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CORPORACIÓN MEXICANA DE INVESTIGACIÓN EN MATERIALES DIVISIÓN DE ESTUDIOS DE POST-GRADO INFLUENCIA DE LAS VARIABLES DE PROCESO SOBRE LAS PROPIEDADES MICROESTRUCTURALES DE COMPUESTOS AVANZADOS DE ALUMINIO/GRAFITO SOLDADOS POR LÁSER PULSADO DE Nd.YAG. POR EDGAR DANIEL AGUILAR CORTES TESIS EN OPCIÓN COMO MAESTRO EN TECNOLOGÍA DE LA SOLDADURA INDUSTRIAL SALTILLO COAHUILA A 31 DE MAYO DE 2010

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CORPORACIÓN MEXICANA DE INVESTIGACIÓN EN MATERIALES

DIVISIÓN DE ESTUDIOS DE POST-GRADO

INFLUENCIA DE LAS VARIABLES DE PROCESO SOBRE LASPROPIEDADES MICROESTRUCTURALES DE COMPUESTOSAVANZADOS DE ALUMINIO/GRAFITO SOLDADOS POR LÁSER PULSADODE Nd.YAG.

POR

EDGAR DANIEL AGUILAR CORTES

TESIS

EN OPCIÓN COMO MAESTRO EN TECNOLOGÍA DE LA SOLDADURAINDUSTRIAL

SALTILLO COAHUILA A 31 DE MAYO DE 2010

CORPORACIÓN MEXICANA DE INVESTIGACIÓN EN MATERIALES

DIVISIÓN DE ESTUDIOS DE POST-GRADO

INFLUENCIA DE LAS VARIABLES DE PROCESO SOBRE LASPROPIEDADES MICROESTRUCTURALES DE COMPUESTOSAVANZADOS DE ALUMINIO/GRAFITO SOLDADOS POR LÁSER PULSADODE Nd:YAG.

POR

EDGAR DANIEL AGUILAR CORTES

TESIS

EN OPCIÓN COMO MAESTRO EN TECNOLOGÍA DE LA SOLDADURAINDUSTRIAL

SALTILLO COAHUILA A 31 DE MAYO DE 2010

Corporación Mexicana de Investigación en Materiales

Gerencia de Desarrollo Humano

División de Estudios de Postgrado

Los miembros del Comité Tutorial recomendamos que la Tesis

"INFLUENCIA DE LAS VARIABLES DE PROCESO SOBRE LAS

PROPIEDADES MICROESTRUCTURALES DE COMPUESTOS

AVANZADOS DE ALUMINIO/GRAFITO SOLDADOS POR LÁSER PULSADO

DE ND:YAG", realizada por el alumno EDGAR DANIEL AGUILAR CORTES,

con número de matrícula 09-MS011 sea aceptada para su defensa como

Maestro en Tecnología de la Soldadura Industrial.

El Comité Tutorial

Dr. Mauricio Garza Castañón

Tutor Académico

Dr. irge L. Acevedo DávilaAsesor

M.C. Clau

Coor

Dr. yvayne n.k iqpngCo-lTutor Académico

N.P. HJ|ji

frtu¿ó Reyes ValdésAsesor

zález Rodríguez.osgrado

Corporación Mexicana de Investigación en Materiales

Gerencia de Desarrollo Humano

División de Estudios de Postgrado

Los abajo firmantes, miembros del Jurado del Examen de Grado del

alumno EDGAR DANIEL AGUILAR CORTES, una vez leída y revisada la Tesis

titulada "INFLUENCIA DE LAS VARIABLES DE PROCESO SOBRE LAS

PROPIEDADES MICROESTRUCTURALES DE COMPUESTOS AVANZADOS

DE ALUMINIO/GRAFITO SOLDADOS POR LÁSER PULSADO DE ND:YAG",

aceptamos que la referida Tesis revisada y corregida, sea presentada por el

alumno para aspirar al grado de Maestro en Tecnología de la Soldadura

Industrial durante el Examen de Grado correspondiente.

Y para que así conste firmamos la presente a los 31 días del mes de Mayo de2010.

