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ANÁLISIS MICROGRÁFICO DE UNA UNIÓN SOLDADA CON POSTCALENTAMIENTO EN UN ACERO AISI/SAE 1045 EN DOBLE FASE

FABIÁN JOSÉ CORREA MACÍAS

UNIVERSIDAD DISTRITAL FRANCISCO JOSÉ DE CALDAS FACULTAD TECNOLÓGICA PROYECTO CURRICULAR DE TECNOLOGÍA E INGENIERÍA MECÁNICA BOGOTÁ D.C. 2018

1

ANÁLISIS MICROGRÁFICO DE UNA UNIÓN SOLDADA CON POSTCALENTAMIENTO EN UN ACERO AISI/SAE 1045 EN DOBLE FASE

FABIÁN JOSÉ CORREA MACÍAS Proyecto de grado para optar por el Título de Tecnólogo Mecánico

Dirigido por: ING. CARLOS ARTURO BOHÓRQUEZ ÁVILA

UNIVERSIDAD DISTRITAL FRANCISCO JOSÉ DE CALDAS FACULTAD TECNOLÓGICA PROYECTO CURRICULAR DE TECNOLOGÍA E INGENIERÍA MECÁNICA BOGOTÁ D.C. 2018

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AGRADECIMIENTOS

A mi familia, por brindarme amor y apoyo incondicional, por animarme en los momentos más difíciles de mi carrera. A la Universidad Distrital Francisco José De Caldas por brindarme los conocimientos con la mejor calidad y principios necesarios. A todos los profesores que me ayudaron en el transcurso de mis estudios por sus enseñanzas. Especialmente a mi tutor: el Ingeniero Carlos Arturo Bohórquez por su disponibilidad y asesoría, ya que toda idea necesita un guía para concretarla de la mejor manera. A los miembros de los laboratorios de mecánica por su ayuda, servicio y conocimientos. A mis compañeros y conocidos quienes enriquecen mi formación de manera integral.

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RESUMEN

Los aceros de doble fase actualmente son ampliamente utilizados en la industria, sin embargo hay poca información sobre los procesos de soldadura que requieren, existe además escasa literatura sobre la metalografía y las propiedades mecánicas de aceros soldados con estas características. Para contribuir en esta área de investigación, se propone realizar un análisis micrográfico de una unión soldada de acero al carbono tratado térmicamente.

Para la ejecución de este trabajo con acero AISI/SAE 1045, tratado desde temperatura intercrítica, se realizó la unión de juntas aplicando soldadura con electrodos E-7018, posteriormente se aplicó un tratamiento post soldadura con tiempos de 5, 10 y 15 minutos, con el objeto de determinar la microestructura de la zona afectada por el calor y del metal base de las juntas soldadas. Los resultados se compararán con los obtenidos en probetas del mismo material sin tratamiento térmico de soldadura, con el fin de conocer las fases presentes en cada caso.

PALABRAS CLAVES: temperaturas intercríticas, análisis microestructural, fracción volumétrica, doble fase, tratamientos térmicos post soldadura.

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ABSTRACT

Double phase steels are currently widely used in the industry, however there is little information on the welding processes they request, there is also little literature on metallography and the mechanical properties of welded steels with these characteristics. To contribute in this area of research, it is proposed to perform a micro-graphical analysis of a welded union of heat treated carbon steel.

For the execution of this work with AISI/SAE 1045 steel, treated from intercritical temperature, was carried out joints joining process using welding electrode E-7018, later the post-weld treatment were applied with times of 5,10 and 15 minutes, in order to determine the microstructure of the heat affected zone and the base metal of welded joints. The results was compared with those obtained in test specimens of the same material without welding thermal treatment, in order to know the phases present in each case.

KEY WORDS: intercritical temperatures, microstructural analysis, volume fraction, Dual Phase and post heat treatments.

5

Tabla De Contenido RESUMEN

4

0. INTRODUCCIÓN

10

1. PLANTEAMIENTO DEL PROBLEMA

11

1.1. Estado del Arte

11

1.2. Justificación

14

2. OBJETIVOS

15

2.1. Objetivo general

15

2.2. Objetivos específicos

15

3. MARCO TEÓRICO

16

3.1 Aceros doble fase

16

3.1.1 Tratamiento intercrítico

16

3.2 Soldadura manual por arco protegido con fundente (SMAW)

18

3.2.1 Zona afectada por el calor

19

3.2.2 Tipo de corriente

21

3.2.2.1 Corriente alterna

21

3.2.2.2 Corriente continua de electrodo negativo (DCEN)

21

3.2.2.3 Corriente continua de electrodo positivo (DCEP)

22

3.2.3 Especificación de procedimientos de soldadura (WPS)

22

3.2.4 Reporte de Procedimiento de Calidad de Soldadura (PQR)

23

3.3 Post calentamiento

24

3.4 Carbono equivalente

25

3.5 Micro constituyentes de un acero Doble Fase

25

3.5.1 Ferrita (α)

26

6

3.5.1.1 Ferrita Idiomórfica

26

3.5.1.2 Ferrita intergranular

27

3.5.1.3 Ferrita bainítica o acicular [AF; αₐ]

27

3.5.1.4 Ferrita Alotriomórfica

28

3.5.1.5 Ferrita Widmanstätten [αW; WF]

28

3.5.2 Austenita retenida

29

3.5.3 Martensita (αʼ)

30

3.5.3.1 Temperatura MS

31

3.5.3.2 Martensita β o revenida

33

3.5.4 Bainita

35

4. METODOLOGÍA

36

4.1 Revisión de elementos necesarios

36

4.2 Elaboración de probetas

37

4.3 Temple

38

4.4 Elaboración de WPS y Soldadura

38

4.5 Tratamiento de soldadura

38

4.6 Elaboración de PQR

38

4.7 Preparación metalográfica

39

4.7.1 Pulido

39

4.7.2 Desbaste Fino

39

4.7.3 Ataque Químico

39

4.8 Toma micrográfica

39

5. DESARROLLO DEL PROYECTO

40

5.1 Elaboración de probetas

40

7

5.2 Resultados de la composición química

40

5.3 Determinación de la temperaturas A1, A3 y MS

41

5.4 WPS del proyecto

42

5.5 PQR del proyecto

43

5.6 Micrografías

44

5.7 Medición en el micro durómetro

50

6. CONCLUSIONES

53

7. BIBLIOGRAFÍA

54

ANEXO A

57

ANEXO B: Certificado de espectrometría

58

8

Lista de figuras

1. Tracción de un acero SAE 1045 templado a temperaturas intercríticas

12

2.

Ensayo de impacto de SAE 1045-DP revenido a diferentes tiempos

12

3.

Esquema de un ciclo de tratamiento térmico para producir un acero DP

18

4.

Proceso manual, S.M.A.W.

19

5.

Zonas metalúrgicas producidas en una junta soldada

20

6.

Comparación del ciclo térmico de una soldadura con el diagrama Fe-C

20

7.

Zonas de la ZAC de un acero al carbono contra el diagrama Fe-C

21

8.

Corriente continua de electrodo positivo (DCEP)

22

9.

Esquema estructura cristalina de la ferrita

27

10. Ferrita acicular e intergranular

28

11.

30

Ferrita Widmanstätten que nuclea a partir de otras morfologías

12. Efecto del contenido en carbono sobre el volumen de austenita retenida

31

(ϒ) en una martensita templada. 13.

Red cristalina de la fase martensita del acero

32

14.

Probeta para realizar las juntas. Dimensiones aproximadas (mm)

40

15.

Junta de acero AISI/SAE 1045 en doble fase

44

16.

Micrografías acero SAE 1045 templado a 760°C y revenido a 370°C

45

17.

Micrografías soldadura con E-7018 con revenido a 370°C a 500X

46

18.

