
0.035
0.035
0.035
0.040
0.040
0.040
0.15-0.30
0.15-0.30
0.25
1.15-1.50
0.035
0.040
0.15-0.30
0.13
0.90
0.035
0.040
0.15-0.30
0.06
1.20-2.20
0.040
0.025
0.40
0.07
0.40-0.70
0.025
0.025
0.15-0.30
0.35
---
---
-----
----
---
---
-------
---
--0.60-
---
B
---
V
Otros
1
Resist. tracción
Ksi
MPa
Resist. fluencia
Ksi
MPa
---
---
---
75-95
517-655
45
310
---
--
---
---
85-110
586-758
47
324
2.10-2.50
---
---
---
65-85
448-586
37
255
70-90
482-620
40
275
65-85
448-586
37
255
70-90
482-620
40
275
65-85
70-90
75-95
448-586
482-620
517-655
37
40
255
275
43
296
723-930
70
482
517-723
55-60
2.10-2.50
3.25-3.75
---
---
--3.25-3.75
--0.45-0.60
--0.45-0.60
--0.45-0.60
0.40-0.70
0.40-0.70
---
---
---
0.13
--
---
0.18
0.10
---
0.18
---
0.70-1.00 0.15-0.25
---
---
---
---
0.23-0.47
---
---
---
---
---
0.45-0.60
0.45-0.60
0.40-0.70 0.45-0.60
0.70-1.00 0.45-0.60
8.50-9.50
---
---
-----
0.90
1.15-1.50 0.035 0.030 0.15-0.50
0.20
--0.22 1.15-1.50 0.035 0.030 0.15-0.50
* valores únicos son valores máximos a menos que se indique algo diferente.
Fuente: AWS Welding Handbook Vol.4, 8ª Edición
A737
Mo
---
--
----
---
---
1 105-135
1
-------
75-105
379
413
517-655
551-689
45
50
310
344
80-100
551-689
50
344
80-100
551-689
50
344
75-95
80-100
---
-----
---
---
100-120
689-827
75
517
0.20-0.35
80-115
551-792
65-80
448
72-105
496-723
55-75
379
70-90
80-100
482-620
50
60
517
344
413
---
---
-0.04
Cu;0.03-0.09Nb
1.00-1.30
551
Cu;0.02 min Nb
0.05 Nb
0.03 Nb
551-689
Tabla 5.3 Combinaciones recomendadas de metal base-metal de aporte para electrodos con una resistencia a la tracción nominal de 70 ksi (490 MPa)
ASTM A204
ASTM A242
ASTM A441
1
Resistencia
a la tracción
ksi
MPa
ksi
MPa
Grado A
Grado B
Grado E
37
40
40
255
276
276
65-85
70-90
70-90
448-586
483-620
483-620
Grado A
Grado B
37
40
255
276
65-85
70-90
448-586
483-620
42-50
290-345
63-70
435-483
40-50
275-345
60-70
415-483
Especificación del acero
ASTM A203
ª
Aceros
Mínimo punto de
fluencia
-----
ASTM A572
Grado 42
Grado 50
42
50
290
345
60 min.
65 min.
415
450
ASTM A588
<4" (102mm)
50
345
70 min.
483
ASTM A633
Grado A
Grados C y D
<2.5" (64mm)
42
50
290
345
63-83
70-90
430-570
483-620
ASTM A710
Grado A, Clase
2, < 2" (51mm)
55
380
65 min.
450 min.
API 2H
Grado 42
Grado 50
42
50
290
345
62-80
70 min.
430-550
483 min
API 5L
Grado X-52
Grado X-56
Grado X-60
52
56
60
360
386
414
66-72
71-75
75-78
455-495
489-517
517-537
Metal de aporte
Mínimo punto de
fluencia
Especificación del
electrodo
ksi
Resistencia
a la tracción
MPa
ksi
MPa
Soldadura �ara arco con electrodo revestido {Ver AWS A5.1 or A5.5}
E7015, E7016,
E7018, E7028
60
414
72 min.
496 min.
E7015, E7016 -X,
E7018-X
57
390
70 min.
483 min.
d
E7010-X
60
414
70 min.
Soldadura �or arco sumergido (Ver AWS A5.17 o A5.23}
F7XX-EXXX
O F7XX-EXX-XX
58
400
70-95
483 min.
483-660
Soldadura MIG-MAG {Ver AWS A5.18}
ER70S-X
60
4147
72 min.
496 min.
Soldadura �or arco con electrodo de núcleo fundente
Fuente: AWS Welding Handbook Vol.4, 8ª Edición
E7XT-X
(excepto -2, -3,
-10, -GS)
a.
60
414
72 min.
496 min.
En juntas con materiales base de diferentes grupos, se usarán los requerimientos de
electrodos de bajo hidrógeno según el grupo de menor resistencia. Los procesos de bajo
hidrógeno estarán sujetos a las técnicas aplicables al grupo de mayor resistencia.
Tabla 5.4 Combinaciones recomendadas de metal base-metal de aporte para electrodos con una resistencia a la tracción nominal de 100 ksi (700 MPa)
Aceros
Mínimo punto de
fluencia·
ªb
ksi
MPa
ksi
MPa
Grado c
Grado D
70
55-60
483
379-414
105-135
75-105
724-931
517-724
Grado A, Clase
1, 0.75" (19mm)
y debajo
Grado A, Clase
3, 2" (51mm) y
debajo
80
552
90 min.
620 min.
75
517
85 min.
586 min.
Especificación del acero ·
ASTM A 225
ASTM A710
ASTM A735
API 5L
e
1
1
Resistencia
a la tracción
Especificación del
Electrodo
65-80
448-552
80-115
552-793
X-80
80
552
90 min.
620 min.
1
1
1
1
689-827
100-120
517
75
ASTM A353
a. En juntas con materiales base de diferentes grupos, se usarán los requerimientos de
electrodos de bajo hidrógeno según el grupo de menor resistencia. Los procesos de bajo
hidrógeno estarán sujetos a las técnicas aplicables al grupo de mayor resistencia.
b. Igual para el API Estándar 2B (tubos fabricados) de acuerdo al acero utilizado.
c. Cuando se hace un alivio de tensiones, el metal depositado no debe exceder del 0.05% de
Vanadio.
d. El metal depositado debe tener una resistencia mínima al impacto de 27J a -18º C cuando se
hacen ensayos de Charpy.
e. Para el pase de ralz y los siguientes pases para soldaduras en campo de tuberías, deberán
usarse electrodos celulósicos.
Los electrodos que se deben utilizar para soldar estos aceros son los de acero inoxidable y de
f.
aleación de níquel (AWS A5.1 y A5.14) mostrados en la parte inferior derecha.
iQual a las propiedades del metal base.
Q. El esfuerzo de fluencia no es necesariamente
Fuente: AWS Welding Handbook Vol.4, 8ª Edición
ksi
Resistencia
a la tracción
MPa
ksi
MPa
d
Soldadura para arco con electrodo revestido (Ver AWS A5.5)
E10015-X,
E10016-X,
E10018-X
87
600
100 min.
690 min.
d
Soldadura por arco sumergido (Ver AWS A5.23)
F1OXX-EXX-XX
---
---
Metal de aporte
Mínimo punto de fluencia
ER100S-X
80
610
100-120
690-830
88-102
610-700
100 min.
690 min.
Soldadura MIG-MAG (Ver AWS A5.18)
d
Soldadura por arco con electrodo de núcleo fundente (ver AWS A5.29)
E10XTX-X
88
605
100-120
690-830
Soldadura (;!ara arco con electrodo revestido (Ver AWS A5.11)9
E310
ENiCrFe-2
ENiCrMo-3
60
45
60
414
310
414
80
80
110
550
550
760
Soldadura MIG-MAG (Ver AWS A5.14)9
ERNiCr-3
ENiCrFe-6
40
40
276
276
80
80
550
550
Soldabilidad de los aceros
Carlos Fosca
Las tablas 5.3 y 5.4 muestran combinaciones recomendadas de material base (HSLA) y metal
de aporte para la soldadura de estas aleaciones.
3. SOLDABILIDAD DE LOS ACEROS TEMPLADOS Y REVENIDOS
Los aceros templados y revenidos son aceros débilmente aleados, los cuales, después de la
°
laminación, son llevados a la temperatura de austenización (aproximadamente 900 C) e,
°
inmediatamente después, sufren un temple al agua seguido de un revenido entre 600-720 C.
Este tratamiento les da una resistencia a la tracción y un límite elástico superiores a los aceros
suaves y, además, lo que es más importante, buena resiliencia (tenacidad) por debajo de los
°
0 C. En general, el límite elástico de estos aceros está por encima de los 500 MPa (80 ksi).
Gracias a sus características superiores, estos aceros permiten construcciones más ligeras
cuando trabajan bajo esfuerzos de tracción. Esta ventaja puede ser aprovechada en todo tipo
de construcciones, sobre todo en maquinaria de transporte, recipientes a presión, puentes y en
la construcciones de barcos y submarinos. Sus buenas características de resistencia máxima y
resiliencia (tenacidad) a baja temperatura permiten construir recipientes y depósitos más
ligeros, tanto para el almacenamiento como para el transporte de fluidos. La Tabla 5.5 muestra
los aceros templados y revenidos de uso más común.
Asimismo, su resistencia a la abrasión es muy superior a la de los aceros de construcción
normal; por esta razón, se emplean para maquinaria de excavación y movimientos de tierra.
A fin de obtener una martensita de grano fino después del temple, es necesario que antes
exista una austenita de grano fino. Por esta razón, se emplean elementos formadores de
nitruros, tales como zirconio, titanio y vanadio y algunas veces el nitrógeno, que son empleados
como afinadores de grano. De esta manera, a pesar de las elevadas temperaturas que se
presentan en el ciclo térmico de una soldadura, la microestructura en la ZAC puede mantener
una estructura fina.
Después del temple, la microestructura del acero estará constituida por martensita y bainita y,
en algunas aleaciones, también estará presente algo de ferrita. Estos aceros son revenidos
entre 600-720 º C, lo que da origen a una estructura ferrítica de grano extrafino con carburos
distribuidos sobre toda la matriz (martensita revenida).
La resistencia mecánica de estos aceros varía según la temperatura del revenido. Para un
buen comportamiento mecánico del acero la martensita debe tener ductilidad suficiente, tanto
antes como después del revenido. Por todo ello, estos aceros no suelen tener contenido en
carbono superior al 0,20%C. Aunque estos aceros pueden clasificarse como de buena
237
Carlos Fosca
Soldabilidad de los aceros
soldabilidad, es necesario tomar una serie de precauciones si se quiere obtener buenos
resultados.
Debido a su buena templabilidad, estos aceros, durante su soldadura, pueden formar
estructuras martensíticas en la ZAC, en la región próxima a la zona de fusión, (ver figura 5.2),
las cuales pueden hacer al acero susceptible a la fragilización por hidrógeno.
A fin de obtener buenos resultados, deberá controlarse el aporte de calor durante la soldadura.
Si la zona de transformación queda demasiado tiempo a temperatura elevada (aporte de calor
excesiva), la temperatura de la mayor parte de esta zona puede superar la temperatura de
revenido, de manera que sus características mecánicas se vuelven incluso inferiores a ia del
metal base (ver figura 5.2).
i
ZAC
En esta zona el
material se
ablanda por
estar a una
T > Trevenido
Resistencia y
Tenacidad
Tenacidad
Presencia de
estructuras frágiles
(martensíticas)
reduce
notablemente la
tenacidad
1400º C 750º C 500º C
Zona de
fusión
Material
base
� ZAC___.