Dr. Martín Ignacio Pech Dra^OxaííaVasilievnaCanul /'^Knarissova

Presidente Secretaria

%Dr. Wayfcie N. P. Hu

Vocal

LISTA DE CONTENIDO

LISTA DE CONTENIDO I

AGRADECIMIENTOS V

RESUMEN 1

CAPÍTULO 1. ANTECEDENTES 3

1.1 INTRODUCCIÓN 3

1.2 PLANTEAMIENTO DEL PROBLEMA 5

1.3 OBJETIVOS 6

1.3.1 Objetivo general 6

1.3.2 Objetivos específicos 6

INJUSTIFICACIÓN 7

1.6 HIPÓTESIS 7

CAPÍTULO 2. ESTADO DEL ARTE 8

2.1 PANORAMA GENERAL 8

2.2 SOLDADURA LÁSER Nd:YAG PULSADA 12

2.2.1 Descripción general del proceso Láser 12

2.2.2 Tipos de láser industriales 14

2.2.3 Variables del proceso 15

2.2.4 Principios de operación 16

2.2.5 Ventajas de la soldadura por Láser 21

2.3 COMPUESTOS DE MATRIZ METÁLICA 22

2.3.1 Descripción general de los CMM 22

2.3.2 Fabricación de compuestos de matriz metálica 23

2.3.3 Matrices para CMMs 24

2.3.4 Refuerzos utilizados en CMM 25

2.3.5 Interface matriz-refuerzo 27

2.3.6 Propiedades y comportamiento de los CMMs 28

2.3.7 Ejemplo de aplicación industrial 29

2.4 SOLDABILIDAD DE CMMs UTILIZANDO LÁSER 31

2.4.1 Introducción a la soldabilidad mediante láser 31

2.4.2 Fórmulas comúnmente utilizadas 31

2.4.3 Soldabilidad en CMMs de Al/SiC 33

2.4.4 Soldabilidad en CMMs A359/SÍC utilizando láser

DiodoydeC02 34

2.4.5 Efectos nocivos del AI4C3 en la soldadura láser 37

2.4.6 Supresión de AI4C3 en CMM SÍC/6061AI 39

2.4.7 Influencia de los parámetros láser Nd:YAG sobre

CMMAI/SiC 43

2.4.8 Microestructura de unión CMM Al/SiC soldada con 47

láser Nd:YAG

CAPÍTULO 3. METODOLOGÍA 50

3.1 INTRODUCCIÓN A LA METODOLOGÍA 50

3.2 MATERIALES 50

3.3 MÉTODOS 52

III

3.3.1 Preparación de las probetas antes de la soldadura... 52

3.3.2 Método de aplicación utilizando proceso láser

convencional 55

3.3.3 Método de aplicación utilizando proceso láser-

brazing 56

3.3.4 Diseño de experimentos 57

3.3.5 Metodología de inspección metalográfica 59

CAPÍTULO 4. RESULTADOS 63

4.1 CARACTERIZACIÓN DEL MATERIAL 63

4.2 INFLUENCIA DEL ENFOQUE SOBRE LA GEOMETRÍA

DEL CORDÓN 68

4.3 INFLUENCIA DE LOS PARÁMETROS DE PROCESO

SOBRE LA PROFUNDIDAD 69

4.4 EFECTO DE LOS PARÁMETROS DE PROCESO SOBRE

EL ANCHO DEL CORDÓN 70

4.5 EFECTO DE LOS PARÁMETROS DE PROCESO EN EL

NIVEL DE DEFECTOS DEL CORDÓN 71

4.6 INFLUENCIA DE LOS PARÁMETROS DE PROCESO

SOBRE LA DUREZA DEL CORDÓN 73

4.7 COMPORTAMIENTO DEL CMM Al/Gr BAJO PROCESO DE

SOLDADURA LÁSER - BRAZING 74

4.7.1 Comportamiento del material sin la utilización de

recubrimiento 76

4.7.2 Comportamiento del material utilizando recubrimiento

de oro, estaño y zinc 78

CAPÍTULO 5. DISCUSIÓN 81

5.1 PREÁMBULO A LA DISCUSIÓN 81

5.2 MICROESTRUCTURA GENERAL DEL CORDÓN 83

IV

SOLDADO POR LÁSER Nd:YAG

5.3 DEPENDENCIA DE LA GEOMETRÍA RESPECTO DE LOS

PARÁMETROS 84

5.4 INFLUENCIA DE LOS PARÁMETROS SOBRE LA

MICROESTRUCTURA DEL CORDÓN 88

5.5 ANÁLISIS DE ZONA CENTRAL Y DE FUSIÓN 90

5.6 ANÁLISIS DE DEFECTOS EN EL CORDÓN SOLDADO

CON LÁSER Nd:YAG SIN MATERIAL DE APORTE 98

5.6.1 Porosidad en zona central 98