Micrografías MB y ZAC, con tratamiento por encima de Ms

47

19.

Micrografías MA y ZAC con tratamiento por encima de Ms

48

20.

Micrografías ZAC tratado por encima de Ms

49

9

0. INTRODUCCION

Los tratamientos térmicos sometidos a temperaturas intercríticas permiten obtener aceros doble fase, caracterizados por la combinación de propiedades mecánicas difíciles de encontrar conjuntamente. Estas propiedades varían en función del tiempo de permanencia, la temperatura del tratamiento térmico, el medio de enfriamiento,

y

la

fracción

volumétrica

de

los

micro-constituyentes.

La

microestructura de estos aceros consiste en una fase dura (martensita o bainita) dispersa en una matriz de ferríta. Una alta presencia de la martensita afecta la energía que puede absorber el material, mientras, la ferrita al ser muy blanda mejora la resistencia al impacto y la ductilidad del acero.

Estos aceros requieren ser soldados en la industria, al ser soldados se producirán cambios en la microestructura, modificando negativamente las propiedades en la “Zona Afectada por el Calor”, por lo que se requerirá de un tratamiento térmico de soldadura. Se estudiará el caso particular de un acero de medio carbono el cual será templado y soldado en doble fase para conocer su estructura micrográfica.

10

1. PLANTEAMIENTO DEL PROBLEMA

1.1 Estado del arte

En 2012 se analizaron aceros en doble fase con diferente porcentaje de martensita formada por austenización intercrítica, algunas propiedades mecánicas como la dureza, varían con los porcentajes en volumen de martensita que a su vez está relacionada con la composición química y cantidad de carbono [1].

Bohórquez C.A. junto a otros revisaron varias muestras templadas en agua y en aceite a diferentes temperaturas intercríticas en SAE 1045 encontrando mayor dispersión en la media de dureza en el acero templado en aceite, se concluye que para que su dureza aumente el mejor medio es el agua, ya que su estructura está conformada principalmente por martensita. [2] En otro estudio se observan incrementos de la resistencia a la tensión y fluencia después de los tratamientos, manteniendo mínima la disminución de la dureza. Existe una relación entre la temperatura de revenido y la dureza, debido al cambio en las microestructuras obtenidas de martensita revenida. [3]

Vásquez E. Y Barrera D. en 2013 templaron en agua a diferentes temperaturas intercríticas un acero SAE 1045, comparando sus propiedades con el material sin tratamiento, mediante ensayos de tensión, impacto y tenacidad a la fractura. Se mostró que las probetas templadas en agua a una temperatura de 760°C en adelante presentan una alta resistencia a la tenacidad a la fractura y un aumento

11

de la dureza aproximada del 400 %. Además la temperatura ideal para obtener un mayor esfuerzo de tensión en este acero es de 760°C. [4]

Fig. 1. Resultados de ensayo de tracción de un acero SAE 1045 templado a diferentes temperaturas intercríticas [4]

Por su parte Castañeda J. y Silva J. revinieron a 450°C y 550°C con tiempos de sostenimiento de 5, 10 y 15 minutos para cada una de las temperaturas, en acero SAE 1045 en doble fase. Se encontró que la tenacidad de las probetas revenidas a 550°C y 10 minutos de sostenimiento prácticamente duplica a las de los demás especímenes. [5]

Fig. 2. Resultados de ensayo de impacto de un acero SAE 1045 revenido a diferentes tiempos en doble fase [5].

12

Fuentes E. y Córdoba D. encuentran que en el mismo acero con un temple a 750°C y revenido 400°C el tiempo adecuado de este tratamiento es hasta los 45 minutos, puesto que a 60 minutos se pierden los beneficios del mismo. [6]También Bohórquez C.A. y otros templaron acero SAE 1040 a 750°C, luego lo soldaron con electrodos E7018 y E312-16, posteriormente se aplicaron tratamientos pre y post soldadura. [7]

En 2014 se encontró la temperatura de transición frágil-dúctil (DBTT) en un acero de bajo carbón al manganeso. Los resultados muestran una mejor morfología cercan de A1 y mejores propiedades cómo resistencia al impacto y flexibilidad, producto de una fase mayoritaria de ferrita más resistente [8].

Cárdenas A. y González P. en 2016 determinan que, con un temple en agua a una temperatura de 760°C, el mejor proceso de revenido para una mayor deformación es el que se hace con un tiempo de 60 minutos, con respecto a otros tiempos menores. También se observa un aumento de dureza en promedio de 83%, con respecto a la dureza de dicho acero en estado de entrega pero disminuye su tenacidad en un 50%. [9]

13

1.2 Justificación

Actualmente está en auge la búsqueda de tecnología de nuevos aceros vinculados con la disminución de peso y aumento de la seguridad de los vehículos (la contribución de los aceros Dual Phase en las estructuras como el chasis, en la actualidad representa aproximadamente el 74%) [10]. Para cumplir con estas necesidades se suele recurrir a los aceros doble fase, debido a sus propiedades mecánicas (alta conformabilidad, mayor resistencia a la tensión que aceros convencionales con similar límite de fluencia, su resistencia a la fluencia puede ser incrementada mediante endurecimiento por deformación, entre otras).

En los procesos industriales es necesario el uso de uniones soldadas en casi cualquier tipo de acero las cuales modifican sus propiedades y su microestructura. Una mejor comprensión de estos aceros conducirá a nuevas ideas para mejorar sus propiedades mecánicas y proveerá nuevas sugerencias para mejorar las técnicas de tratamientos térmicos. Es por esto, que surge la necesidad de generar conocimiento sobre la soldabilidad de aceros doble fase de medio carbono como el AISI/SAE 1045, que debido a un mayor contenido de carbono con respecto a otros aceros comerciales, aumenta la resistencia mecánica del acero, pero simultáneamente se deberán usar tratamientos que impidan la afectación negativa sobre otras propiedades del material.

14

2. OBJETIVOS

2.1 Objetivo general

Establecer

la

influencia

del

post

calentamiento

en

las

modificaciones

microestructurales de una unión soldada de acero AISI/SAE 1045.

2.2 Objetivos específicos

 Determinar las temperaturas A1, A3 y MS basado en la composición química del material base.

 Desarrollar un tratamiento térmico de temple al material a temperatura intercritica (zona entre A1 y A3 del Diagrama hierro– carbono).

 Realizar un Reporte de Procedimiento de Calidad de Soldadura (PQR) y la Especificación del Procedimiento de Soldadura (WPS) para el acero AISI/SAE 1045 templado entre A1 y A3 y soldado.

 Determinar mediante microscopia optica las fases presentes en la zona afectada por el calor y en la soldadura de una unión soldada del acero AISI/SAE 1045 templado a temperatura intercritica, identificando los cambios que ocurren al realizar un tratamiento de post calentamiento.

15

3. MARCO TEÓRICO

3.1 Aceros doble fase

Los aceros Doble Fase DP se distinguen por su útil combinación de alta resistencia y buena ductilidad. Este equilibrio es obtenido gracias a la microestructura de martensita dispersa en una matriz ferrítica dúctil. Tienen una alta capacidad de absorción de energía, lo que hace que sean muy adecuados para piezas de refuerzo.

En los últimos años han tenido lugar numerosos avances en busqueda de nuevos aceros vinculados con la disminución de peso y aumento de seguridad como son los aceros DP. Estos aceros pueden ser producidos a partir de aceros hipoeutectoides. En el caso de los aceros al carbon, basta con un tratamiento de austenización parcial a temperaturas ubicadas en la region intercrítica (entre A3 y A1) del diagrama de fases Fe-Fe3C, que descomponga la microestructura de ferríta-perlíta

inicial

en

una

microestructura

de

ferríta(α)-austeníta(ɣ),

al

transformar la perlita (ferrita+Fe3C) en austenita, y seguido por un temple que promueva la transformación de austenita a martensita, consiguiendo un material de estructura bifásica con contenidos variables de ferrita y martensita. [11,12].