Figura 5.2 La soldadura de aceros templados y revenidos puede producir en la ZAC regiones
con muv baia tenacidad debido a la formación de estructuras martensíticas
238
Tabla 5.5 Aceros templados y revenidos más comunes
Composición química (%)
e
Mn
p
s
Si
Cr
A514or
A
0.15-0.21
0.80-1.10
0.035
0.04
0.40-0.80
0.50-0.80
A517
8
0.12-0.21
0.70-1.00
0.035
0.04
0.20-0.35
0.40-0.65
e
0.10-0.20
D
0.13-0.20
E
0.12-0.20
1.10-1.50
0.035
0.04
0.15-0.30
---
Ni
Mo
----
0.18-0.28
0.15-0.25
---
0.40-0.70
0.035
0.04
0.20-0.35
1.40-2.00
----0.70-1.00
0.40-0.70
0.035
0.04
0.20-0.35
0.85-1.20
F
0.10-0.20
0.60-1.00
0.035
0.04
0.15-0.35
0.40-0.65
G
0.15-0.21
0.80-1.10
0.035
0.04
0.50-0.90
0.50-0.90
---
H
0.12-0.21
0.95-1.30
0.035
0.04
0.20-0.35
0.40-0.65
0.30-0.70
J
0.12-0.21
0.45-0.70
0.035
0.04
0.20-0.35
0.40-0.60
0.20-0.40
Ti,004-0.1O ;8,0.0015-0.005
0.40-0.60
0.15-0.50
V,0.03-0.08; 8; 0.0005-0.006
0.10-0.20
1.10-1.50
0.035
0.04
0.15-0.30
L
0.13-0.20
0.40-0.70
0.035
0.04
0.20-0.35
1.15-1.65
A
0.25
1.15-1.50
0.035
0.040
0.15-0.30
8
0.25
1.15-1.50
0.035
0.040
0.15-0.30
0.25
1.15-1.50
0.035
0.040
0.15-0.30
D
0.25
1.15-1.50
0.035
0.040
0.15-0.30
A537
2
0.24
0.70-1.60
0.035
0.04
0.15-0.30
A543
8
0.40
0.020
0.020
0.20-0.40
C
e
0.23
1.50-2.00 2.60-4.00
0.45-0.60
0.23
0.40
0.020
0.020
0.20-0.40
1.20-1.50
0.45-0.60
1
0.13
0.90
0.035
0.035
0.15-0.40
2
0.13
0.9
0.035
0.035
0.15-0.40
----
2.25-3.50
A553
A
0.16
0.90-1.50
0.04
0.05
0.15-0.50
0.25
e
A678
0.50-0.65
-----
b
�i,0.004-0.1O ;8,0.00015-0.005
---
---
0.25-0.40
0.20-0.40
Ti 0.04-0.1 Ob;8,0.0015-0.005
0.45-0.60
---
---
0.45-0.60
---
0.70-1.00
0.45-0.60
0.20-0.40
0.45-0.60
---
0.25
0.25
0.08
0.35
---
---
---
--------V,0.03
---
V,0.03
7.50-8.50
--
----
0.25
0.08
0.20
ª
-----
0.20
0.70-1.60
0.04
0.050
0.15-0.50
0.25
0.25
0.08
0.22
1.00-1.60
0.04
0.050
0.20-0.50
0.25
0.25
0.08
0.20
--
HY-80
0.12-0.18
0.10-0.40
0.025
0.025
0.15-0.35
1.00-1.80
2.00-3.25
0.20-0.60
0.25
V,0.03;Ti 0.02
HY-100
0.12-0.20
0.10-0.40
0.025
0.025
0.15-0.35
1.00-1.80
2.25-3.50
0.20-0.60
0.25
V,0.03;Ti 0.02
HY-130
0.12
0.60-0.90
0.010
0.015
0.15-0.35
0.40-0.70
4.75-5.25
0.30-0.65
---
V,0.05-0.1 O
e
620-689
551-862
344-569
8,0.001-0.005
8,0.001-0.005
0.20ª
8
723-930
Zr.0.05-0.15; 8,0.0025
--
---
620-689
b
0.45-0.55
8.50-9.50
689-896
V,0.03-0.08; 8,0.0005-0.005
0.40-0.70
---
MPa
8,0.001-0.005
-----
MPa
8,0.0005-0.005
0.20-0.40
K
A533
V,0.03-0.08; Ti, 0.01-0.03;
0.15-0.25
0.20-0.30
Límite
elástico
Zr,0.05-0.15;B,0.0025
---
-----
-----
otros
----
0.20-0.30
0.40-0.60
---
Cu
Resist.
tracción
ª
551-862
344-569
551-862
344-569
551-862
344-569
482-689
317-414
620-930
482-689
620-930
482-689
690-825
585
690-825
585
482-620
344
551-689
414
586-792
448-517
---
689
---
---
551
896
Fuente: AWS Welding Handbook Vol.4, 8ª Edición
239
Soldabilidad de los aceros
Carlos Fosca
Recomendaciones prácticas
A continuación se indican las recomendaciones prácticas de tipo general para la soldadura de
los aceros templados y revenidos:
1.
Utilizar materiales de aporte con la composición química adecuada para que sus
propiedades mecánicas sean idénticas a las del metal base.
2. Evitar los aportes térmicos elevados. En la soldadura manual es preferible la técnica de
pasadas estrechas a la de pasadas con oscilación. En la soldadura automática es
necesario asegurar e de no superar el aporte térmico máximo recomendado para cada tipo
de acero.
3. Evitar aportes térmicos demasiado bajos que vayan en detrimento de las características de
los aceros a soldar. Las estructuras martensíticas revenidas de estos aceros deben
mantenerse después de la soldadura.
4. En general se recomienda que la velocidad de enfriamiento durante la soldadura sea tal
que: 1 Os < t8/5 < 25 s.
5. Seleccionar adecuadamente la temperatura de precalentamiento de acuerdo al tipo de
acero y al espesor de plancha a soldar. En las tablas 5.6 y 5.7 se recomiendan valores de
temperatura de precalentamiento e interpase para este tipo de aceros. Es importante tener
en cuenta que se trata de valores mínimos recomendados. Además, es importante
entender que cuanto más alta sea la temperatura de precalentamiento elegida, mayor será
el ancho de la ZAC, reduciéndose las propiedades mecánicas con relación al metal base.
Un ejemplo de este efecto se muestra en la figura 5.3, donde un aumentó elevado de la
temperatura de precalentamiento provoca incluso una disminución sustancial de la
tenacidad de la ZAC.
6.
Mantener el contenido de hidrógeno en la soldadura al mínimo posible. Las fuentes más
normales de captación de hidrógeno son:
•
Revestimiento de los electrodos.
•
Humedad en los fundentes para arco sumergido.
•
Suciedad en los alambres de aporte.
•
Contaminación de los gases de protección.
•
Humedad o suciedad en los bordes a soldar.
240
Soldabilidad de los aceros
Carlos Fosca
7. Evitar el sobreespesor en las uniones a tope y efectuar las uniones en filete con una
transición gradual y contorno homogéneo.
8. Efectuar siempre uniones continuas y con penetración total. Nunca soldar sobre chapas
soporte.
9. Instruir adecuadamente a los soldadores en la ejecución (precalentamientos, temperatura
entre pasadas, forma de iniciar el arco, limpieza entre cordones, acabado final, velocidad
de enfriamiento, etc.).
Tabla 5.6 Temperaturas mínimas de precalentamiento y entre pasadas recomendadas para la soldadura
de aceros ASTM templados y revenidos
Precalentamiento mínimo y temperatura de interpase*
A678
A514/A517
A533
A537
Rango de espesores
A543
ºC
ºC
ºC
ºF
milímetros
ºF
ºF ºC
ºF
Pulgadas
ºF
ºC
50 10
10
50
50
10 100 40
Hasta 12.7
10
Hasta 0.50
50
50
10 125 50 100 40
0.56 a 0.75 14.2 a 19.1 50
10 100 40
50
40
50 100
10 150 65 100 40
0.81 a 1.00 20.6 a 25.4 125
95 100 40 200 95 150 65
1.1 a1.5
27.9 a 38.1 125 50 200
95 150 65 200 95 150 65
40.6 a 50.8 175
80 200
1.6 a2.0
2.1 a2.5
53.3 a 63.5 175 80 300 150 150 65 300 150 150 65
--sobre 2.5
sobre 63.5 225 105 300 150 225 105 300 150 --. ..
Fuente: AWS Weld1ng Handbook Vol.4, 8ª Ed1c1on
* empleando electrodos de bajo hidrógeno la máxima temperatura no debe exceder el valor dado
en más de 66º C
Tabla 5.7 Rango de temperaturas de precalentamiento e interpase recomendadas para los aceros HY-80,
HY-100 y HY-130
RanQo de
PulQadas
Hasta 0.5
0.51-0.63
0.64-0.88
0.89-1.13
1.14-1.38
Sobre 1.38
espesores
milímetros
Hasta 12.7
13.0-16.00
16.3-22.4
22.6-28.7
29.0-35.1
Sobre 35.1
Temperatura
HY-80, HY-100
HY-130
ºC
ºC
ºF
ºF
25-65
60-300 15-150 75-150
25-65
125-300 50-150 75-150
50-95
125-300 50-150 125-200
125-300 50-150 200-275 95-135
200-300 95-150 200-275 95-135
200-300 95-150 225-300 105-150
. .
Fuente: AWS Weld1ng Handbook Vol.4 , 8ª Ed1c16n
Los aceros templados y revenidos pueden ser soldados empleando los procesos de soldadura
convencionales como SMAW, GMAW, SAW, GTAW, FCAW. Cuando los niveles de resistencia
mecánica en estos aceros son altos, especialmente con un límite elástico mayor a 689 MPa
241
Carlos Fosca
Soldabilidad de los aceros
(100 ksi), los procesos más recomendables son el GTAW y GMAW, pues garantizan una buena
tenacidad de la unión. Procesos como soldadura por electroescoria, que poseen un alto calor
de aporte pueden reducir sustancialmente la resistencia mecánica y la tenacidad de la unión,
por lo que en estos casos puede ser necesario realizar luego un tratamiento térmico de temple
y revenido para restaurar sus propiedades mecánicas.
Energía
absorbida
(pie/lb)
Aporte de calor = 18,5 KJ/cm
50
40
Metal
(estado de
suministro)
Energía
absorbida
(J)
precalentada a 93 ° C
30
\
20
10
o
precalentada
a 260 ° C
-120
-90
-60
-30
o
30
60
Temperatura de ensayo ( º C)
Figura 5.3 Efecto del precalentamiento sobre la tenacidad de la ZAC de una unión soldada de 12,7
mm de espesor de acero ASTM A514 o ASTM A517.
Debido a que las velocidades de enfriamiento en uniones soldadas mediante los procesos de
arco eléctrico convencionales son lo suficientemente rápidas, es posible obtener propiedades
mecánicas en la ZAC muy similares a las del material base. Por ello, estos aceros normalmente
no requieren de un post-tratamiento de temple y revenido. Asimismo, en la mayoría de los
casos, tampoco es necesario aplicar un tratamiento de alivio de tensiones para prevenir la
fractura frágil de estos aceros. No debemos olvidar que estos aceros poseen bajos %C en su
composición química (< 0,25%C) y, por tanto, la martensita así formada tendrá una tenacidad
aceptable.
El alivio de tensiones será empleado únicamente cuando sea imprescindible garantizar la
estabilidad dimensional del componente soldado y cuando la soldadura sea susceptible a la
corrosión bajo tensión en las condiciones de operación.