5.6.2 Constricciones en la zona afectada 101

5.7 ANÁLISIS DEL COMPORTAMIENTO DEL MATERIAL

BAJO SOLDADURA LÁSER-BRAZING 106

5.7.1 Restricciones del material para lograr una unión

sana sin la utilización de metal de aporte 106

5.7.2 Selección de metal de aporte para proceso Láser-

Brazing 108

5.7.3 Microestructura del cordón bajo proceso Láser-

Brazing 109

CAPÍTULO 6. CONCLUSIONES 113

CAPÍTULO 7. RECOMENDACIONES Y TRABAJO FUTURO 116

REFERENCIAS 118

LISTA DE FIGURAS 126

AGRADECIMIENTOS

Quiero expresar mi más sentido agradecimiento a la Corporación Mexicana

de Investigación en Materiales S.A. de C.V., principalmente al personal que

labora en las aéreas de posgrado y laboratorios, por los apoyos económico,

técnico y de recursos materiales, destinados a la formación de mi persona como

Maestro en Tecnología de la Soldadura Industrial.

Me gustaría agradecer de forma especial a mis asesores; Dr. Wayne Hung

de la Universidad Texas A&M, Dr. Martin Pech del CINVESTAV, Dr. Mauricio

Garza, Dr. Jorge Acevedo y al Dr. Arturo Reyes de COMIMSA por el gran apoyo

destinado a está tesis. Sus consejos oportunos, paciencia y apoyo constante

fueron una gran fuente de energía para la conclusión de este trabajo.

Por ultimo y no menos importante quiero agradecer a toda mi familia (Areli,

Efraín y Erika) por proveer el mejor ambiente de desarrollo humano que una

persona pueda tener, especialmente agradezco a mis padres, la Sra. Irene

Cortés y el Sr. Misael Aguilar por amarme y apoyarme siempre, con ellos

siempre estaré en deuda.

RESUMEN

Durante el último lustro, se desarrolló una clase alternativa de materiales

compuestos de matriz metálica (CMM) bajo la especificación AI-METGRAF X-

XXX1 ® utilizando aluminio y grafito. Este tipo de materiales muestra mejoras

importantes en cuanto a propiedades térmicas y mecánicas que superan a las

de sus similares fabricados con otra clase de refuerzo para aplicaciones de

termocontrol. Sin embargo, la principal desventaja que presenta este material

es la dificultad para maquinar y para soldar, debido a la propensión del material

a experimentar grandes esfuerzos térmicos y expansión dimensional

descontrolada cuando se les somete a temperaturas mayores a las de diseño.

Por lo anterior el propósito del presente trabajo es realizar un estudio sobre la

relación existente entre los parámetros de soldadura láser pulsado de Nd:YAG y

las características de unión (geometría, microestructura y defectos) en un

compuesto de aluminio/grafito (Al METGRAF 7-200), con el fin de analizar la

viabilidad del proceso, haciendo uso de herramientas tales como análisis

metalúrgico, análisis fisicoquímico y técnicas estadísticas. Para tal fin, se

prepararon cupones de soldadura tipo revestimiento sobre placas de 12.7mm X

25.4mm X 3mm. El diseño experimental se llevó a cabo considerando como

variables independientes la densidad de potencia, duración de pulso,

frecuencia, velocidad de avance, recubrimiento de placa y material de aporte.