3.1.1 Tratamiento intercrítico

Los tratamientos intercríticos en aceros de bajo o medio contenido en carbono, se basan en calentar el acero hasta alcanzar la región bifásica donde coexisten la

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ferrita y la austenita. A medida que se aumenta la temperatura del tratamiento se incrementa la proporción de austenita.

Cuando un acero de bajo contenido en carbono se calienta hasta la región intercrítica y luego se enfría rápidamente, la austenita se convierte en martensita y la microestructura final resultante es una mezcla de ferrita, con una alta densidad de dislocaciones, y martensita (en ocasiones también aparece una pequeña proporción de austenita retenida). Se necesita un medio de enfriamiento muy severo (agua) para formar martensita en los aceros menos templables, ya que el tratamiento genera una austenita con un contenido en carbono muy superior en el acero.

Las temperaturas 𝐴1 y 𝐴3 se pueden calcular basadas en la composición química, de la siguiente manera: 𝐴1 (°𝐶) =723−7.08 Mn + {37.7 −11.5 C −14 Mn −3.1 Cr}Si +21.7 Al+3.18 W+297 S−830 N +18.1 Cr −0.84 Cr2 +50.1 V −28 V2 + {8.95 −5.28 C −6 Mn + 6.77 Si – 0.8 Cr – 0.46 Ni}Ni+ {44.2 −57.9 C −15.5 Mn + 30.8 V – 3.46 Mo}Mo– 27.4 CV (Ec. 1)

𝐴3 (°𝐶) = 912+ {– 370 + 16.2Mn + 15.4 Cr + 48 Ni+ 32.3 Si + 174 C} C – 27.4Mn+ 2.46Mn2 + {27.3 + 4.32 Cr – 17.3 Mo – 18.6 Ni– 6.86Si} Si + 190 Ti + 72 Al + 64.5 Nb + 5.57W + 332S + 276P +485N – 900B + {4.8 Mn – 37.2+ 1.24 Ni} Ni + {95.2+ 40.5Mo ± 60.2V} V– 6.35Cr + 0.322Cr2 + 9.9Mo2

O de forma alternativa:

17

(Ec. 2)

𝐴3 (°𝐶) = 912 − 203√𝐶 + 44.7𝑆𝑖 − 30𝑀𝑛 + 700𝑃 + 400(𝐴𝑙+Ti) + 15.2𝑁𝑖 + 31.5𝑀𝑜 − 11𝐶𝑟 + 104𝑉 + 13.1𝑊 − 20𝐶𝑢 + 120𝐴𝑠

(Ec. 3)

Las ecuaciones son válidas para aleaciones que contengan los siguientes porcentajes de sus elementos químicos: 0.2% < C > 0.7; Mn < 1.5%; Si < 0.3%; Ni < 2.8%; Cr < 1.5%; Mo < 0.6%.

Fig. 3. Esquema de un ciclo de tratamiento térmico para producir un acero DP. Fuente: Maffei B., Et al., (2007). Dual Phase Steel Rebars for High Ductile R.C. Structures.

3.2 Soldadura manual por arco protegido con fundente (SMAW)

La soldadura se inicia cuando se enciende un arco eléctrico entre un electrodo recubierto por un material protector (fundente),

que rodea al material de

aportación de composición química controlada y la pieza de trabajo. El intenso calor del arco funde la punta del electrodo y la superficie de trabajo inmediata al arco. El fundente, forma una escoria que protege al baño de soldadura. Al fundir, tiene lugar una reacción química, produciéndose una transferencia de elementos, del fundente al baño de soldadura, que contribuyen a la composición del metal

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depositado. El metal de aporte se deposita a través del arco en pequeños glóbulos de metal fundido resultando así una pileta de soldadura fundida. Mientras, el arco se mueve sobre la pieza de trabajo el electrodo se va consumiendo.

Fig.4. Proceso manual, S.M.A.W. Fuente: Hernández, Germán. (2006). Manual del Soldador. Madrid: CESOL

3.2.1 Zona afectada por el calor

Es aquella parte del metal base adyacente al metal de soldadura, la cual ha sido calentada a una temperatura suficientemente alta como para sufrir algún cambio físico significativo y detectable, pero que en general no se ha fundido. El cambio físico puede ser un crecimiento de grano o un revenido en caso de que el acero haya sido templado; o un endurecimiento del acero con o sin crecimiento de grano. Resulta del calentamiento entre las temperaturas A1 (temperatura eutéctica) y la temperatura peritéctica (temperatura en que una fase líquida reacciona con una fase sólida para formar una fase sólida nueva y diferente). Durante el enfriamiento el tiempo de permanencia de la ZAC entre las

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temperaturas A3 y A1 es muy corto. Está sometida a un duro ciclo térmico, donde el calentamiento, el consumible y el tiempo de enfriamiento influyen sobre el tamaño de grano.

Fig. 5. Zonas metalúrgicas producidas en una junta soldada. Fuente: Pastor Mario. (2004). Introducción a la metalurgia de la soldadura.

La ZAC está compuesta a su vez de tres zonas: zona de grano parcialmente refinado (ZGM), zona de grano refinado (ZGF) y zona de grano grueso (ZGG). El crecimiento del grano no es equilibrado y este no recristaliza ordenadamente sino que los granos que tienen un tamaño mayor comenzaran a consumir a los granos más

pequeños.

Fig. 6. Comparación del ciclo térmico de una soldadura con el diagrama Fe-C. Fuente: Kou Sindo, (2003). Welding Metallurgy; pág. 395.

20

Fig. 7. Sub-zonas de la ZAC de un acero al carbono comparada con el diagrama Fe-C. Fuente: Kou Sindo, (2003). Welding Metallurgy; pág. 397.

3.2.2 Tipo de corriente 3.2.2.1 Corriente alterna Los electrones cambian de dirección cada 1/120 segundos, por lo tanto ánodo y cátodo se alternan, además el amperaje posee una gráfica sinodal, por lo cual el valor del amperaje en algún momento es cero lo cual es perjudicial para ciertos electrodos.

3.2.2.2 Corriente continua de electrodo negativo (DCEN) El electrodo es conectado al polo negativo y la masa al polo positivo, logrando concentrar de esta manera alrededor de ⅓ del calor en el electrodo y ⅔ tercios en la pieza. Maximiza la fusión del electrodo y además es adecuada para soldar materiales delgados.

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3.2.2.3 Corriente continua de electrodo positivo (DCEP) El electrodo es conectado al polo positivo y la masa al polo negativo, logrando concentrar de esta manera alrededor de ⅔ del calor en el electrodo y ⅓ en la pieza. Es utilizado generalmente para obtener mayor penetración en el material base por lo que puede soldar materiales de mayor espesor.

Fig. 8. Corriente continua de electrodo positivo (DCEP) Fuente: Jeffus, L. (2009). Soldadura. Principios y aplicaciones (Quinta Edición ed.). (S. Traducciones Vox Popili, Trad.) Madrid, España: Parainfo.

3.2.3 Especificación de procedimientos de soldadura (WPS)

La WPS (Welding procedure specification) es una guía para el soldador, donde se especifican las variables del proceso, garantizando las propiedades mecánicas de la junta soldada. Es la herramienta primaria usada para comunicar al soldador, supervisor e inspector como una soldadura específica debe realizarse, así mismo, ayuda a asegurar la calidad de la soldadura y la construcción económica. En la WPS existen variables esenciales y variables esenciales suplementarias. Los códigos dan rangos para definir las primeras; para las segundas no existe un límite claro en la norma y el diseñador es quien debe ponerlo, de manera tan amplia como la experiencia y conocimiento lo permitan. Es responsabilidad del constructor verificar que las variables particulares relacionados dentro de los

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requerimientos de una WPS sean los adecuados, por lo que se suele hacer un ensayo de soldadura antes de establecer la WPS final. Una WPS precalificada es elaborada excepcionalmente y puede ser usada sin pruebas o calificación, puesto que han sido desarrollados a partir de juntas seguras soldadas mediante procesos de soldadura igualmente seguros por un soldador certificado.