242
Carlos Fosca
Soldabilidad de los aceros
4. SOLDABILIDAD DE LOS ACEROS DE BAJA ALEACIÓN TRATABLES
TÉRMICAMENTE (HTLA)
Los aceros de baja aleación tratables térmicamente son aleaciones que poseen una elevada
templabilidad, más alta que la de los aceros de baja aleación templados y revenidos. Su %C se
encuentra en el rango de 0,25 a 0,4% C y poseen en su composición elementos de aleación,
como el Cr, Ni, Mo, y V, que le confieren excelentes propiedades mecánicas. Pueden alcanzar
niveles de resistencia mecánica de hasta 1400 MPa (138 Kg/mm\ La Tabla 5.8 presenta
algunos de los aceros HTLA más empleados en la industria.
Tabla 5.8 Composición química de los aceros AISI- HTLA más empleados en la industria
Composición %
Común
Designación
4027
4037
4130
4135
4140
4320
4340
5130
5140
8630
8640
8740
AMS6434
300M
D-6a
c
Mn
0.25-0.30
0.35-0.40
0.28-0.33
0.33-0.38
0.38-0.43
O.17-0.22
0.38-0.43
0.28-0.33
0.38-0.43
0.28-0.33
0.38-0.43
0.38-0.43
0.31-0.38
0.40-0.46
0.42-0.48
0.70-0.90
0.70-0.90
0.40-0.60
0.70-0.90
0.75-1.00
0.45-0.65
0.60-0.81
0.70-0.90
0.70-0.90
0.60-0.90
0.75-1.00
0.75-1.00
0.60-0.80
0.65-0.90
0.60-0.80
Si
O.15-0.35
0.15-0.35
0.15-0.35
O.15-0.35
0.15-0.35
0.15-0.35
0.15-0.35
O.15-0.35
O.15-0.35
O.15-0.35
O.15-0.35
O.15-0.35
0.20-0.35
1.45-1.80
O.15-0.30
Ni
1.65-2.00
1.65-2.00
0.40-0.70
0.40-0.70
0.40-0.70
1.65-2.00
1.65-2.00
0.40-0.70
Cr
0.80-1.10
0.80-1.10
0.80-1.10
0.40-0.60
0.70-0.90
0.80-1.10
0.70-0.90
0.40-0.60
0.40-0.60
0.40-0.60
0.65-0.90
0.70-0.95
0.90-1.20
Mo
V
0.20-0.30
0.20-0.30
O.15-0.25
O.15-0.25
O.15-0.25
0.20-0.30
0.20-0.30
O.15-0.25
O.15-0.25
0.20-0.30
0.30-0.40
0.30-0.45
0.90-1.10
0.17-0.23
0.05 min
0.05-0.10
Si observamos la Tabla 5.8, podremos identificar dos de los aceros más empleados en nuestro
medio, los aceros AISI 4140 (acero al Cr-Mo) y 4340 (acero al Cr-Ni-Mo).
Estos aceros se emplean en la construcción de elementos de máquinas (ejes, engranajes,
árboles, pernos, etc.). Los aceros HTLA son soldados frecuentemente en estado de recocido y
luego el componente soldado es sometido a un tratamiento térmico de temple y revenido
(bonificado) para alcanzar las propiedades mecánicas deseadas.
El control de impurezas, como el P y el S, es un factor muy importante para garantizar el
comportamiento mecánico y, en especial, la sensibilidad a la fisuración del acero. El S
incrementa la sensibilidad a la fisuración en caliente del metal soldado y el P reduce la
ductilidad y la tenacidad e incrementa la tendencia a la fisuración en frío tanto del metal base
como del metal soldado. Finalmente, el P y S deben limitarse a contenidos menores a 0,015%
243
Soldabilidad de los aceros
Carlos Fosca
cuando los aceros HTLA deben ser tratados térmicamente para alcanzar niveles de resistencia
mecánica cercanos a 1400 MPa.
Estos aceros, al momento de soldarse, pueden sufrir la transformación martensítica en la ZAC.
Debido que el %C de estas aleaciones es mayor a 0,20%C, el nivel de endurecimiento después
de un enfriamiento rápido es bastante alto, llegándose a durezas por encima de los 50 HRC
para altos contenidos de martensita. Debido a ello, la tendencia a la fragilización del cordón es
bastante alta y la necesidad de precalentar la unión antes de soldar es absolutamente
imprescindible.
Recomendaciones generales
Los aceros HTLA pueden ser soldados empleando todos los procesos de soldadura
convencionales (SMAW, GMAW, GTAW, SAW, FCAW); pero sea cual fuere el proceso elegido,
se debe emplear un bajo calor aporte (heat input) por pasada. Altos calores de aporte
aumentan la ZAC y su tamaño de grano, lo cual puede incrementar el riesgo de fisuración en
caliente (hot cracking) en el metal fundido y en la ZAC.
Las condiciones recomendadas para ejecutar los tratamientos de pre y post - calentamiento de
las uniones soldadas a fin de prevenir la fragilización y fisuración del cordón se eligen teniendo
en cuenta:
1.
%C y % elementos aleantes ("carbono equivalente"),
2. condición de los tratamientos térmicos,
3.
espesor de la plancha y nivel de embridamiento de la unión,
4. contenido de hidrógeno "difundible" durante la soldadura,
Cualquier cambio en el espesor, nivel de embridamiento de la unión o en el proceso para
reducir el contenido de hidrógeno puede permitir que la temperatura de precalentamiento y de
entre-pasadas se reduzca. La Tabla 5.9 indica las temperaturas mínimas de precalentamiento
para diferentes aceros HTLA.
Los metales de aporte para soldar estos aceros suelen tener composición similar al material
base; sin embargo, debido a su alta templabilidad pueden presentar un alto riego
a la
fisuración en frío. Para evitar ello se debe seleccionar una temperatura de precalentamiento
adecuada o emplear materiales de aporte de un menor contenido de carbono. Es importante
mantener secos los electrodos y que estos sean de bajo hidrógeno.
Cuando la resistencia mecánica de la junta soldada puede ser sacrificada se puede emplear un
material de aporte de menor %C o aceros inoxidables del tipo E309 y E312 ó aleaciones de
níquel (NiCrFe-3).
244
Soldabilidad de los aceros
Carlos Fosca
Tabla 5.9 Temperaturas mínimas de
precalentamiento y de interpase para diferentes
aceros AISI-HTLA
Rango de espesores
Temperatura mínima
de precalentamiento
Acero
pulgadas
milímetros
ºF
•c
4027
Hasta 0.5
0.6-1.0
1.1-2.0
Hasta 13
15-26
27-51
50
150
250
10
66
121
4037
Hasta 0.5
0.6-1.0
1.1-2.0
Hasta 13.
15-26
27-51
100
200
300
38
93
149
4130, 5140
Hasta 0.5
0.6-1.0
1.1-2.0
Hasta 13
15-26
27-51
300
400
450
149
204
232
4135,4140
Hasta 0.5
0.6-1.0
1.1-2.0
Hasta 13
15-26
27-51
350
450
500
177
232
260
4320,5130
Hasta 0.5
0.6-1.0
1.1-2.0
Hasta 13
15-26
27-51
200
300
400
93
149
204
Hasta 2.0
Hasta 51
550
288
8630
Hasta 0.5
0.6-1.0
1.1-2.0
Hasta 13
15-26
27-51
200
250
300
93
121
149
8640
Hasta 0.5
0.6-1.0
1.1-2.0
Hasta 13
15-26
27-51
200
300
350
93
149
177
Hasta 1.0
1.1-2.0
Hasta 26
27-51
300
400
149
204
4340
8740
Tratamiento post-soldadura
La soldadura de los aceros HTLA involucra, por su alta susceptibilidad a formar estructuras
frágiles en la ZAC, la aplicación de un tratamiento post - soldadura. Este tratamiento dependerá
de las condiciones bajo las cuales se llevó a cabo la soldadura (temperatura de
precalentamiento y de entre - pasadas).
Cuando la temperatura de precalentamiento y/o de entre pasadas es cercana a la temperatura
de inicio de transformación martensítica Ms (ligeramente menor), la ZAC sufrirá la
transformación martensítica y puede haber riesgo de fisuración.
Para evitar ello, es necesario efectuar inmediatamente un tratamiento de post - calentamiento
(revenido) por medio del cual la unión soldada sea posteriormente calentada a una temperatura
comprendida entre 600-677ºC, con lo cual se transforma la martensita y se ablanda el acero.
Después del calentamiento, la pieza puede ser enfriada hasta la temperatura ambiente sin
riesgo de fisuración (figura 5.4).
245
Soldabilidad de los aceros
Temperatura
Carlos Fosca
Ciclo térmico de
la soldadura
/
La martensita
revenida
es
600-677 ° (
Figura 5.4.- Tratamiento post-soldadura (revenido)
Cuando no es posible efectuar un tratamiento de post-soldadura, esta debe ser calentada
(antes que se enfríe hasta la temperatura ambiente) a una temperatura 50 º C por encima de
Ms, de manera que la austenita residual presente en el acero se transforme en una estructura
bainítica, que es razonablemente más dúctil que la martensita (figura 5.5).
Temperatura
Se promueve la formación
de bainita que es mas tenáz
que la martensita
Ciclo térmico de
la soldadura
/
Ms + SO ºC
Figura 5.5 Enfriamiento controlado por encima de Ms
También es posible, en circunstancias en las que se quiera alcanzar las mejores propiedades
mecánicas en la unión soldada, el austenizar completamente la unión, templarla y volverla a
revenir a la temperatura adecuada. Este tratamiento asegura propiedades mecánicas óptimas y
uniformes en toda la unión (figura 5.6).
246
Soldabilidad de los aceros
Carlos Fosca
Ciclo térmico de
la soldadura
Temperatura
Se busca la formación de
martensita
revenida
que
brinda buenas propiedades
mecánicas
temple
revenido
Ms
Figura 5.6 Tratamiento de temple y revenido
La Tabla
5.1 O indica algunas recomendaciones de procesos de soldadura y materiales de
aporte para soldar aceros HTLA.
Tabla 5.1 O Propiedades mecánicas, procesos y materiales de aporte recomendados en uniones soldadas de
aceros HTLA.
Espesor Proceso de Metal de
acero
soldadura
Aporte
ª
ºC
Resistencia
a la
Límite
de
tracción
fluencia
MPa
MPa
1
GMAW Nota ª·
510
1172
1144
482
GMAW 4140
1227
1303
GMAW 4340
1251
1306
510
2
GMAW Nota ª·
510
1320
1224
GTAW 4340
204
1758
1531
3
GTAW
316
1861
Nota ª·
1634
GTAW
1779
D6
316
1503
GTAW
Nota a.4
538
1427
1544
Note que los contenidos de aleantes del metal de aporte son los siguientes:
0.18C, 1.50Mn, 0.44Si, 1.12Ni, 0.34Mo, 0.65Cr.
0.25C, 1.17Mn, 0.65Si, 1.8Ni, 0.80Mo, 1.17Cr, 0.21V.
0.25C, 0.28Mn, 0.33Si, 1.29Mo, 0.98Cr, 0.56V.
0.25C, 0.55Mn, 0.65Si, 0.50Mo, 1.25Cr, 0.30V
elonqación para 1 pulqada (25.4 mm) de lonqitud de ensayo
4130
4140
4340
4340
4335V
D6
D6
D6
a.
1.
2.
3.
4.
b.
mm
Temp.
revenido
6.35
12.7
25.4
25.4
6.35
2.38
2.38
12.7
en 2 in.
(50.8 mm)
Resistencia
a la tracción
del metal
base
7
8b
11
8
9
6b
6
7
1172
1310
1310
1310
1786
1896
1827
1586
% Elongación
Mm
MPa
247
Soldabilidad de los aceros
Carlos Fosca
5. SOLDABILIDAD DE LOS ACEROS AL C-Mo Y AL Cr-Mo
Estos aceros son una familia de aleaciones especialmente diseñados para trabajar a elevadas
temperaturas. Por esta razón, son aleados con Cr y Mo para conferirle algunas especificas.