Las características analizadas fueron la geometría del cordón, microdureza,

fases indeseables (sólo se consideró el carburo AI4C3) y cantidad de defectos.

Al METGRAF es una marcaregistrada de Metal Matrix CastComposites, LLC. ©Copyright 2004

Durante la experimentación se utilizó gas Argón de alta pureza a una presión de

2 l/min y distancia focal de 200 mm. Derivado del diseño de experimentos se

determinó que la variable que más influye para la penetración es la densidad de

potencia. El valor máximo de penetración obtenido fue de 1.5 mm, para una

densidad de potencia de 250X104 W/cm2. Respecto a la duración de pulso, la

frecuencia y la velocidad de avance se pudo ver que poco aportaban en cuanto

a la penetración. Sin embargo, estas últimas variables tienen gran influencia en

la cantidad de la fase indeseable de AI4C3, cuya proporción aumenta conforme

la duración de pulso aumenta y la velocidad de avance disminuye. Con respecto

a los defectos presentes en el cordón, el mayor fue la presencia de huecos o

constricciones de la matriz, producto de la velocidad de enfriamiento

excesivamente alta, debido a la alta conductividad del material (>185 W/mK),

observándose que para minimizar este tipo de defectos el tiempo de repetición

del pulso debiera ser por lo menos el mismo que el de duración de pulso bajo

un ciclo de trabajo del 50% de acuerdo a la norma ANSI/AWS

C7.4/C7.4M:2008. En el caso del equipo utilizado, la frecuencia ideal sería de

100Hz para una duración de pulso de 10 ms. Se observó también que la unión

directa del compuesto bajo el haz de luz láser sin la utilización de metal de

aporte es en extremo difícil, debido a la inestabilidad térmica en el frente de la

interfaz matriz/refuerzo y las características de los elementos del CMM.

CAPITULO 1.

ANTECEDENTES

1.1 INTRODUCCIÓN

Este trabajo pretende determinar la relación existente entre las principales

variables del proceso láser Nd:YAG y la soldabilidad (geometría, fases

presentes y defectos) del nuevo compuesto de matriz de aluminio reforzado

con grafito AI-METGRAF 7-200, con el fin de determinar la viabilidad del

proceso para soldar este tipo de materiales avanzados.

Los materiales compuestos de matriz metálica (CMM), consisten

básicamente de un refuerzo no metálico incorporado a una matriz metálica.

Donde el refuerzo constituye, típicamente, más del 20% en volumen del

compuesto. [1]. Generalmente, cuando se utiliza aluminio como matriz, la

familia de reforzadores incluye; boro, óxido de aluminio y carburo de silicio [2].

(Ver Figura 1.1)

En el caso de aplicaciones eléctricas y electrónicas, el diseño de

propiedades termomecánicas y termofísicas con una máxima transferencia de

calor, combinada con una mínima distorsión térmica, es la clave para que los

CMM sean los candidatos ideales [2].

Sin embargo, las desventajas principales que presentan este tipo de

materiales son la dificultad para maquinar y soldar debido a la propensión de

estos materiales a experimentar grandes esfuerzos térmicos y expansión

descontrolada cuando se les somete a temperaturas mayores a las de diseño.

[6]

Figura 1.1. Sección transversal típica de materiales de matriz de aluminio reforzados, a)Compuesto de aluminio reforzado con fibras continúas de boro (matriz A 6061). b) MMC de Al-Grafito con 40% vol. de fibras de refuerzo discontinuas, c) Aleación de aluminio 6061 reforzado

con 40% vol. de partículas de SiC. d) MMC de aluminio reforzado con 20% vol. de filamentos(whiskers) de SiC. ASM Handbook, Vol. 2, Tenth Edition.