3.2.4 Reporte de Procedimiento de Calidad de Soldadura (PQR)

El PQR (Procedure Qualification Record) es el documento que valida, respalda, modifica o soporta una WPS, es un registro de los valores reales usados en la soldadura y los obtenidos en ensayos de la junta, además suministra la prueba de soldabilidad por esto algunas de las variables esenciales del PQR son aplicables a las del WPS. El PQR sirve como confirmación de una calificación de una WPS exitosa, del mismo modo es posible escribir una WPS de un PQR exitoso. Las etapas para elaborar un PQR son: 1. Escribir una WPS preliminar 2. Soldar un elemento de prueba con base en la WPS 3. Preparar los especímenes de prueba 4. Realizar los ensayos requeridos 5. Evaluar los resultados 6. Documentarlos en un PQR Los datos obtenidos al soldar y ensayar una probeta, deben ser consignados en el PQR, el cual debe contener: • Las variables Esenciales de los procesos empleados en el procedimiento.

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• Las variables Esenciales Suplementarias cuando se requiere Prueba de Impacto. • El registro de las variables No Esenciales, a elección del fabricante. • Cualquier otra información que se considere necesaria para la elaboración de la soldadura. Es recomendable anexar el certificado del material base. Siempre debe estar disponible para el inspector de verificación y el ingeniero. En tanto que la WPS siempre debe estar disponible para los soldadores.

3.3 Post Calentamiento

El tratamiento térmico post soldadura (TTPS) o “postweld heat treatment” (PWHT), es un calentamiento uniforme del metal base seguido de un enfriamiento. Se aplica como atenuación de tensiones que busca remover el hidrogeno que pudiera quedar luego de la soldadura, disminuye la dureza de la ZAC, del metal de soldadura y del material base, aumenta la resistencia a la corrosión, al reducir las tensiones residuales aumenta la estabilidad dimensional de estructuras, aumenta la tenacidad del materia y la resistencia a la fatiga. Cabe señalar que la mayoría de tratamientos térmicos postsoldadura son subcríticos (cuando la temperatura es inferior a la temperatura crítica A1) y no de recristalización alotrópica (cuando alcanza temperaturas superiores a la crítica). [13]

24

3.4 Carbono equivalente

Es una medición de la tendencia de los elementos presentes en el metal base que permite cuantificar la soldabilidad de un acero, además determina si un acero debe recibir un tratamiento de soldadura desde el punto de vista de su composición química para no presentar fisuraciones en frio en la ZAC. La susceptibilidad al agrietamiento en frío es directamente proporcional a la cantidad de martensita en la ZAC. El CE proporciona un índice de medida de los efectos que tienen los elementos aleantes en la formación de martensita. Lorenz y Düren han propuesto la expresión [13]: CE=C+

+

+

+

+

+

+

(Ec. 4)

Carbono equivalente

Soldabilidad

Hasta 0.35 0.36-0.4 0.41-0.45 0.46-0.5 Sobre 0.5

Excelente Muy Buena Buena Limitada Mala

Tabla 1. Relación entre carbón equivalente y soldabilidad. Fuente: http://civil-engg-world.blogspot.com/2010/01/weldability-of-steel.html

Si:

CE < 0,35 No requiere tratamiento 0,35 < CE < 0,55 requiere precalentamiento CE > 0,55 requiere precalentamiento o TTPS.

Por la regla de la palanca también se obtiene el porcentaje de perlita: %P =

(Ec. 5)

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3.5 Micro-constituyentes de un acero Doble Fase 3.5.1 Ferrita (α) Es una solución sólida de carbono en hierro alfa, por esto se considera como hierro puro. Es el constituyente más blando de los aceros pero es el más tenaz y dúctil. Su solubilidad a la temperatura ambiente es de 0,008% de carbono; la máxima solubilidad de carbono en el hierro alfa es de 0,02% a 723 °C. Cristaliza en

una

estructura

cúbica

de

cuerpo

centrado

(BCC).

Existen

varios

conformaciones de ferrita que se producen según la composición química (Contenido de carbono o elementos aleantes), tiempo de calentamiento o proceso enfriamiento. En los aceros hipoeutectoides templados, puede aparecer mezclada con la martensita cuando el temple no ha sido efectuado a altas temperaturas.

Fig. 9. Ferrita: BCC acepta muy poco carbono en su interior.

La ferrita puede ser clasificada según su morfología como lo presentó inicialmente Dubé y posteriormente Aaronson [14] con la inclusión de subgrupos primarios y secundarios. 3.5.1.1 Ferrita Idiomórfica Se forma a temperaturas ligeramente inferiores a las de la ferrita alotriomórfica; la diferencia en la aparición de estas dos estructuras se basa en los lugares de nucleación en donde se producen (la ferrita Idiomórfica nuclea generalmente en la inclusiones dentro del grano austenítico). Su estructura es equiaxial, es decir que

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posee dimensiones homogéneas desde su eje hacia los límites de grano, además no presenta una orientación relacionada con la matriz dentro de la cual crece. Es muy singular su obtención, ya que en la producción de metales comerciales se evitan las inclusiones (puesto que afecta las propiedades mecánicas del material). 3.5.1.2 Ferrita Intergranular Se desarrolla en forma de bastones a partir de la nucleación en las inclusiones presentes dentro del grano austenítico, con la diferencia respecto a la ferrita Idiomórfica en que su morfología no es equiaxial. Un desarrollo alto de esta ferrita en las inclusiones del acero mejora las propiedades mecánicas del material, ya que su obtención al interior del grano beneficia la no propagación de grietas. 3.5.1.3 Ferrita bainítica o acicular Esta fase es de considerable importancia tecnológica ya que provee una microestructura relativamente tenaz y resistente. Se ha encontrado que la ferrita alotriomórfica favorece la formación de la acicular en detrimento de la bainita. Tiene en sus tres dimensiones una morfología de placas delgadas ovaladas, las cuales nuclean intergranularmente durante la transformación γ→α dentro de los granos de austenita (siempre que exista una alta densidad de inclusiones), se puede producir una fina estructura entrelazada (< 5μm), algunas de estas placas pueden estimular la nucleación de otras (auto catálisis). [10]

27

Fig. 10. Ferrita acicular e intergranular Fuente: G. Thewlis. Materials perspective. Classification and quantification of microstructure in steel. Materials Science and Technology .(2004). ProQuest Science Journal.