El Cr mejora la resistencia a la oxidación a través de la formación de una capa de óxido de
cromo muy uniforme y adherente al substrato metálico, mientras que el Mo mejora la
resistencia a la fluencia en caliente o "creep"
1
.
Estos aceros tienen por tanto:
•
Elevada resistencia mecánica a temperaturas elevadas.
•
Buena resistencia a la corrosión por gases oxidantes en caliente y por gases sulfurosos.
•
Buena resistencia al hidrógeno a alta presión y temperatura.
Estos aceros tienen un amplio campo de aplicación en la industria nuclear, petroquímica,
química y de generación de energía (fabricación de calderas).
Estas aleaciones contienen de 0,5 a 9% de Cr y de 0,5 a 1,0% Mo. El contenido de C no suele
ser mayor a O, 15% en el caso de los aceros al Cr-Mo a fin de reducir el riesgo de fisuración. En
la Tabla 5.11 se muestran diferentes tipos de aceros al Cr-Mo y sus composiciones químicas
nominales.
Tabla 5.11 Composiciones químicas nominales de los aceros al Cr-Mo
Acero
tipo
e
Composición química (%) ª
Mn
1
s
1/2Cr-1/2Mo
0.10-0.20 0.30-0.60
0.045
1Cr-1/2Mo
0.15
0.30-0.60
0.045
1 1/4Cr-1/2Mo
0.30-0.60
0.15
0.030
0.30-0.60
0.030
2Cr-1/2Mo
0.15
0.30-0.60
2 1/4Cr-1Mo
0.15
0.030
3Cr-1Mo
0.30-0.60
0.15
0.030
5Cr-1/2Mo
0.15
0.30-0.60
0.030
0.15
0.30-0.60
0.030
7Cr-1/2Mo
0.30-0.60
9Cr-1Mo
0.15
0.030
9Cr-1Mob
0.08-0.12 0.30-0.60
0.010
a. Valores únicos siginifican valores máximos.
b. Más 0.18-0.25 V,0.06-0.10 Nb y 0.03-0.07 N.
p
0.045
0.045
0.045
0.030
0.030
0.030
0.030
0.030
0.030
0.020
Si
Cr
Mo
0.10-0.30
0.50
0.50-1.00
0.50
0.50
0.50
0.50
0.50-1.00
0.25-1.00
0.20-0.50
0.50-0.80
0.80-1.25
1.00-1.50
1.65-2.35
1.90-2.60
2.65-3.35
4.00-6.00
6.00-8.00
8.00-10.00
8.00-9.50
0.45-0.65
0.45-0.65
0.45-0.65
0.45-0.65
0.87-1.13
0.80-1.06
0.45-0.65
0.45-0.65
0.90-1.10
0.85-1.05
Fuente: AWS Welding Handbook Vol.4, 8 ª · Edición
1 Creep: fenómeno que produce que el material se alargue de manera continua como si se tratase de una
"goma de mascar". Este fenómeno se produce cuando el material es expuesto a una temperatura elevada
y sometido a carga mecánica.
248
Carlos Fosca
Soldabilidad de los aceros
Los aceros al Cr-Mo pueden alcanzar buen temple y, en esas condiciones, son susceptibles a
la fragilización por hidrógeno. Sus propiedades mecánicas dependen de las condiciones del
tratamiento térmico. La Tabla 5.12 muestra las propiedades mecánicas de algunos tipos de
estos aceros. Estas aleaciones son susceptibles al fenómeno de fragilización por revenido
cuando son expuestos a permanencias prolongadas a temperaturas entre 370 y 600º C. La
fragilización de revenido se produce en estos aceros por la segregación de fósforo, arsénico,
antimonio y estaño en los granos de ferrita (que se encuentran como impurezas en el metal
base y en el de aporte) en el material. Ello provoca una reducción de su tenacidad a
temperatura ambiente a niveles intolerables.
•
Tabla 5.12 Valores mínimos de la resistencia a la tracción para productos de acero al Cr - Mo
manufacturados según especificación ASTM
Forma del
producto
Forjados
Tubo
Tuberías
Fundicion
Plancha
Esfuerzo de tracción
MPa
Ksi
60 a 85
60 a 85
55 a 90
70 a 90
55 a 85
414 a 586
414 a 586
379 a 621
483 a 621
379 a 586
Esfuerzo de fluencia
MPa
ksi
30 a 65
30 a 60
30 a 60
40 a 60
30 a 60
207 a 448
207 a 414
207 a 414
276 a 414
207 q 414
Elongación
Reducción
del área,%
20 a 22
20 a 30
18 a 20
18 a 20
18 a 22
30 a 50
%
-----
35 a 45
40 a 45
Fuente: AWS Welding Handbook Vol.4, 8ª Edición
Consideraciones generales para la soldadura
1.
Para soldar estos aceros, se puede emplear todos los procesos de soldadura
convencionales.
2. El material de aporte debe permitir depositar un metal de iguales características de
composición química y propiedades mecánicas que el metal base a soldar. En la tabla se
indican algunas sugerencias sobre determinados materiales de aporte en función del tipo
de acero y del proceso de soldadura elegido. Se suelen emplear, por lo general,
consumibles de la misma composición química o ligeramente más aleados que el metal
base. La Tabla 5.13 muestra una lista de materiales de aporte recomendados para los
diferentes aceros al Cr-Mo.
249
Carlos Fosca
Soldabilidad de los aceros
Tabla 5.13 Materiales de aporte sugeridos para soldar aceros al Cr-Mo.
SMAW
Acero
GTAW,GMAW
Nota b
F9XX-EXXX-B6
F9XX-EXXX-BGH
Nota c
Nota c
Nota c
ER5059
ER80X-B8
E505T1- ó 2
EX15-B8
E6XT5-B8L
F9XX-EXXX-B8
Nota f
1Cr-1/2 Mo, 1 1/4
Cr-1/2 Mo
E801X-B2
E701X-B2L
ER80X-B2
ER70X-B2L
21/4Cr-1Mo
E901X-B3
E801X-B3L
ER90X-B3
ER80X-B3L
3Cr-1Mo
5Cr-1/2Mo
Nota b
E502-1Xd
E801X-B6
E801X-B6L
d
E7Cr-1X
E801X-B7
E801X-B7L
E505-1Xd
E801X-B8
E801X-B8L
E901X-B9
9Cr-1Mo
9Cr-1Moy
V+Nb+N
SAW
Nota b
ER502 9
ER80X-B6
E801X-B1
7Cr-1/2Mo
FCAW
E7XT5-A1
E8XT1-A1
E8XTX-B2
E8XTX-B2L
E8XTX-B2H
E9XTX-B3
E9XTX-B3L
E9XTX-B3H
Nota b
E502T-1 ó 2
E6XT5-B6
1/2 Cr - 1/2Mo
----
ER90X-B9
F8XX-EXXX-B1
F8XX-EXXX-B2
F8XX-EXXX-B2H
F9XX-EXXX-B3
F9XX-EXXX-B9
. ..
Fuente: AWS Weld1ng Handbook Vol.4, 8ª Ed1c1on
a. Para ANSI/AWS A5.5, la especificación para electrodos revestidos de baja aleación de acero a menos que
otro haya sido especificado.
b. No maquinar el cordón de soldadura, seleccionar entre 2 1/4 Cr-1Mo y 5Cr-1/2Mo
c. No maquinar el cordón de soldadura, seleccionar entre 5Cr-1Mo y 9Cr-1/2Mo
d. Clasificación original según ANSI/AWS A5.4. Especificación para los electrodos de acero al Cromo-Níquel y
Cromo con recubrimientos resistentes a la Corrosión.
e. Para ANSI/AWS A5.28. Especificación para electrodos de arco con protección de gas al menos que otro
haya sido especificado.
No maquinar el cordón de soldadura, considerar las altas aleaciones.
f.
g. Originalmente clasificado para ANSI/AWS A5.9. Especificación para electrodos de acero inoxidable y
alambres sin revestimiento.
h. Para ANSI/AWS A5.29. Especificación para los electrodos con arco de núcleo fundente de aceros de baja
aleación (usar con C02 o Ar-C02).
3. Debido a que el Cry el Mo aumentan la templabilidad de estos aceros, es imprescindible el
empleo
de
precalentamientos
durante
la
soldadura.
La
Tabla
5.14
muestra
recomendaciones sobre las temperaturas mínimas de precalentamiento y entre pasadas
para estos aceros.
4.
Debido a la buena templabilidad que tienen estos aceros, muchas veces es insuficiente un
precalentamiento para garantizar un comportamiento tenaz de la unión soldada. Ello es
particularmente cierto cuando en el acero el %Cr > 3,0 y el %C > O, 15. Por ello, es
importante aplicar tratamientos térmicos post - soldadura (PWHT). Este tratamiento térmico
alivia tensiones internas y transforma la martensita o bainita inferior que puedan estar
presentes en la unión soldada. La Tabla 5.14 muestra el rango de temperaturas
recomendadas para diferentes tipos de acero.
250
Carlos Fosca
Soldabilidad de los aceros
Tabla 5.14 Recomendaciones para la realización de tratamientos de pre- y post-soldadura en aceros al
Cr-Mo
Temperaturas de precalentamiento mínimas
recomendadas para soldadura (con bajo hidrógeno)
de aceros Cr-Mo
Rangos de temperatura de alivio de
tensiones recomendadas para aceros
Cr-Mo (tratamiento post-soldadura)
Rango de temperatura¿
Espesor
Acero1
1/2 Cr-Mo
1 Cr-1/2 Mo
11/4 Cr-1/2 Mo
2Cr-1/2 Mo
2 1/4 Cr-1Mo
3Cr-1Mo
5Cr-1/2Mo
7Cr-1/2Mo
9Cr-1Mo
9Cr-1Mo plus
V+Nb+N
1
hasta
13mm
ºC
De 13 a
25mm
ºC
Más de
25mm
ºC
38
93
149
121
149
149
149
177
177
204
177
204
Acero
ºC
1/2Cr-1/2Mo
1Cr-1/2Mo
1 1/4Cr-1/2Mo
2Cr-1/2Mo
2 1/4Cr-1Mo
3Cr-1Mo
5Cr-1/2Mo
7Cr-1/2Mo
9Cr-1Mo
9Cr-1Mo plus
V+Nb+N
621-704
621-718
677-760
704-760
732-760
Máximo contenido de carbono de 0.15%. Para un %C más 2 La temperatura no debe exceder
temperatura de revenido del acero.
alto, la temperatura de precalentamiento debe ser
aumentada entre 100 a 200 º F (38 a 93º C).
Se puede usar una menor temperatura de precalentamiento
con TIG.
5.
Los tratamientos de post - soldadura suelen disminuir la resistencia mecánica del metal
base, especialmente si este se encuentra en la condición de bonificado (temple y revenido).
El efecto es más pronunciado cuanto mayor es el tiempo de tratamiento térmico. Por ello, a
falta de especificaciones de códigos, es recomendable emplear tiempos de permanencia
de una hora por cada pulgada (25,4 mm) de espesor.
251
la
Soldabilidad de los aceros
Carlos Fosca
RESUMEN
•
Los aceros al C y de baja aleación pueden ser soldados empleando todos los procesos de
soldadura convencionales.
•
Los aceros al C con un %C < 0,3% pueden ser soldados sin dificultad.
•
Los aceros con un C.E. entre 0,45 - 0,6 deben ser pre - calentados entre 90 a 200 ºC para
evitar problemas de fisuración en frío.
•
Los aceros al C con un %C > 0,5 presentan una soldabilidad muy reducida y deben ser
pre-calentados en la medida de los posible por encima de lo
200ºC, empleándose
materiales de aporte bajos en hidrógeno.