Las aplicaciones industriales de los CMM Al-Gr incluyen: dispositivos

para comunicaciones inalámbricas, aplicaciones satelitales, electrónica de

potencia, disipadores de calor para circuitos integrados, dispositivos

electrónicos de precisión, intercambiadores de calor para aplicaciones

aeroespaciales, diseño de maquinaria de alta precisión y térmicamente estable,

así como equipo de medición, etc. [3-5]

1.2 PLANTEAMIENTO DEL PROBLEMA.

Debido a que los CMM de Aluminio/Grafito son materiales relativamente

nuevos, existe poca o nula información respecto al comportamiento durante y

después de la aplicación de soldadura. [4]

1.3 OBJETIVO GENERAL

1.3.1 Objetivo general

Evaluar el efecto de los parámetros de proceso sobre las propiedades

microestructurales del compuesto de matriz de aluminio reforzado con grafito Al

METGRAF 7-200 soldado mediante Láser pulsado de Nd:YAG.

1.3.1 Objetivos específicos

Comprender la termodinámica del proceso y su impacto en la integridad

microestructural de la unión.

Aportación tecnológica y científica en el diseño de estructuras térmicamente

estables utilizadas en aplicaciones de termocontrol.

Verificar la viabilidad del método Láser pulsado Nd:YAG para su aplicación

en procesos de unión de CMM Al/Gr.

1.5 JUSTIFICACIÓN

El éxito en el desarrollo de una tecnología de unión para compuestos

avanzados de Aluminio/Grafito aumentará su uso en aplicaciones industriales

de alto desempeño, así como elevará su rentabilidad. Pero debido a la escasa

información sobre la soldabilidad de este tipo de materiales, se hace evidente

contar con un estudio científico que garantice la permanencia de las

propiedades térmicas y mecánicas más significativas del mismo.

1.6 HIPÓTESIS

La soldadura láser aplicada con los parámetros óptimos producirásoldaduras sanas así como un mínimo efecto térmico en el CMM Al-Gr.

CAPITULO 2.

ESTADO DEL ARTE

2.1 PANORAMA GENERAL

El compuesto MMC AI-METGRAF 7-200 como se mencionó, fue

desarrollado para su uso en termocontrol. Este material utiliza grafito cuyo

coeficiente de expansión térmico es negativo, y una matriz ligera de aluminio

[4].

El compuesto tiene la característica de remover en forma efectiva el calor al

tiempo que los esfuerzos térmicos se reducen considerablemente en

comparación a otros materiales destinados al mismo propósito.

Su baja densidad es ideal para dispositivos portátiles o aplicaciones

aeroespaciales. Las propiedades térmicas y mecánicas de los MMC de Al-Gr

son dependientes de la dirección debido a que las fibras de grafito son

alineadas de forma distinta en el plano xy que en el plano que está en la

dirección normal a z [3]. Ver Tabla 2.1 y Figura 2.1

Figura 2.1. Compuesto de matriz de aluminio reforzado con 30% en volumen de grafito. A)Micrografía paralela a la superficie de montaje (plano xy) B) Micrografía normal a la superficiede montaje (plano z). Cornie J. A.

Tabla 2.1. Comparación entre propiedades del aluminio, grafito y MMC Al-Gr.Aluminio

A356

Grafito Al MetGrar

4-230

Al MetGrar

7-200

Conductividad Térmica (W/mK) 155 1100 225(xy), 120(z) 190 (xy), 125 (z)

Cfte. de expansión térmica (xlO^/K) 23 -1.6 4(xy), 24(z) 7(xy), 24(z)

Resistencia a la tensión (MPa) 150 540 15(xy) 13.5(xy), 5.5(z)

Densidad a 293K (g/cmJ) 2.7 2.2 2.4 2.46

'MetGraf es una marca registrada de MMCC http://www.metalmatrixcomposites.com)

En algunos casos, estas propiedades anisotrópicas de los MMC, restringen

el uso en termo control a aplicaciones de una o dos dimensiones. Por ello, una

de las aportaciones de este trabajo es la de obtener propiedades térmicas y

mecánicas uniformes (en todas direcciones), a través del uso de uniones

soldadas.

Una solución tecnológicamente útil es aquella que conlleve una alta relación

costo-beneficio y que no afecte negativamente el proceso de fabricación actual

para producircompuestos de Al-Gr, los cuales requieren técnicas especiales de

unión debido a la posibilidad de daño microestructural.

10

De acuerdo con la literatura consultada se vio que la soldadura aplicada a

materiales similares es factible únicamente con algunos procesos avanzados.