3.5.1.4 Ferrita Alotriomórfica Es de morfología no regular, es la primera ferrita en formarse cuando se enfría la ausentita hasta temperaturas inferiores a A3, por tanto determina la cantidad de austenita que esta sin transformar, e indirectamente incide en las posteriores transformaciones que se llevan a cabo por dicha austenita en otras fases. Regularmente nuclea a lo largo del límite del grano de la austenita, con apariencia alargada. Crece con un tamaño, aproximadamente, tres veces más grande que la ferrita que rodea al grano austenítico. En aceros de contenido bajo y medio de carbono es la que predomina en la frontera de grano austenítico, debido a lo anterior la perlita nuclea en las fronteras α/𝑦 previamente establecidas. Primero crece lateralmente a lo largo de la frontera y después crece perpendicularmente en el grano de austenita. [15]. Hay ausencia de cualquier cambio de forma macroscópica, y sólo se observa un cambio de volumen. Los cristales exhiben una relación de orientación preferente con los granos de austenita. [16]

28

3.5.1.5 Ferrita Widmanstaetten, Wittmanstätten o de placas laterales [αW; WF] Su nombre se debe al científico austríaco Alois von Widmanstätten quien encontró este tipo de microestructuras en meteoritos. Se pueden encontrar en algunas soldaduras de aceros de bajo contenido en carbono en las que la zona afectada por el calor se enfría rápidamente por conducción a través del metal base, también se originan por altas temperaturas de coladas, o durante transformaciones en estado sólido, cuando la velocidad de enfriamiento es demasiado alta para permitir la aparición de ferrita inter-granular. Se tiende a evitar impidiendo su formación o eliminándolas por tratamiento, ya que reduce la tenacidad del acero y proporciona fragilidad. Las placas crecen dentro de austenita no transformada, a lo largo de su longitud. La tasa de crecimiento es controlada sólo por la difusión del carbono en la austenita por delante de la placa. Puede ocurrir a un relativo bajo sub-enfriamiento [17]. Las placas primarias crecen directamente a partir de los límites de grano austenítico o de inclusiones, mientras que las secundarias, lo hacen a partir de ferrita alotriomórfica, que se produce sobre todo en la frontera entre la ferrita y la austenita. Con un enfriamiento adicional, la αW secundaria nuclea en el lado γ de la ferrita alotriomórfica y crece en el grano de austenita. Este proceso de nucleación y crecimiento conduce a la morfología de diente de sierra. [18] a igual que la bainita siempre nuclean en las interfaces de baja energía. La separación de laminillas disminuye con la temperatura de transformación. [19]

29

Fig. 11. Ferrita Widmanstätten que nuclea a partir de otras morfologías Fuente: G. Thewlis. Materials perspective. Classification and quantification of microstructure in steel. Materials Science and Technology .(2004). ProQuest Science Journal .

3.5.2 Austenita retenida Austenita que se encuentra a temperatura ambiente ya que no alcanzan a transformar completamente a martensita durante el temple. Generalmente esta presencia de austenita retenida reduce la dureza de temple, en algunos casos imperceptiblemente. Aun, en los casos en que la transformación martensítica es altamente eficiente, siempre queda aproximadamente 1 % de austenita. Tanto la austenita retenida como la martensita quedan fuertemente tensionadas; se comprimen mutuamente y la compresión será tanto mayor cuanto mayor sea el tamaño que alcance el cristal de martensita. Se presenta muchas veces como una malla fina en torno de los listones martensíticos. Para fines prácticos es frecuente definir el punto donde el 95% de la transformación se ha alcanzado como una transformación martensítica completa.

30

Fig. 12. Efecto del contenido en carbono sobre el volumen de austenita retenida en una martensita templada. Fuente: Pastor Muro, Ana. Estudio de la transformación martensítica, optimización de la microestructura y prevención de la rotura frágil en piezas coladas de acero x38crmov5-1 de alta resistencia. Tesis Doctoral. Universidad Complutense de Madrid. Facultad de Ciencias Físicas. Departamento de Física de materiales. 2015.

3.5.3 Martensita (αʼ) Es el constituyente estructural de temple de los aceros: sobresaturación de carbono o Fe3C en ferrita obtenido a partir de la austenita. Es fundamental para su aparición una velocidad de enfriamiento alta (alrededor de 120º/hora) que impida la difusión. Su estructura cristalina es tetragonal centrada (BCT), presenta por tanto una red distorsionada, responsable de su dureza. Su elevada dureza, así como el grado de tetragonalidad aumenta con el porcentaje de carbono; no obstante, cuando se supera el 0,75% C queda algo de austenita sin transformar, y el promedio de dureza decrece ligeramente. No requiere superar una barrera de energía térmica (transformación atérmica) y no lleva a cambios de composición en el paso de austenita a martensita, evitándose la migración del carbono.

31

Fig. 13. Red cristalina de la fase martensita del acero. El carbono queda atrapado en una posición donde no cabe en la red cúbica centrada en el cuerpo, produciéndose así una distorsión elástica.

La morfología de la martensita depende también del contenido de carbono: a) %C < 0,5 Martensita en "cintas" o listones (lath-martensite)

paralelos

agrupados en paquetes que, en la mayoría de los casos, no se resuelven en microscopía óptica. Pueden aparecer pequeñas zonas de austenita retenida entre los listones. b) 0,5 < %C < 1,2 Mixta c) 1,2 < %C Martensita en agujas o placas (plate-martensite) lenticulares en las que se detecta la presencia de maclas. Este constituyente presenta aspecto acicular en la observación metalográfica. Las agujas de martensita, que aparecen rodeadas por una matriz de austenita, suelen tener ángulos próximos a 60° en zigzag, porque esta disposición facilita la

acomodación de las

tensiones que se desarrollan en el proceso de transformación El contenido de carbono en la martensita es dependiente de la temperatura de enfriamiento. A medida que aumenta la temperatura final de enfriamiento, el contenido de carbono en la martensita disminuye. Dados los deslizamientos de la red durante la transformación se produce una alta densidad de dislocaciones y en ocasiones micro-fisuras. El endurecimiento de la martensita debe ser mayor cuanto más elevada sea la deformación de la red o, lo que es lo mismo, cuanto más elevada sea la cantidad de carbono disuelta en la misma. Este efecto viene descrito por la fórmula de Just:

32

HRC = 20 + 60√ 𝐶

(Ec. 6)

Que permite calcular la dureza Rockwell C, HRC, de la martensita en función de su contenido en carbono para aceros con contenidos en carbono por debajo del 0,6%. El tamaño promedio de cada lente de martensita disminuye a medida que la cantidad de martensita aumenta, hasta que al final, los volúmenes de fase no transformada son tan pequeños y tan altamente deformados que suspenden la transformación, lo que implica que es posible no alcanzar 100% de transformación. Como resultado de la transformación martensítica, en la superficie se forman tensiones residuales de tracción, y en el núcleo, de compresión. Las tensiones de tracción en la superficie además de poder producir fisuras, bajan la resistencia a la fatiga del acero. Por esta razón debe tratarse de disminuir las tensiones estructurales, las que serán mayores, cuanto más alta es la temperatura de temple y la velocidad de enfriamiento en el intervalo de las temperaturas MS y MF. [20] 3.5.3.1 Temperatura MS La martensita comienza a formarse a una temperatura característica de cada acero, MS (martensite start). El porcentaje de αʼ dependerá de cuanto haya descendido la temperatura por debajo de esta, hasta llegar al 100% de transformación a la temperatura MF (martensite finish), que puede estar por debajo de la temperatura ambiente. Mientras mayor sea el avance entre MS y MF, mayor será el grado de transformación de γ en αʼ. Si se desciende bajo M S la cantidad de αʼ será pequeña y la no transformada de austenita retenida. Se define como:

33

Ms (oC) = 496 [1 − 0,62 C] [1 − 0,092 Mn] [1 − 0,033 Si] [1 − 0,045 Ni] [1 − 0,07 Cr] [1 − 0,029 Mo] [1 − 0,018 W] [1 − 0,012 Co]

(Ec. 7)

El cálculo de MS no es exacto y puede encontrarse dentro del rango ± 30 ºC. La influencia del estado tensional en la transformación se pone de manifiesto en la posibilidad de obtener fase martensítica por encima de la temperatura Ms cuando previamente se deforma plásticamente la fase inicial, y como es de prever en este caso los aumentos de temperatura por encima de Ms disminuyen la cantidad de fase martensítica obtenida. La temperatura Ms disminuye con el aumento del contenido de C y por lo tanto, también lo hace la probabilidad de auto-revenido durante el temple. [21] Para determinar casi todas las transformaciones de fase la ecuación JMAK es válida, pero debido a la cinética de transformación de la martensita se modela por medio de la siguiente ecuación [22]: dVm / dT = 0.0428 (Ms ─T)

0.191

0.382

• Vm

•(1─ Vm)

2.421

(Ec. 8 )

Dónde Vm es la fracción de volumen de martensita. 3.5.3.2 Martensita β o revenida Por calentamiento a baja temperatura (encima de 150º C), la retícula tetragonal inestable de la martensita tiende a transformarse en cúbica, precipitando el C en pequeñísimas

partículas

sub-microscópicas.