•
Los aceros HSLA poseen una resistencia a la tracción de hasta 900 MPa y, por tanto, la
unión por soldadura debe ser realizada empleando materiales de aporte de alta resistencia
y con bajo hidrógeno.
•
Los aceros templados y revenidos poseen un %C reducido (< 0,25%C) que reduce el
riesgo de fisuración en frío durante la soldadura a pesar de la buena templabilidad de estos
aceros. Se debe pre-calentar adecuadamente y elegir el material de aporte adecuado con
el fin de garantizar propiedades mecánicas similares a las del metal base.
•
El aporte de calor debe ser lo más bajo posible a fin de evitar ablandamiento excesivo de
la ZAC. Se recomienda pasadas estrechas.
•
Los aceros HTLA poseen una elevada templabilidad y %C que pueden llegar hasta 0,4%C,
lo cual los hace muy susceptibles a la fisuración en frío. Es necesario emplear bajos
calores de aporte por pasada, precalentamientos y tratamientos post - soldadura.
252
Carlos Fosca
Soldabilidad de los aceros
CONSOLIDANDO IDEAS
Soldabilidad de aceros
Aceros al Carbono y baja aleación
Acero al
Carbono
Aceros al
C - Mn
Aceros
templados y
revenidos
Aceros
HSLA
Aceros
HTLA
Aceros
Cr- Mo
Soldabilidad
CE < CE critico
C. E.
Soldar
CE> CE critico•
Precalentamiento
Soldar
•
•
•
Alivio de tensiones
Eliminación del hidrógeno por difusión
Revenido de posibles estructuras duras
Postcalentamiento
Establecido a través de varios métodos
253
Soldabilidad de los aceros
254
Carlos Fosca
TENSIONES Y DEFORMACIONES
EN SOLDADURA
OBJETIVO
Al final de este capítulo usted estará en capacidad de:
•
Reconocer las causas que propici an la aparición de tensiones residuales y deformaciones
en las uniones soldadas.
•
Identificar las diversas técni cas empleadas para la medición de los esfuerzos residuales
ocasionados por el proceso de soldadura.
•
Describir los métodos que se emplean para reducir la presencia de tensiones residuales en
las estructuras soldadas.
•
Enunciar los di fer-entes métodos para· reducir la presencia de distorsiones en las uniones
soldadas.
Proponer medidas para dismi nuir las cjeformaéioAes prpducidas en la§i unioAes mediante la
apli_cación de técnicas de ·enderezamiento a la llama.
Tensiones y deformaciones en soldadura
Carlos Fosca
ÍNDICE
INICIANDO EL ESTUDIO
1. PRINCIPIO DE LAS TENSIONES Y DEFORMACIONES POR SOLDADURA
1.1. Conductividad térmica
1.2. Expansión térmica
2. ESFUERZOS RESIDUALES
2.1. E fuerzos residuales
2.2 Té ni a de medición de e fuerzo
2.2.1. Técnicas de relajación de esfuerzos
2.2.2. Difracción de los rayos X
2.2.3. Técnica de ultrasonido
3. ALIVIO DE TENSIONES RESIDUALES
3.1. Tratamientos térmicos
3.2. Tratamientos mecánicos
4. DEFORMACIONES EN UNIONES SOLDADAS
4.1. Efecto de la secuencia de soldadura empleada
4.2. Efecto de las múltiples pasadas
5. CONTROL DE LA DISTORSIÓN
a) Mínimo de soldaduras
b) Reducción de la introducción de calor
c)
Reducción del material de aporte
d) Subdividir la construcción en sub-conjuntos
e) Otros
6. CORRECCIÓN DE LA SOLDADURA
RESUMEN
CONSOLIDANDO IDEAS
256
Carlos Fosca
Tensiones y deformaciones en soldadura
INICIANDO EL ESTUDIO
¿Por qué se presentan
deformaciones en un
conjunto soldado?
¿Qué son las
tensiones
residuales
como
afectan
¿Cómo puedo
reducir las
tensiones.
residuales y las
deformaciones en
las soldaduras?
Antes
Después
257
Tensiones y deformaciones en soldadura
1.
PRINCIPIO
DE
LAS
Carlos Fosca
TENSIONES
Y
DEFORMACIONES
POR
SOLDADURA
1.1 Conductividad térmica
Es una propiedad física de los materiales y viene a ser la velocidad con la cual el calor fluye
a través del material. Algunos materiales como los cerámicos tienen muy mala conductividad
térmica, es decir, disipan con mucha dificultad el calor. Otros, como los metales, son muy
buenos conductores del calor y, por tanto, se enfrían con más facilidad. La Tabla 6.1 indica la
conductividad térmica de algunos metales.
Observando los valores de la
Tabla 6.1, podemos constatar
que entre los mismos metales
existen grandes diferencias en
la
velocidad
con
transmiten el calor.
que
Así, por
ejemplo, la plata y el cobre
son los metales que conducen
con mayor rapidez el calor,
mientras que un cupro-níquel .
o un acero inoxidable son
malos conductores del calor.
Tabla 6.1 Conductividad térmica de algunos metales y
aleaciones
Metal o aleación
Aluminio (99.45%)
Aluminio 6061
Cobre
Latón rojo (15% Zn)
Cupro-Níquel
Níquel (99,95%)
Monel
Plata
Hierro puro
Acero (0,23%C, 0,64%Mn)
Acero inoxidable (tipo AISI 410)
Acero inoxidable (tipo AISI 304)
Acero al manQaneso (14%Mn)
Conductividad térmica
a temp. ambiente
(cal/cm2 / ° C/s)
0,57
0,41
0,93
0,38
0,07
0,22
0,062
1,0
0,18
0,12
0,057
0,036
0,032
Más aún, si observamos las conductividades térmicas del Cu y el Ni y luego las comparamos
con su aleación Cu-Ni, se puede comprobar que la conductiviad térmica no es un valor
intermedio entre ambas; sino, por el contrario, menor que en los dos metales puros.
La conductividad térmica depende fuertemente de la temperatura.
¿Qué incidencia práctica tiene la conductividad térmica en la soldadura de estos metales
y aleaciones?
Cuando se suelda un metal, este recibe calor muy puntual y luego lo transfiere (disipa) dentro
del material gracias a su conductividad térmica. Si la conductividad térmica del metal es alta,
la disipación será elevada y se producirá una disminución rápida de la temperatura en la zona
caliente. En cambio, si la conductividad térmica del metal es baja, la zona del metal caliente
permanecerá así por un período de tiempo mayor y hará más lento su enfriamiento.
258
Car/os Fosca
Tensiones y deformaciones en soldadura
La elevada conductividad térmica del cobre, por ejemplo, es la razón por la cual para soldarlo
se requiere un elevado calor de aporte (heat input) o precalentar la pieza con el objeto de
obtener una unión adecuada.
Como se ha visto en capítulos anteriores, el ciclo térmico (calentamiento/enfriamiento) que
sufre un metal durante su soldadura condiciona los cambios microestructurales que el metal o
aleación sufre y ello, a su vez, afecta las propiedades mecánicas de manera significativa. Por lo
tanto, la conductividad térmica es una propiedad física muy importante a considerar durante el
proceso de soldadura; pues ella puede condicionar el calor de aporte necesario para unir
satisfactoriamente dos metales.
1.2 Expansión térmica
La expansión térmica es el cambio de longitud que experimenta un material cuando su
temperatura es incrementada. La dilatación o expansión térmica viene expresada por la
siguiente relación:
&=a.�T
Donde E: es la dilatación lineal (elongación térmica)
t:.T: es el incremento de temperatura que ha experimentado el material
a : coeficiente de dilatación térmica (° C-1)
Al igual que la conductividad térmica, el coeficiente de expansión térmica depende de la
temperatura. La Tabla 6.2 muestra los coeficientes de algunos metales a la temperatura
ambiente.
Tabla 6.2 Coeficiente de expansión
térmica de algunos materiales
Material
Aluminio
Latón y bronce
Cobre
Plomo
Acero
Invar (Ni-Fe)
Coeficiente de
expansión
térmica
(ºCI )
24xl0-o
19xl0-o
l 7x10-o
29xl0-6
l lxl0-0
0,9xl0-o
259
Tensiones y deformaciones en soldadura
Carlos Fosca
Si tomamos como ejemplo una barra de 1 m de longitud fabricada de acero y ésta se calienta
desde los 20 º C hasta 120 º C, la dilatación que se producirá en la barra será:
fil
& = -= a.fiT
lo
fil= 1 lxl0 -6 *100
fil= 10 .a.fiT
= lIOOxl0 -6 m = I,Imm
La barra de acero se dilataría 1, 1 mm
Durante la soldadura, el calentamiento local produce que el material sufra dilataciones en
determinadas zonas de la pieza; ello puede traducirse en distorsiones o incluso en el origen de
tensiones residuales.
Además de la conductividad térmica y del coeficiente de dilatación, existen otras propiedades
físicas del material que influyen de manera importante en la soldadura, como son el punto de
fusión, el calor específico, el límite elástico y el módulo elástico.
260
Tensiones y deformaciones en soldadura
Carlos Fosca
2. ESFUERZOS RESIDUALES
2.1 Esfuerzos residuales
Los esfuerzos residuales son esfuerzos que están presentes en el interior del material y que
permanecen en él cuando se eliminan todas las cargas aplicadas. Las tensiones residuales
originadas por la soldadura se producen como consecuencia de las diferentes dilataciones y
contracciones generadas al calentar localmente el material y también por los cambios
dimensionales que son inducidos por las transformaciones microestructurales que se
pre entan.
Los esfuerzos residuales pueden ser macroscópicos o microscópicos. Las dilataciones
producidas por el calentamiento de una plancha durante su soldadura pueden originar
esfuerzos residuales macroscópicos, mientras que transformaciones microestructurales (como
la formación de martensita en el acero) pueden dar origen a esfuerzos microscópicos.
Imaginemos que tenemos una estructura constituida por tres barras, dos de las cuales (las
externas) son de cobre; mientras que la barra central es de acero. Originalmente, todas tienen
las mismas dimensiones y están unidas rígidamente a dos bloques de acero (figura 6.1 a).
Cuando este componente está a 20 º C (temperatura a la cual fue montado), los esfuerzos
residuales en la estructura son nulos.
Cu
Cu
Fe
Situación inicial
(a)
En ausencia de la unión,
las barras se dilatan
libremente
cuando
el
sistema es calentado.
(b)
Cuando están unidas, las barras
se deforman igual, obligando a
que las de cobre se compriman y
la
de
hierro
se
alargue
adicionalmente
(aparición de
esfuerzos residuales).