Por ejemplo, Fukumoto 2004, comprueba que la microsoldadura por

resistencia puede ser utilizada haciendo uso de rodillos pequeños. [10]

Lienert et al., 1998, menciona que la soldadura por fricción inercial del

aluminio 8009 con partículas de SiC puede ser realizada con esfuerzos de

tensión en la unión que exceden en 90% la resistencia a la tensión del material

base. [11]

Por otra parte Knorovsky et al., 2004, expone que la soldadura con haz de

electrones a 5kW/mm2 puede ser utilizada para micro soldadura al vacio, o

alternativamente, un haz de electrones a 38kW/mm2 en un microscopio de

barrido electrónico puede ser utilizado para la soldadura de micro componentes.

[12]

Según Ogata et al., 2004, el láser de Nd-YAG puede ser utilizado para

microsoldadura de aleaciones con memoria de forma o procesamiento de

compuestos de Aluminio - SiC como lo menciona en su trabajo Hung et al.,

1995. [13 y 14]

En este punto de la investigación se seleccionó al proceso láser Nd:YAG

como el proceso de experimentación, debido a que los métodos antes

mencionados presentan limitaciones a la hora de soldar geometrías complejas,

además de que el proceso láser presenta las siguientes ventajas:

♦ Enfoque en el punto exacto donde se requiere el cordón de soldadura.

♦ Control preciso sobre los parámetros de procesamiento que podrían

evitar un daño excesivo a la microestructura.

11

♦ Posibilidad de realizar la soldadura sin la aplicación de material de

aporte.

También, de la literatura se tomaron en cuenta los posibles defectos

generados al soldar CMM de Al/Gr.

Hung et al., 1995 y Linert et al., 1998, observaron que durante la soldadura y

el maquinado con láser de compuestos de aluminio reforzado con partículas de

SiC se forman agujas de carburo de aluminio AI4C3 que pueden degradar las

propiedades mecánicas de la soldadura.

La formación de AI4C3, sin embargo, puede ser suprimida mediante una

velocidad más baja de calor en la soldadura de gas inerte de tungsteno; las

uniones soldadas de compuestos de Al-SiC pueden tener resistencia a la

tensión aproximadamente del 90% de las muestras sin soldar como lo

comprueba Mitul, 2005 [15].

Por otra parte Yusa et al., 1998 menciona que el láser, puede transformar el

grafito a diamante a presión extrema superior de 11GPa [16].

Con el fin de dar un panorama más amplio al lector sobre el estado del arte

de este trabajo, este capítulo se dividirá en tres secciones. La primera,

presentará el estado del arte del proceso Láser Nd:YAG y sus características

más importantes. La segunda parte comprende un estudio sobre los materiales

compuestos de matriz metálica y por último, una sección enfocada a la

soldabilidad de los MMC utilizando el proceso Láser Nd:YAG.

12

2.2 PROCESO DE SOLDADURA LÁSER Nd:YAG PULSADO.

2.2.1 Descripción general del proceso Láser

Utilizando la descripción más simple, la soldadura láser es un proceso donde

la energía del láser se utiliza para fundir materiales y fusionarlos. Una de las

mayores ventajas del láser es que su energía es altamente enfocable, y de está

forma, una mínima cantidad de material es afectado por éste, es decir,

prácticamente no hay dispersión de la energía, como sucede con los procesos

de soldadura por arco y antorcha. [9]

Otra gran ventaja es que no existen fuerzas mecánicas aplicadas al material,

como en el caso de la soldadura por resistencia o por fricción. Tampoco hay

corrientes eléctricas fluyendo a través de las partes a unir, como en el caso de

los proceso por arco. [9]

La ejecución de la soldadura láser, sin embargo, requiere de algunos

cuidados especiales. La relación entre los parámetros de soldadura y las

variables esenciales no son intuitivas. De las tres principales aplicaciones

industriales del láser (perforación, corte y soldadura), la soldadura, por mucho,

es la más compleja y difícil de manejar [17].

Una secuencia típica de soldadura láser puede ser descrita como sigue:

a) Preparación de las partes a unir.