Ésta

se

ve

como

agujas

ennegrecidas, a diferencia de las agujas más claras de α´. A medida que aumenta la temperatura, sin llegar a A1 la precipitación es cada vez más intensa. La

34

transformación α´ → β es de tipo difusivo: su extensión es función tanto de la temperatura como del tiempo.

3.5.4 Bainita Es el producto de una reacción eutectoide no laminar, en oposición con la perlita. Dado que la transformación ocurre a menor temperatura que la perlita, tiende a tomar forma de agujas (en una vista plana). Se registra una temperatura justo por debajo de la nariz del diagrama TTT. La bainita superior o plumásea, se obtiene isotérmicamente cerca de Bs, tiene grandes regiones de cementita semejantes a varillas, similar a la martensita revenida de bajo carbono. La bainita inferior o acicular, se forma cerca de Ms, tiene partículas de cementita mucho más finas, suelen aparecer alineados a 60° respecto al eje de las placas de ferrita, tiene una mayor tenacidad ya que los carburos precipitados en el interior de las agujas de ferrita dificultan la propagación de grietas. La temperatura de comienzo de las transformaciones bainíticas, se define como: BS (°C) = 830 – 270%C – 90%Mn – 37%Ni – 70%Cr – 83%Mo

35

(Ec. 9)

4. METODOLOGÍA

4.1 Revisión de elementos necesarios

Se requiere una cortadora metalográfica, un espectrómetro para conocer la composición química del material, un horno para tratamientos térmicos, equipo para soldadura SMAW, un buril para insertos y un torno para refrentar las probetas después de la soldadura,

una pulidora metalográfica, un microscopio

metalográfico y un microdurometro. Los materiales requeridos son:  Platina de acero 1045 con ⅜ o ½ de pulgada de espesor para evitar el pandeo debido a los tratamientos.  Lijas № 80, 120, 200, 400, 800, 1000, 1200 y 2000 para el pulido  Alambre para amarrar las probetas durante los tratamientos con el fin de obtener un temple rápido y uniforme, así como evitar la disminución considerable de temperatura en el horno por demoras en el retiro.  Guantes y pinzas para el manejo del horno.  Alúmina y nital para la preparación metalográfica.

Se requiere además de un soldador certificado, ya que se debe garantizar la calidad en los resultados de las pruebas.

Las normas que serán necesarias para la correcta elaboración del proyecto son:

36

ASTM E3 Presenta los requerimientos para la preparación de muestras que vallan a ser estudiadas a través de un ensayo metalográfico. ASTM E407 Guía para los diferentes ataques químicos para revelar las fases y micro constituyentes de metales y aleaciones. ASTM E562 Para el cálculo de fracción de volumen por conteo sistemático manual de puntos. ASTM E384 Establece los requerimientos para las máquinas de ensayos y los procedimientos para el ensayo de micro dureza Vickers. ASTM E110 Usada para obtener información sobre los cambios microscópicos de dureza en fases, constituyentes y zonas de soldadura. AWS A5.1 Especificación para electrodos de acero al carbono para soldadura por arco metálico protegido. AWS A5.18 Establece el tipo de electrodo adecuado según las características del material base.

4.2 Elaboración de Probetas

Una vez comprobado que el material es un acero SAE 1045 mediante un análisis de espectrometría, se cortará el material base con el fin de obtener 3 probetas para cada tratamiento, es decir un total de 12 pares que formarán las juntas, se fabricará las probetas con 10 milímetros de ancho como mínimo por requisito para la micrografía óptica y se realizará una espectrometría con el fin de conocer la composición química y con ello A1, A3 y MS.

37

4.3 Temple

Se determinarán el tiempo y temperatura adecuados requeridos en el horno o mufla, y se templará en agua (Tag).

4.4 Elaboración de WPS y Soldadura

Se hará una Especificación del Procedimiento de Soldadura en donde se indicar las variables de la soldadura. Esta debe ser hecha por un soldador certificado.

4.5 Tratamiento de soldadura

Después de soldar de a parejas el material en los parámetros señalados en el WPS se realiza el post calentamiento como alivio de tensiones, se repartirá en grupos de 4 para el tratamiento a tiempos distintos (5, 10 y 15 minutos).

4.6 Elaboración de PQR

Una vez hecha la unión y el post-calentamiento se evaluará los resultados obtenidos y documentarán en un formato PQR.

38

4.7 Preparación micrográfica

4.7.1 Pulido Se hará un pulido húmedo (evitando de este modo el calor generado por la fricción del acero con los abrasivos de la lija, y así mantener una misma fase en el material), hasta obtener una superficie liza.

4.7.2 Desbaste Fino Se utiliza la pulidora de disco de la Universidad Distrital marca METKON modelo FORCIPOL 2V y un paño con alúmina disuelta en agua, para

obtener un

terminado de apariencia de espejo.

4.7.3 Ataque Químico Se hará el ataque químico con Nital dejando la probeta sumergida durante tres segundos, inmediatamente se lava en agua y se seca con algodón o con un paño suave hasta que esta esté completamente seca.

4.8 Toma micrográfica

Se procede a tomar las imágenes en el microscopio metalográfico, a 500 aumentos para comparar las diferencias según el tratamiento para cada probeta.

39

5. DESARROLLO DEL PROYECTO

5.1 Elaboración de probetas

El acero fue elaborado por la empresa china Xing Cheng Steel, y distribuido por la Compañía General de Aceros S.A. en Bogotá. Las probetas son fabricadas en la cortadora Metacut 250 que se encuentra en el laboratorio de metalografía de la Universidad Distrital Francisco José de Caldas.

Fig. 14. Probeta para realizar las juntas. Dimensiones aproximadas (mm): 9.53 x 10 x 150

5.2 Resultados de la composición química

Se hicieron 3 quemas del material base en el espectrómetro de emisiones en la Universidad Nacional de Colombia, dando como resultado una fracción volumétrica de hierro del 98.44 % y para los elementos aleantes de:

Mn 0.747

C 0.434

Si 0.232

Cr 0.045

Al 0.028

Ni 0.026

Cu 0.022

Mo 0.01

Pb 0.005

Co 0.004

Nb 0.002

V 0.002

Sn 0.001

B 0.0009

Tabla 2. Resultados de espectrometría.

Esto confirma que se trata de un acero SAE 1045.

40

5.3 Determinación de las temperaturas A1, A3 y MS

A partir de (1), (2) y (9) encontramos que: A1= 721.21℃;

A3= 781.24℃

y

MS= 332.136℃

El temple se hará a 760℃ durante 30 minutos, debido a la profundidad del material.Un revenido por debajo de MS se realiza como tratamiento de alivio de tensiones y por encima se busca la transformación de fases. Generalmente cuando se pre-calienta, se hace a temperaturas bajas, mientras el postcalentamiento se efectúa a altas temperaturas. Pero en este caso solo se hará un post-calentamiento. Se desea una temperatura justo por encima del inicio de formación de martensita, para conocer el comportamiento del material en ese estado. Como se indicó el MS real puede encontrarse dentro de un rango de ± 30ºC del teórico, además el horno utilizado para este trabajo puede indicar hasta 6 grados de error (Anexo A), además en la determinación de MS no se ha tenido en cuenta su modificación debido a la adición de calor por la soldadura. Por lo tanto, se decide tomar una temperatura para el tratamiento en la unión de 370ºC.