(c)
Figura 6.1
261
Carlos Fosca
Tensiones y deformaciones en soldadura
Cuando este componente es calentado hasta los 120 º C, provoca la dilatación de las barras. Sin
embargo, los coeficientes de dilatación para el acero y el cobre son diferentes, lo que
provocaría alargamientos distintos (Figura 6.1b). Pero al estar todas ellas unidas entre sí a
través de un elemento rígido e indeformable, el alargamiento de cada una de ellas debe ser el
mismo. Por lo tanto, la barra de hierro que se dilata menos que las barras de cobre deberá
alargarse adicionalmente y las barras de cobre deberán comprimirse hasta alcanzar un estado
final en el que las fuerzas de compresión y de tracción internas estén en equilibrio (Figura
6.1c). Si la longitud de las barras es de 1 m, la dilatación producida en las barras de cobre y
acero por el aumento de la temperatura será:
= !0 .acu ·l::!..T = lxl 7xl0 -o xl 00 = 1.7 imn
1::!..lFe = lo .aFe .b..T = lxl 1 xl o -Q xl 00 = l. l 1mn
l::!..lcu
Si ahora asumimos que en realidad todo el sistema debe alargarse un "t.l", de manera que las
fuerzas internas alcancen el equilibrio, tendríamos la siguiente relación:
La barra de hierro debe alargarse una longitud adicional "t.1- 1.1"
Las barras de cobre deben comprimirse una longitud igual a "1.7 - M'
Para alcanzar estas condiciones, deben aparecer fuerzas internas que actúen en las
direcciones de las deformaciones. Por tanto, en la barra de acero aparecerá un esfuerzo
interno (residual) de tracción (crFe) y las barras de cobre estarán sometidas a un esfuerzo de
compresión (crcu). Como el sistema de fuerzas internas finalmente debe alcanzar el equilibrio,
se debe cumplir que:
crFe
x Area = 2crcu X Area
Asumiendo que las barras se encontrarán sometidas a esfuerzos en el campo elástico lineal y
que son geométricamente iguales (igual área y longitud inicial), podemos relacionar los
esfuerzos internos con las deformaciones a través de:
O"cu
= Ecu· &cu y crFe = EFe· &Fe· Reemplazando en la ecuación anterior se tiene:
2.10 4 (.M -1.1.) = 2xl.24.10 4 (1. 7 - M)
1000
1000
262
Tensiones y deformaciones en soldadura
Carlos Fosca
Resolviendo la ecuación anterior se tiene que .0.I = 1,43 mm. Estas condiciones provocan la
presencia de esfuerzos internos de tracción en el acero de crFe = 70MPa y esfuerzos de
compresión en las barras de Cu de 35 MPa.
¿Cómo se distribuyen los esfuerzos residuales en una soldadura?
Para visualizar mejor cómo se distribuyen los esfuerzos residuales en una estructura soldada
tomemos un caso muy sencillo: una soldadura a tope de dos planchas. La figura 6.2 muestra
los esfuerzos internos a lo largo del cordón (cr x) y los esfuerzos transversales al mismo (cry)
En ella se puede apreciar que a lo largo del cordón se forman altos esfuerzos residuales de
tracción, los cuales descienden rápidamente conforme se alejan de la soldadura hasta
convertirse en esfuerzos residuales de compresión en el material base. Aquí es importante
tener en cuenta dos variables: el esfuerzo residual máximo de tracción presente (crmax) y el
ancho de la zona traccionada (2f). De acuerdo con ello, la distribución de las tensiones
residuales longitudinales puede ser aproximada a la siguiente relación:
O"
_ {1-( f)'} Mr1n
,(y)- 0",,,
0,
y
e
y
y
compresión
tracción
j oV
X
X
b
ºm
o,..
2f = b
(a)
y
(b)
y
Figura 6.2 Distribución de esfuerzos residuales en una plancha debido al proceso de soldadura
263
Carlos Fosca
Tensiones y deformaciones en soldadura
La misma soldadura provoca esfuerzos
_ __
residuales transversales al cordón, pero
-
de menor magnitud. Sin embargo, pueden
aumentar
cuando
se
restringe
O"! _ / Con restricción
-- t
1.�
t
TENSION
la
��
contracción lateral de las planchas al
momento de soldarlas.
La figura 6.3
muestra la distribución de estos esfuerzos
en la misma plancha soldada. Cuando las
planchas
son
fijadas
a
través
de
Figura 6.3 E fuerzos Residuales
dispositivos de manera que se impide su
deformación en la dirección perpendicular al cordón, aparecen esfuerzos de tracción uniformes
a lo largo de la soldadura que se suman a las tensiones residuales e incrementan la tensión
máxima en la dirección transversal.
La soldadura en filete también produce
Tensiones
longitudinales
Tensiones
transversales
tensiones residuales y genera siempre que
el cordón este sometido a esfuerzos
internos de tracción, tanto longitudinales
como
transversales,
como
se puede
apreciar en la figura 6.4.
En el caso de la soldadura de tuberías, la
distribución de las tensiones residuales es
algo
más
compleja:
circunferenciales
las
presentan
costuras
esfuerzos
residuales longitudinales, circunferenciales
y momentos flectores
Figura 6.4 Tensiones longitudinales y transversales
cuya magnitud y
sentido dependen del diámetro y espesor
de pared de la tubería, del diseño de la
junta soldada y del procedimiento de soldadura empleado. La figura 6.5 muestra la distribución
de tensiones residuales presentes en la soldadura circunferencial de una tubería de acero de
bajo carbono. Se puede apreciar que los esfuerzos circunferenciales en la superficie (interior
y exterior de la tubería) son de tracción.
264
Tensiones y deformaciones en soldadura
Carlos Fosca
Esfuerzos longitudinales
.,.,.___
111
Diámetro: 760 mm
Espesor de pared: 11 mm
Distancia del cordón de soldadura (mm)
100
+40
+20
200
300
Sup. Exterior
Sup. interior
X
o
X
-20
-40
o
2
4
6
8
300 +40
150
circunferencial
10
12
100
+20
,.
,,...
-20
o
14
-40
X
-.
2
4
-150
X
longitudinal
X
o
o
x Sup. interior
X\
o
300
Sup. fü.'terior
X
' 'll
200
6
8
10
12
-300
14
Distancia del cordón de soldadura (pulg.)
Figura 6.5 Esfuerzos longitudinales y circunferenciales
En soldaduras de aceros de bajo carbono (dúctiles), el valor máximo del esfuerzo residual (cr m )
puede llegar a ser incluso el del límite de fluencia del acero.
¿Son peligrosas las tensiones residuales en las uniones soldadas?
Los esfuerzos residuales pueden disminuir considerablemente la resistencia a la tracción de las
estructuras soldadas cuando estas se encuentran sometidas a determinados mecanismos de
deterioro, especialmente favorecidos por la aplicación de bajos esfuerzos de carga en servicio.
Para entender ello, es importante analizar el gráfico de la figura 6.6. En él se aprecian dos
planchas soldadas a tope y como consecuencia del calor de la soldadura se producen en la
estructura tensiones residuales longitudinales representadas por la curva A. Esta primera curva
se caracteriza por tener un alto nivel de tensiones residuales en el centro del cordón, pero
siempre menores al límite de fluencia del material (curva D). Si ahora esta estructura soldada
es sometida en servicio a esfuerzos externos uniformes de magnitud cr = cr1, las tensiones
resultantes serán la suma de éstas y de los esfuerzos residuales. Siendo la zona del cordón la
265
Tensiones y deformaciones en soldadura
Carlos Fosca
más solicitada en estas condiciones, los esfuerzos allí presentes pueden alcanzar el límite de
fluencia y provocar su plastificación local. Cuando se produce la plastificación de una región
del material, ésta libera sus tensiones residuales redistribuyendo las restantes como se indica
en la curva E. Si la estructura está sometida a esfuerzos de tracción más altos (cr = cr2), mayor
será la plastificación local de la zona más tensionada (cordón de soldadura), obteniéndose
redistribuciones de las tensiones residuales que reducen sus valores máximos (ver curvas E y
F comparadas con la curva A). El resultado final será un menor efecto de las tensiones
residuales sobre el comportamiento mecánico de la estructura.
Por ello, las tensiones residuales no juegan un papel decisivo en estructuras fuertemente
solicitadas; pero, en cambio, sí son determinantes en la vida del componente soldado
cuando é te e haya sometido a bajos esfuerzos mecánicos y a mecanismos de daño, como
fractura frágil, fatiga y corrosión bajo tensión.
t t ttt t tt tt
A: tensiones residuales originales
I
____ ,..... I
tracción
/
'
D
'�C
........
'
B
'' __ __ �
..,....
A
E
F
j
1
B: distribución de esfuerzos cuando se aplica
una carga externa cr 1
C: distribución de esfuerzos cuando se aplica
una carga externa cr2
D: distribución de esfuerzos del límite de
fluencia.
E: distribución de esfuerzos después que se
aplica cr 1 y se distensiona.
F: distribución de esfuerzos después que se
compresión
aplica cr2 y se distensiona.
Y-Y
Figura 6.6
La resistencia a la fatiga de una estructura soldada se ve favorecida si ésta presenta
esfuerzos residuales de compresión en su superficie. Asimismo, es posible que estas tensiones
residuales puedan irse liberando durante la carga cíclica y, por tanto, sus efectos en la
resistencia a la fatiga de las uniones soldadas sean poco importantes.
266
Carlos Fosca
Tensiones y deformaciones en soldadura
En presencia de ambientes corrosivos, los esfuerzos residuales pueden provocar la fractura
en materiales sin necesidad de que estén sometidos a cargas externas. Esto es
particularmente severo cuando los mecanismos son corrosión bajo tensión y fragilización por
hidrógeno. La Tabla 6.3 muestra algunas combinaciones de metales y ambientes que pueden
provocar corrosión bajo tensión
Tabla 6.3
Aleación
Ambiente agresivo
Acero de bajo carbono
Nitratos, hidróxidos, sulfuro de hidrógeno
Acero inoxidable (>12%Cr)
Haluros, sulfuros de hidrógeno, vapor
Acero inoxidable austenítico (18%Cr-8%Ni)
Cloruros, hidróxidos
Aleación de aluminio
Cloruro de sodio, ambientes tropicales
Aleación de titanio
Ácido nítrico fumante, hidrocarburos dorados
2.2 Técnicas de medición de esfuerzos
Los esfuerzos residuales se pueden medir a través de las siguientes técnicas:
1. Técnicas de relajación de esfuerzos
2. Difracción de rayos X
3. Técnica de ultrasonido
2.2.1 Técnicas de relajación de esfuerzos
Se basan en el hecho de que las tensiones residuales siempre están en el rango elástico y, al
provocar una relajación del material, a través de seccionamiento, taladrado, etc. del elemento,
se produce una liberación de las tensiones internas que provoca una deformación, la cual
puede ser medida a través de bandas extensométricas (strain gages) fijadas a la superficie del
metal (Figuras 6.7 y 6.8).
Las bandas extensométricas son filamentos embebidos en una lámina de
plástico que se adhieren a la superficie sobre la cual se quiere medir las
deformaciones. Cuando se produce una deformación en el material, la galga
también se distorsiona modificando la longitud de los filamentos y con ello su
resistencia eléctrica. Entonces, a través de las variaciones de la resistencia
eléctrica de estas galgas, es posible medir las deformaciones de cualquier
componente (Figura 6.9).
Figura 6.7
267
Carlos Fosca
Tensiones y deformaciones en soldadura
Strain gage
Ubicación de la roseta de
strain gages
Roseta de strain gages para medir
deformaciones
Figura 6.8 La roseta es colocada en la superficie del metal y en el centro de la misma se taladra una
pequeña cantidad de material para liberar las tensiones residuales en esa región
Resulta claro que la técnica mide variaciones de deformación y no estados absolutos. Si el
material tenía una deformación al momento de colocarse la banda extensométrica, ésta no
podrá medir el estado inicial de deformación y sólo medirá cualquier deformación posterior a
partir de este estado inicial. Por lo tanto, tensiones residuales presentes en un elemento no
pueden ser determinadas directamente una vez que hemos adheridos las galgas a éste;
quedarán ocultas a la medición a menos que se altere el estado inicial y se pueda medir el
efecto de estas tensiones a través de deformaciones originadas por ellas.