La temperatura de inicio de transformación bainítica es de 640ºC (ecuación 9), por lo que no existirá en esta estructura presencia de bainita ni ferrita acicular.

Debido a que el porcentaje de carbono equivalente nos indica que la soldadura es limitada (ecuación 4) (%CE = 0.4887) para garantizar la unión se usará el electrodo E7018.

41

5.4 WPS del proyecto ESPECIFICACIONES DEL PROCEDIMIENTO DE SOLDADURA (WPS) WPS SAE1045DP-1 Institución: Universidad Distrital Francisco José de Caldas Soldador Certificado: Alejandro Suarez Fecha: Mayo 2017 PROCESO TECNICA Soldadura Método Polaridad Fuente de poder

SMAW Manual, Automática DCEP VOLTAJE CONSTANTE

POSICION A tope Filete Progresión vertical

1-4G 1-3F Ascend. o Descendente

METAL BASE Especificaciones Rango calificado

Mixto Múltiple ……….. Grata circular Refrentado en torno ……….. ……….. Mínima

DISEÑO DE LA JUNTA Nombre Tipo Respaldo Ancho Raíz Otro

ASTM 1045 DP

⅛ˮ- 1ˮ Espesor ⅜ˮ METAL DE APORTE Especificación AWS Clasificación AWS

Tipo de cordón Numero de pases Distancia de boquilla Limpieza entre pases Método de saneado Temp. precalentam. Temp. entre pases Temp. post-soldadura

AWS A.5.1. E-7018

T-U1a A Tope NO

..... ⅛ˮ

Material Espesor Cara

..... ..... ⅛ˮ

…….

PROTECCION …………. …………. …………. …………. PROCEDIMIENTO DE SOLDADURA Proceso Clase Diámetro Amperaje Voltaje

Gas Composición Rata de flujo Fundente

Pase 1 2-n 3 4

SMAW SMAW SMAW SMAW

E-6010 E-7018 E-7018 E-7018

⅛ˮ ⅛ˮ ⅛ˮ ⅛ˮ

95-110 110-115 105-115 110-120

21-23 21-25 21-23 20-22

ELABORADO POR: Fabián José Correa APROBADO POR: Ing. Carlos A. Bohórquez

42

Velocidad de Avance (mm/min)

170 150 150 150

5.5 PQR del proyecto REGISTRO DE LA CALIFICACIÓN DEL PROCEDIMIENTO (PQR) PQR SAE1045DP-1 Institución: Universidad Distrital Francisco José de Caldas Soldador Certificado: Alejandro Suarez Fecha: Agosto 2017 WPS №: SAE1045DP-1 PROCESO TECNICA Soldadura Método Polaridad Fuente de poder

SMAW MANUAL DCEP VOLTAJE CONSTANTE

POSICION A tope Filete Progresión vertical

3G 3F Ascendente

METAL BASE SAE 1045 Doble fase

Especificaciones Tipo Máx. espesor pase

Oscilado Múltiple Único ……….. Grata circular Refrentado en torno ……….. ……….. 370 ℃ 5, 10 o 15 minutos

DISEÑO DE LA JUNTA

Menor de ½ ˮ

Nombre Tipo Respaldo Ancho Raíz

⅜ˮ METAL DE APORTE Espesor

Especificación AWS Clasificación AWS Espesor

Tipo de cordón Numero de pases Cant. de electrodos Distancia de boquilla Limpieza entre pases Método de saneado Temp. precalentam. Temp. entre pases Temp. post-soldadura Tiempo post-soldado

AWS A.5.1. E-7018

T-U1a A Tope NO

Material Espesor Cara

..... ⅛ˮ

..... ..... ⅛ˮ

9/16 ˮ

PROTECCION Gas Rata de flujo

…………. ………….

Fundente

………….

Pase 1 2-n

PROCEDIMIENTO DE SOLDADURA Proceso Clase Diámetro Amperaje Voltaje SMAW SMAW

E-7018 E-7018

⅛ˮ ⅛ˮ

105-120 105-120

25 25

Velocidad de Avance (mm/min)

145-155 145-155

INSPECCIÓN VISUAL Apariencia: Aceptable Porosidades: Aceptable

Socavado: Ninguno

Convexidad: Ligera Grietas: Ninguna

Tipo de Prueba Análisis metalográfico, cordón de soldadura: ferrita y martensita Composición metal base por espectrometría: Mn 0.747 C 0.434 Si 0.232 Cr 0.045 Al 0.028 Ni 0.026 Cu 0.022 Mo 0.01 Pb 0.005 Co 0.004 Nb 0.002 V 0.002 Sn 0.001 B 0.0009 Certifico que las declaraciones en este registro son correctas y que las soldaduras fueron preparadas y soldadas de acuerdo con los requerimientos de la AWS A5.1 ELABORADO POR: Fabián José Correa APROBADO POR: Ing. Carlos A. Bohórquez

43

5.6 Micrografías

El ataque fue al 1% de nital ya que al 2% sufrió un sobre ataque que impidió observar la microestructura, debiendo volver a pulir desde la lija № 800. Después del pulido, se enjuagó con alcohol etílico la superficie de espejo retirando las impurezas, se realizó el ataque químico durante 4 segundos, inmediatamente se limpió con algodón y enjuagó nuevamente con alcohol. Se utilizó un microscopio metalográfico trinocular invertido Axio Observer D1m ubicado en el laboratorio de metalografía de la Universidad Distrital.

En este trabajo se buscara distinguir y caracterizar las zonas presentes en el acero soldado.

Fig. 15. Junta de acero AISI/SAE 1045 en doble fase

Revenido de 5 minutos

Solo templado

44

Revenido de 10 minutos

Revenido de 15 minutos

Fig. 16. Micrografías acero SAE 1045 templado a 760°C y revenido a 370°C a 500X.

La estructura esta constituida principalmente por ferrita (zonas claras) y martensita (zonas oscuras). Las zonas mas oscuras corresponden a martensita revenida. A continuación se anota el porcentaje de fases presentes en cada caso anterior, que se obtuvieron por conteo, utilizando una red de 100 puntos (ASTM E562): T 82 18

Martensita Ferrita

R 5’ 70 30

R 10’ 74 26

R 15’ 85.5 14.5

Tabla 3. Fases presentes en la figura 16.

En R 5’ no solo se observa el más alto contenido de ferrita, sino que es notoria la presencia de morfologías inter-granular y alotriomórfica, un indicador de mayor resistencia al agrietamiento y mayor tenacidad.

Teóricamente mediante la ecuación 8, conociendo Ms y la temperatura intercritica, es posible integrar e iterar para conocer la fracción de martensita:

Vm

=

(T ─ Ms)

1.191

• Vm

0.382

• (1─ Vm)

2.421

Vm ≈ 81%. Valor muy cercano al obtenido por conteo de puntos.

45

⇚⍺W

⍺Al ⍺Al⇛

Sin tratamiento

⇚⍺IG

Revenido de 5 minutos

⍺IG⇛

⇚⍺Al

⍺IG⇛

⇚⍺W

⇚⍺Al Revenido de 10 minutos

Revenido de 15 minutos

Fig. 17. Micrografías soldadura con E-7018 con revenido a 370°C a 500X.

Se observa una mayor fracción de ferrita alotriomórfica (⍺Al) e intergranular (⍺IG) en el material de aporte, distribuidas de manera uniforme en el cupón de 10’, además de que no se observan regiones amplias de ferrita Widmanstätten (⍺W ), lo que indicaría una disminución de las tensiones internas y un aumento de la resistencia debido al tratamiento de post-calentamientos especialmente en este espécimen.