Para medir tensiones residuales, se emplea un método denominado "The Hole-Drillinq Strain
Gaqe Method", que está normalizado de acuerdo a la norma ASTM Standard E837.
m<--Eyepe1ce
Mícroscope --+
Tube
g
L�:;� ::,_, 1
j
lvficromeler
.6.diustmert --+ ....___,..,
Mi crome-ter
Verucal Height
/ Adjuolmenls
"
[3)
"/
Locking
Nuls
+--Cap
��*��<:;i,,,;.,¡;(<�+--Pad
Figura 6.9: Una vez colocada la roseta en la superficie del componente, se coloca
un posicionador de precisión de forma que se mida la correcta ubicación de una
broca respecto al agujero de la roseta. Luego se extrae el microscopio y se coloca la
broca sobre la guía con el fin de proceder al taladrado de una pequeña porción del
material y provocar la liberación de las tensiones residuales a través de
deformación, que es medida por la roseta de strain gages
268
Tensiones y deformaciones en soldadura
Carlos Fosca
2.2.2 Difracción de los rayos X
Las deformaciones elásticas en los metales pueden ser estimadas a través de la medición de
los cambios en el espaciado interatómico usando la técnica de difracción de rayos X. Con esta
técnica, se pueden determinar deformaciones superficiales en una pequeña área (algunos
mm\ Esta técnica es no-destructiva y es posible hoy en día realizarla en campo (Figura 6.1 O).
Figura 6.10
El principio de la medición de tensiones residuales se basa en el hecho que cuando un material
cristalino es sometido a un esfuerzo mecánico la red cristalina se distorsiona, produciéndose un
cambio en las distancias interatómicas. El cambio en el espacio interatómico es siempre
proporcional a la tensión.
2.2.3 Técnica de ultrasonido
Frente a la técnica de difracción de RX, la determinación de tensiones residuales mediante la
técnica de ultrasonido tiene ciertas ventajas, como su carácter no destructivo, su aplicación
sencilla en obra y la ausencia de medidas de seguridad durante su aplicación.
Las tensiones residuales pueden ser correlacionadas con la velocidad de propagación de
una onda en el interior del material. Sin embargo, el cálculo preciso de los esfuerzos residuales
es un tanto complejo y da un valor promedio de los esfuerzos existentes a lo largo del camino
que recorre la onda en el interior del material. A diferencia de la técnica de difracción de RX, el
método de ultrasonidos permite conocer esfuerzos residuales en el interior.
En resumen, tanto la técnica de ultrasonido como la de difracción de RX son costosas, tanto
por el equipo que requieren como por el desarrollo de la medición.
269
Carlos Fosca
Tensiones y deformaciones en soldadura
La Tabla 6.4 muestra un resumen de las técnicas más empleadas en la determinación de los
esfuerzos residuales en un material.
Tabla 6.4 Técnicas para medir las tensiones residuales en un material
Bandas extensométricas
Técnica de difracción de RX
Técnicas basadas en propiedades sensibles a la
tensión
Técnica de propagación de grietas
•
•
•
•
•
•
•
Perforado de placa
Mecanizados sucesivos
Método de seccionado
Ultrasonido
Dureza
Por hidrógeno
Por corrosión bajo tensión
3. ALIVIO DE TENSIONES RESIDUALES
¿Cómo se pueden aliviar las tensiones residuales?
Las tensiones internas se originan en complejas interacciones térmicas y/o mecánicas. Por
consiguiente, los métodos de alivio de tensiones residuales se basan justamente en
tratamientos térmicos y/o mecánicos.
3.1 Tratamientos térmicos
Consisten en calentar la unión soldada a una temperatura y a un período de tiempo.
determinado. Cuando es posible, todo el componente soldado es introducido en un horno y
cuando no se puede, se somete sólo la unión a un calentamiento local.
Cuando el material es sometido a un calentamiento, se produce en él una disminución de su
límite elástico; como las tensiones residuales en los cordones de soldadura (especialmente las
longitudinales) pueden alcanzar valores muy cercanos a éste, el nivel de las tensiones
residuales se reducirá al redistribuirse para mantener el equilibrio de fuerzas.
También es posible que se presenten mecanismos de termofluencia que relajen las tensiones
durante el tratamiento térmico; sin embargo, para alcanzar un efecto importante se requieren
permanencias prolongadas que no siempre son posibles en la práctica.
Para alcanzar óptimos resultados en el tratamiento térmico de alivio de tensiones, es
importante ejecutar de manera correcta cada una de las etapas del tratamiento térmico:
velocidad de calentamiento, temperatura y tiempo de calentamiento, y velocidad de
270
Tensiones y deformaciones en soldadura
Car/os Fosca
enfriamiento. En la medida de lo posible, es necesario garantizar que el incremento o
disminución de la temperatura sea lo más uniforme posible en el componente soldado con fin
fin de no generar nuevas tensiones residuales.
La Tabla 6.5 muestra los rangos de temperaturas recomendados por algunos códigos
internacionales para aceros comunes de recipientes a presión:
Tabla 6.5
,____
ANCC
ASME
º
º
BS
DnT
Acero al C/C-Mn
600 - 650 C
> 593 C
580 -620 C
550 - 600 º C
Acero C-1/2Mo
620 - 670 º C
> 593 º C
650 - 680 º C
580 - 620 º C
1Cr -1/2 Mo
630 - 680 º C
> 593 º C
630 - 670 º C
620 - 660º C
21/4 Cr - 1/2 Mo
660 - 710 º C
> 677 º C
680 - 720 º C
625 - 750 º C
5Cr - 1/2 Mo
680 - 730 º C
> 677º C
71O - 760 º C
670 - 740 º C
3 1/2 Ni
550 - 61 O º C
> 593 º C
580 - 620 º C
550 - 590 º C
9 Ni
Por acuerdo
No especificado
No requerido
No especificado
º
ANCC: Associazione Nazionale per el Controllo della Combustione
ASME: American Society Mechanical Engineering
BS: British Standard
DnT: Den Norske Trvkkebeholdekomite
Como práctica para aliviar tensiones en soldaduras de acero dúctil, se suele emplear un
calentamiento de una hora por cada pulgada (2,54 cm) de espesor de plancha, teniendo en
cuenta que planchas de 0,64 cm (1/4") de espesor deben ser calentadas por quince minutos a
la temperatura de alivio de tensiones.
3.2. Tratamiento mecánico de alivio de tensiones
Este tratamiento se realiza a temperatura ambiente y el material a distensionar debe ser lo
suficientemente dúctil como para producir la deformación local necesaria para aliviar las
tensiones. Una forma de realizar este tratamiento es a través de un granallado de la superficie
(shot peening) que induce esfuerzos residuales de compresión, los cuales contrarrestan el
efecto de los posibles esfuerzos residuales de tracción y mejoran la resistencia a la fatiga del
componente.
Otra forma de aplicar este tratamiento de alivio de tensiones es martillando la unión soldada o
aplicando vibración mecánica a través de un equipo que se conecta con la estructura y
ejecuta el tratamiento mecánico sobre una gran superficie del componente (Figura 6.11)
271
Carlos Fosca
Tensiones y deformaciones en soldadura
Figura 6.11 Un equipo de vibración mecánica es instalado en la estructura soldada en la que se quiere
aliviar tensiones residuales
4. DEFORMACIONES EN UNIONES SOLDADAS
Como se ha comentado anteriormente, las deformaciones en uniones soldadas son
ocasionadas por los calentamientos locales consecuencia del proceso y de los enfriamientos
posteriores. Por tanto el nivel de distorsión producida estará en función de un sinnúmero de
factores que están presentes siempre en la soldadura.
La figura 6.12 muestra representativamente algunas de las distorsiones más comunes
presentes en las uniones soldadas.
4.1 Efecto de la secuencia de soldadura empleada
La secuencia de soldadura empleada tiene un efecto importante sobre el nivel de contracción
transversal o sobre la energía elástica almacenada en las juntas que han sido inmovilizadas
mecánicamente durante la soldadura para evitar su deformación.
4.2. Efecto de las múltiples pasadas
Asimismo, se ha comprobado que soldaduras hechas con una sola pasada (block welding)
tienen menores niveles de distorsión o de energía elástica almacenada (es decir, tensiones
residuales) que la misma unión realizada en múltiples pasadas.
272
Tensiones y deformaciones en soldadura
. Carlos Fo:;;ca
La cantidad de contracción transversal que se puede tener durante la soldadura a tope de
planchas puede ser estimada mediante la siguiente fórmula:
S(mm) = 0.2 �, +l.l25d
t
Donde:
S = contracción transversal (mm)
Aw = sección transversal de la soldadura (mm2)
t = espesor de la plancha (mm)
d = apertura de raíz (mm)
A partir de la relación anterior, se puede deducir que la contracción transversal debida a la
soldadura es mayor cuanto más delgada sea la plancha a soldar. Esto es cierto cuando se
comparan los mismos calores de aporte aplicados durante la soldadura; pues cuando el
espesor de la plancha es mayor, será necesario aplicar más de una pasada y, en este caso, el
efecto sobre la contracción transversal cambia.
Si la junta soldada ha sido inmovilizada mecánicamente, el grado de contracción o distorsión
transversal disminuirá en función del nivel de rigidez de la fijación existente.
Cuando se efectúan soldaduras multipase, la contracción transversal de la junta se incrementa
con el número de pasadas y es mayor en la primera pasada. La ecuación para la contracción
transversal para estas condiciones será:
S = So + b (Log w - Log w0 )
Donde:
S = contracción transversal
So = contracción transversal después de la primera pasada
w = peso total de metal depositado
wo = peso de metal depositado en la primera pasada
b = constante
273
Tensiones y deformaciones en soldadura
Carlos Fosca
De acuerdo con esta relación, para reducir la contracción transversal se pueden aplicar las
siguientes técnicas:
a.
Disminuir el peso total de metal depositado
(comparar B con B').
b.
Reducir la constante b (comparar B con C).
Ello se puede conseguir reduciendo la
oe
apertura de raíz o asegurando las planchas a
D
soldar.
c.
O B
A'
Depositar una mayor cantidad de metal en la
primera pasada (comparar segmento AB con
og (w)
A'D).
La Tabla 6.6 muestra el efecto de las diferentes variables de soldadura sobre la contracción
transversal de la junta soldada.
Tabla 6.6
Variable
Efecto sobre la contracción
Apertura de raíz
Aumenta cuando la apertura de raíz aumenta
Diseño de la junta
Junta en V simple produce más contracción que una junta en V
doble
Diámetro del electrodo
Disminuye cuando se emplea un mayor diámetro del electrodo
Grado de fijación
Disminuye con el aumento de la fijación de la unión
Tipo de electrodo
Tiene un efecto menor
Otra deformación importante que se presenta en las uniones soldadas es la referente a la
distorsión angular, como se puede apreciar en la figura 6.13.
274
Tensiones y deformaciones en soldadura
Carlos Fosca
Distorsión angular
Contracción transversal
1r
r----..=...;::::..;��=....:=--=::;......--,-,
1
1
1
Distorsión angular en
soldadura de filete
Contracción
longitudinal
Eje neutro
Distorsión por efecto de soldadura por
encima del eje neutro
Distorsión por efecto de soldadura por
debajo del eje neutro
Figura 6.12 Distorsión en uniones soldadas
275
Tensiones y deformaciones en soldadura
Carlos Fosca
Distorsión angular producida por la soldadura. Material: acero
St37
SMAW, 3 pasadas
GMAW, 1 pasada
1º
w -,
C'\j'
3,5
1º
°
Oº
SMAW, 5 pasadas
GMAW, unión
doble V
1/3 SMAW +
2/3 SAW
SMAW, 8 pasadas
NI
N'
7º
2º
13 °
5º
º'
NI
SMAW, 22 pasadas
SAW, 2 pasadas
Figura 6.13
276
�·
8 '
Tensiones y deformaciones en soldadura
Carlos Fosca
5. CONTROL DE LA DISTORSIÓN
La presencia de distorsión es casi inevitable en un proceso de soldadura. Sin embargo, es
posible minimizarla optimizando el diseño y la ejecución planificada del efecto. Para ello se
deben de tener en cuenta los siguientes detalles:
a) Mínimo de soldaduras.
b) Reducir la introducción de calor.
c) Reducir el material de aportación.
d) Subdividir la construcción soldada (diseño)
e) Fijar la secuencia de soldadura.
a) Mínimo de soldaduras
La mejor construcción soldada es, sin duda, la que reduce a un mínimo la cantidad de
soldaduras y consta de un mínimo de piezas.
b) Reducción de la íntroducción del calor
Para cada soldadura, dependiendo del material, espesor, etc., habrá que elegir el
procedimiento de soldadura adecuado para introducir el calor mínimo por unidad de tiempo.
c) Reducción del material de aporte
La elección del tipo de bisel para cada soldadura es de gran importancia. En las soldaduras a
tope, se elegirá un bisel de poca abertura que puede ser de 60 ° para soldadura manual y
menor para soldadura automática o semiautomática (arco sumergido, MIG, MAG).
La separación entre labios (GAP) será mínima con objeto de que la sección de soldadura se
reduzca. En las soldaduras a solape no se rebasará la medida de cálculo indicada en los
planos, sino que se mantendrá estrictamente a lo indicado.
d) Subdividir la construcción en subconjuntos
Cuando se trata de soldar construcciones grandes, en el diseño ya se indicarán los
subconjuntos a soldar, con lo cual se ahorrará tiempo en el manejo y se reducirá a un mínimo
las tensiones (figura 6.14).
Se soldará desde dentro hacia fuera; primero las soldaduras a tope y después a solape;
primero las cortas y después las largas; primero las transversales, luego las longitudinales. En
depósitos, se soldarán primero las longitudinales y luego las circunferenciales.
277
Carlos Fosca
Tensiones y deformaciones en soldadura
e) En construcciones soldadas críticas, hemos de fijar la secuencia de cada cordón con objeto
de reducir tensiones o deformaciones (figura 6.14).
recargue
Longitud
promedio:
8-10 pulg.
1f
Sentido de
movimiento
del electrodo
l
Dirección de la soldadura
Soldadura de
tanques
Soldadura en lazos
1-©
1 ?
Plancha larga
----2---r--- , ------4---··-·· 5
-·· ·--- ---·
- Paso de peregrino
· 2--t-3---·i--4-
Plancha corta
5- i
Figura 6.14
278
Carlos Fosca
Tensiones y deformaciones en soldadura
A través del ensamble
a. Colocando los componentes en posiciones que contrarresten las distorsiones que se
producirían durante la soldadura (figura 6.15).
b.
Ensamblando la estructura en su posición correcta antes de soldar y usando algunos
elementos rigidizadores que impidan la distorsión durante y después de la soldadura
(figura 6.16).
(9Q -l
X
)O
0)
Figura 6.15 Las partes a soldar son colocadas en posiciones que compensen las distorsiones
producidas durante la soldadura
soldadura
cuña
Figura 6.16
279
Tensiones y deformaciones en soldadura
Carlos Fosca
El método de ensamble con rigidizadores es el método preferido, debido a que es el más
simple de poner en práctica. La fijación puede ser a través de prensas o por soldadura (tack
weld). Si bien este método evita las distorsiones, puede provocar tensiones residuales
importantes.
En soldadura de costuras largas, la contracción del metal depositado tiende a cerrar las
esquinas a soldar provocando incluso que se solapen. Esto es especialmente cierto, sobre todo
en soldadura de arco eléctrico manual (SMAW) como se puede apreciar en la figura 6.17.
)
Figura 6.17. Los extremos libres de la soldadura se tienden a juntar cuando se emplea soldadura
eléctrica manual (SMAW); mientras que si empleamos arco sumergido (SAW), los extremos libres se
separan.
Para evitar esto, se colocan cuñas como se muestra en la figura 6.18. Las cuñas deben ser
movidas conforme el cordón avanza. El espaciado entre cuñas depende del tipo de material y
su espesor. El espaciado para planchas metálicas superiores a 3.2 mm (1/8") de espesor es
aproximadamente como sigue:
Metal
Acero
Latón y bronce
Aluminio
Cobre
Plomo
Pulg/pie
1/4 to 3/8
3/16
1/4
3/16
5/16
Cuñas colocadas aprox. 18" J
a partir del frente del cordón ·
Figura 6.18
280
!
���c::1
¡¡ l
+
Jj
1
--f t t t 11
Dirección de la
soldadura
contracción
Carlos Fosca
Tensiones y deformaciones en soldadura
Platinas de espesor menor a 1,6 mm (1/16") pueden ser soldadas sin distorsión empleando el
dispositivo de la figura 6.19. En estas condiciones, la soldadura puede ser efectuada sin
material de aporte.
Soporte de
montaje
Platina metálica
Placa de
refrigeración
Platina metálica
Figura 6.19 Dispositivos para evitar distorsiones durante la soldadura de platinas.
El precalentamiento puede ser usado como un método para reducir la distorsión en la
soldadura, como se puede apreciar en la figura 6.20. Es importante observar que si el
precalentamiento se ejecuta en la parte superior de una junta, en "T" se produce un incremento
de la distorsión angular para algunas combinaciones de espesor y condiciones de soldadura,
que se representan a través del parámetro "Z", el cual es determinado a través de la siguiente
ecuación:
I
Z=-t)v.t
Donde:
= corriente de soldadura
t = espesor de la placa horizontal
v = velocidad de soldadura
1
Por el contrario, el precalentamiento ejecutado en la base de la unión ayuda a reducir la
distorsión angular para todas las combinaciones de espesor y condiciones de soldadura.
281
Tensiones y deformaciones en soldadura
Carlos Fosca
Z (A· s 1 ' 2 /cm 2 )
600
400
200
800
1,25
CJ
o 1,00
CJ
0.75
o:: 0,50
:J
200(¿
CJ 0,25
<(
o
400
45,26 {
3000
2000
1000
z
4000
5000
(A. s, ,,2;¡n2)
Figura 6.20
6. CORRECCIÓN DE LA SOLDADURA
Cuando la distorsión aparece en la unión soldada, es posible reducirla a través de algunas
técnicas, siendo una de las más comunes el enderezado por llama, La zona deformada es
calentada por un calentamiento local entre 600 º - 650 º C y enfriada posteriormente con agua o
aire.
Para el enderezado por llama, se puede emplear un
equipo ordinario de soldadura oxigas, El tipo de
soplete se elegirá de acuerdo a la aplicación y al
espesor del metaL Se pueden emplear boquillas de
llama única o multillamas y sopletes multiboquilla, Las
boquillas multillama se emplean para enderezado de
piezas de más de 20 mm de espesor, Los sopletes
multiboquilla son empleados para enderezar grandes
"""' "'
superficies
de
chapa,
tales
como
superestructuras en buques (figura 6,21 ),
Figura 6.21 Aplicación del enderezado
por llama de una pieza soldada
282
cubiertas
y
Tensiones y deformaciones en soldadura
Carlos Fosca
Tubo metálico
,,.
Antorcha de
oxi gas
'¡¡
;,.¡
, ,,· /, Agua y agua en
'·- spray
Manguera
para el agua
,'
\
Las áreas calentadas se contraen
posteriormente durante su enfriamiento
La plancha fría restringe la dilatación
del cordón de soldadura calentado
Figura 6.22 Procedimiento de enderezado por llama
Los aceros estructurales, los aceros para recipientes a presión y los aceros bonificables
pueden ser enderezados por llama. Para ello, es importante que la temperatura de
º
enderezado nunca sobrepase los 700 C (en el caso de los aceros bonificados nunca más alta
que su temperatura de revenido). El calentamiento debe efectuarse en llama neutra o en
llama oxidante. En este último caso, al haber una mayor temperatura e intensidad de llama, el
tiempo de enderezado se reduce.
En el caso de los aceros inoxidables es importante calentar la superficie con llama oxidante
(tiempos de permanencia cortos) y enfriar rápidamente con agua o aire comprimido
inmediatamente después del calentamiento.
El aluminio y sus aleaciones se pueden enderezar por llama (neutra) calentando la pieza entre
350 º y 400 º C.
Dependiendo del tipo de pieza a enderezar, el calor se aplica en forma de puntos, franjas,
cuñas, óvalos y combinaciones de éstos (figuras 6.23 y 6.24).
Figura 6.23 (Izquierda) Los puntos de calor se emplean para enderezar chapas abolladas. (Derecha)
Calentamiento en franjas es empleado para corregir distorsiones producidas por soldadura en ángulo.
283
Tensiones y deformaciones en soldadura
.
--- ..
---.
. ---
Carlos Fosca
---· ---·
l
Figura 6.24 (Izquierda) Para obtener una curvatura menos pronunciada de la chapa, se aplica
calor en los puntos a lo largo de una línea. (Derecha) Cuando se desea un efecto de curvatura
más fuerte, por ejemplo, para enderezar vigas, se usan cuñas de calor. (Centro) El óvalo de calor
se emplea en el enderezado de tubos deformados por la soldadura de uniones.
284
Tensiones y deformaciones en soldadura
Carlos Fosca
RESUMEN
Expansión térmica
•
Es el cambio de longitud que experimenta un material cuando su temperatura es
incrementada.
•
A mayor temperatura, se producirá una mayor dilatación; por lo tanto, mayor riesgo de
distorsión durante el proceso de soldeo.
Tensiones y deformaciones
•
Durante el proceso de soldadura, el calentamiento local provoca que el material sufra
dilataciones en determinadas zonas de la pieza; mientras que las zonas más alejadas
permanecen frías. Ello puede traducirse en distorsiones o incluso en el origen de tensiones
residuales.
•
Las tensiones residuales macroscópicas son originadas por gradientes de dilatación y
contracción en la pieza soldada. Cuando una junta soldada tiene un gran embridamiento
que impide su dilatación y contracción libre, ello provocará la aparición de concentradores
de tensiones, que serán tanto más altos cuanto mayor sea el límite elástico del material.
•
Las tensiones residuales pueden disminuir considerablemente la resistencia mecánica de
las estructuras soldadas (carga estática y carga dinámica), así como aumentar el riesgo de
fisuración del material en ambientes corrosivos.
Medidas para minimizar las tensiones y deformaciones
•
Existen dos medidas:. optimización del diseño y/o mejoramiento del proceso de soldeo.
•
Si a pesar de las consideraciones anteriores se producen tensiones residuales, éstas se
pueden aliviar mediante tratamientos térmicos y/o tratamientos mecánicos.
•
Por otra parte, si la estructura ha sufrido deformaciones importantes, éstas pueden
corregirse mediante técnicas de enderezado.
285
Tensiones y deformaciones en soldadura
Carlos Fosca
CONSOLIDANDO IDEAS
TENSIONES Y DEFORMACIONES
Gradiente térmico
Diferencias de dilataciíon y
contracción en los puntos de la
unión
Distorsión de la pieza
Tensiones residuales
No
Soldar
Medidas
preventivas
Diseño de la
junta
Secuencia de
so Ideo
Aporte de calor
bajo
286
Medidas
correctivas
Enderezado
Bajas
tensiones
residuales
Altas
tensiones
residuales
Medidas
preventivas
Medidas
correctivas
Procedimiento
de soldeo
Alivio de
tensiones
Térmicas
Vibraciones
mecánicas
BIBLIOGRAFÍA
•
American Society for Metals, "Metals Handbook, Volumen 6, Welding, Brazing and
Soldering", ASM, 1989.
•
American Welding Society, "Structural Welding Code - Steel", AWS, 2004.
•
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Aplications", AWS, 1998.
•
Hernández Riesco, G., "Manual del soldador", CESOL, 2000.
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Jefferson, T.B., "Metals and How to Weld Them", Welding Engineer Publications, 1990.
•
Reina Gómez, M., "Soldadura de los aceros", 1994.
•
Totten, G; Howes, M., "Steel Heat Treatment Handbook", Marce! Decker, 1997.
287
,.
Auspician:
•
OERLIKON
•
PONTIFICIA
UNl'(ERSIDAD
CATOLICA
DEL PERÚ