46

Sin tratamiento (500x)

Post-calentamiento de 5 minutos (500x)

Post-calentamiento de 10 minutos (200x)

Post-calentamiento de 15 minutos (500x)

Fig. 18. Micrografías del material base SAE 1045 y la ZAC, tratado a temperatura inter-crítica con tratamiento térmico post-soldadura por encima de Ms.

Gracias al tratamiento de post-calentamiento se ha obtenido un grano más fino, el cual se relaciona con mejores propiedades mecánicas. Esta sub zona de la ZAC es conocida como Zona de Grano Parcialmente Refinado, la cual está sujeta a temperaturas cercanas a A1, 721.21℃, para este momento la austenita se ha descompuesto, se observa entonces la aparición inicialmente de ferrita Widmanstätten (⍺W ) en la ZAC resultado de un enfriamiento por conducción con el material base, las laminillas de ⍺W se hacen menos frecuentes con el aumento de

47

tiempo en el horno en esta zona, debido posiblemente al aumento de temperatura de transformación de fase.

⍺IG ⇛ ⍺W⇛

⍺Al⇛ ⍺W⇛

⍺Al⇛ ⟱ ⍺Id. ⍺IG⇛ Sin tratamiento

⇚⍺IG

Post-calentamiento de 5 minutos

⇚⍺Al

⍺Al⇛

⍺Id.⇛

⍺IG⇛ ⍺W⇛ Post-calentamiento de 10 minutos

Post-calentamiento de 15 minutos

Fig. 19. Micrografías del E7018 y ZAC, de un acero SAE 1045 tratado a temperatura inter-crítica con tratamiento térmico post-soldadura por encima de Ms a 500X.

El limite entre las dos fases de la figura19 son mas claras que con respescto a la figura 18, se observa la presencia de martensita revenida, debido a la alta tasa de enfriamiento del temple y del posterior post-calentamiento que actua como revenido. Esta subzona de la ZAC, llamada Zona de Grano Grueso, alcanza temperaturas superiores a A3. La formación de la ⍺W , es producto en parte del choque térmico que impide que la ⍺Al se forme en con mayor facilidad dentro de

48

los límites de grano de austenita. Este defecto es superado en gran medida por el tratamiento con un tiempo de sostenimiento de 10 y 15 minutos.

Sin tratamiento

Post-calentamiento de 5 minutos

Post-calentamiento de 15 minutos

Post-calentamiento de 10 minutos

Fig. 20. Micrografías de la ZAC de acero SAE 1045 tratado a temperatura inter-crítica con tratamiento térmico post-soldadura por encima de Ms a 500X

Se anota el porcentaje de fases presentes en cada caso: Martensita Ferrita

T 75.25 24.75

R 5’ 59.75 40.25

R 10’ 73.5 26.5

R 15’ 93 7

Tabla 4. Fases presentes en la ZAC

En la probeta únicamente templada se observa martensita muy obscura, posiblemente con alto grado de carbono en su interior, o ya como martensita revenida

debido al tratamiento que aplica sobre el material la soldadura. Así

mismo, se observa en está mayor presencia de ferrita Widmanstätten, lo que indica que hubo un alivio de tensiones en las probetas que recibieron el

49

tratamiento térmico, pues además en estás juntas la proporción de martensita revenida es más alta. La morfología de ferrita presente en todos los casos es de alotriomórfica e inter-granular principalmente.

5.7 Medición en el micro durómetro

Se utilizó el microdurómetro HMV-2 marca Shimadzu del laboratorio de metalografía de la Universidad Distrital con un tiempo de indentación de 30 segundos. Se tomará una indentación en la soldadura y en el material base cada 3 mm desde el final de la ZAC para 4 registro de cada una, por su parte en la ZAC se tomará cada 0.5 mm anotando 3 registros por cada probeta. En la siguiente tabla cada fila corresponde a los valores registrados en una probeta distinta. Todas las medidas tomadas se encuentran en Vickers (HV).

10 Minutos

5 Minutos

Temple

Soldadura

ZAC

Material Base

1 269

222

225

257

314

266

237

288

410

543

507

2

254

239

269

253

356

657

383

291

423

494

554

3

248

250

261

260

329

215

539

302

405

481

421

1 281

268

296

281

319

276

293

376

465

471

495

2

275

250

257

318

288

268

281

346

408

360

442

3

268

257

263

283

264

293

277

377

404

442

432

1 230

218

245

203

247

211

235

296

319

245

287

2

213

235

242

222

239

243

264

272

287

283

299

3

238

266

232

271

246

255

257

285

296

272

285

50

15 Minutos

1 247

221

262

200

311

311

332

284

324

332

337

2

218

228

286

412

309

472

259

197

275

317

263

3

303

232

271

284

345

322

411

240

345

306

301

Tabla 5. Resultados de la micro-dureza experimental

De la tabla anterior se obtienen los siguientes valores promedio (indicando en color rojo los valores máximos y los mínimos en verde) y la gráfica que le sigue: Soldadura

ZAC

Material Base

T

257

237

252

257

333

379

386

294

413

506

494

5’

274

258

272

294

290

279

284

366

426

424

456

10’

227

240

240

232

244

236

252

284

300

267

290

15’

256

227

273

299

322

368

334

240

315

316

300

Tabla 6. Promedios de la tabla 5.

Grafica 1. Perfiles de Micro-dureza del acero en estudio.

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Se observa que el metal base alcanzó las mayores microdurezas, debido a altas temperaturas y velocidades de enfriamiento en esta fase. Además a mayor distancia de este, menor es la microdureza en la mayoría de muestras, esto estaría asociado a un menor grado de dilución hasta alcanzar el centro del metal de aporte.

La microdureza descienda a ambos lados de la soldadura, en el caso del acero T y 15’, estos niveles obtenidos en el material de aporte cerca de la ZAC coinciden con la presencia de ⍺W, la cual se puede atribuir a la microsegregación, generada por el aporte de calor en la ZAC.

El tratamiento térmico post soldadura produjo un incremento de la microdureza de la ZAC de la junta de 15’ debido a endurecimiento secundario, también posiblemente debido a la transformación de austenita retenida en martensita, aumentando su dureza casi hasta los niveles del acero sin este tratamiento.

52

6 CONCLUSIONES

 Las variables en el PQR y el conocimiento del soldador certificado permitieron obtener juntas adecuadas de conformidad con las normas.

 Las fracciones volumétricas de la martensita dependen de la temperatura del tratamiento intercrítico,

del tiempo de sostenimiento del post

calentamiento y de la composición química del acero.

 Se visualiza en la ZAC, especialmente en las fronteras con la zona de fusión y con el material base la disminución de presencia de ferrita Widmanstätten con el aumento del tiempo de sostenimiento del tratamiento de post calentamiento, relacionado con las bajas microdurezas registradas en estas subzonas. Se observa una mayor presencia de otras morfologías de ferrita como la alotriomórfica, principalmente en las probetas de 5’ y 10’ de tratamiento lo que coincide con los menores valores de dureza tabulados. Específicamente para los resultados para 10’ se han obtenido las menores microdurezas, que oscilan entre 227 y 290 HV, tomadas desde la soldadura hasta el material base. Por su parte en la junta que solo había recibido un tratamiento intercrítico resultaron de 237 a 506 HV en el mismo orden. Gracias al tratamiento de soldadura se logró un reblandecimiento y un alivio de tensiones observado en las micrografías, con los mejores resultados para un tiempo de sostenimiento de 10 minutos.

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56

ANEXO A: Reporte de calibración de la mufla utilizada en el proyecto.

57

ANEXO B: Certificado de espectrometría (Universidad Nacional de Colombia)

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