Las partes son limpiadas con alguna herramienta mecánica, y todas las

superficies involucradas en la geometría a soldar son inspeccionadas.

13

b) Ajuste de los parámetros del láser

Algunos de los parámetros pueden ser parte del programa que opera la

estación de trabajo y el láser. Algunos de los parámetros del láser

pueden ser ajustados manualmente, dando flexibilidad al ingeniero de

manufactura.

c) Producción de soldadura

Una vez comenzada la producción, la calidad de la soldadura deberá ser

monitoreada.

d) Control de calidad

Se debe cumplir con los estándares de control de calidad.

Aún viendo a la soldadura láser como un proceso simple, éste presenta

retos significativos a la hora de producir soldaduras "libres de defectos" a altas

velocidades y bajo condiciones de repetitibilidad. Por lo tanto, se requiere una

profunda comprensión de las interacciones del láser con el material durante el

proceso de soldadura.

Dado que existe una extensa cantidad de literatura sobre el tópico de

soldadura láser en libros especializados, revistas y artículos [17-21]; en está

sección se pretende presentar únicamente una breve discusión sobre aspectos

importantes del proceso.

14

2.2.2 Tipos de láser industriales

Los dos tipos de láser más comúnmente utilizados son los de estado sólido y

los de gas, los cuales pueden ser clasificados de la siguiente forma [18].

• Láseres de gas

Láser de dióxido de carbono

Láser de monóxido de carbono

• Láseres de estado sólido.

-Láser de Nd:YAG (cristal de granate de itrio y aluminio dopado

con neodimio). Figura 2.2

-Láser de diodo

0}

LO

O

o $® KMo

-Láser excímero

Apertura

Varilla YAG

HüCavidad elíptica

Lamp. Estroboscopica

Ventana salida

3- i1

Celda Pokel

Obturador

♦♦♦♦♦♦

Medidor de

potencia

AVisor óptico

i 1

WExpansor

de haz

I

Pieza de trabajo

Figura 2.2. Diagrama general de un láser Nd:YAG 18. M. SteenWilliam 2003.

15

2.2.3 Variables del proceso

Los principales parámetros del proceso que afectan la penetración, la

geometría y en general la calidad de la soldadura, son los siguientes [17]:

• Propiedades del haz

Potencia, pulsada o continua

Tamaño y modo de punto de incidencia

Polarización

Longitud de onda

• Propiedades de transporte

Velocidad

Posición focal

Geometría de unión

Tolerancia de espaciamiento

• Propiedades de gas protector

Composición

Diseño de cobertura

Presión/velocidad

• Propiedades del material

Composición

Condición superficial

El conocimiento y control de estas variables es indispensable para producir

soldaduras de buena calidad. Estas variables no son del todo independientes,

ya que cuando se modifica una, casi siempre modifica una o más de las otras

para obtener los resultados que se buscan.

16

2.2.4 Principios de operación.

El proceso de soldadura láser utiliza una fuente móvil de energía óptica

coherente de alta densidad (105 a 107 W/cm2). Coherente significa que todas las

ondas que emergen del láser se propagan en fase [17].

La palabra láser es el acrónimo en inglés de "Amplificación de luz por

emisión estimulada de radiación." La naturaleza coherente del láser permite

enfocar el haz en un punto pequeño, permitiendo altas densidades de energía.

Ver Figura 2.3

pj

I*

Ejemplo: Si la potencia del láser (P) = 100 watts y el diámetro del

punto enfocado (d0) = 0.0254mm, entonces el Área del punto

enfocado es:

nd1 , ,

4

Y la densidad de potencia (I) en ese punto es:

= 1.97X105 watts /mm2P_ \00watts

~ A~ 507X\0-6mm'

0 también:

1= 1.97X107 watts/cm2

Está densidad de potencia es capaz de ¡vaporizar el acero!

Figura 2.3. Densidad de potencia sobre punto de incidencia. Simón L. E., 2009

Cuando un rayo láser es irradiado sobre la superficie de un material, la

energía absorbida causa el calentamiento, fusión y/o la evaporación del material

dependiendo de la densidad de potencia energética absorbida.

17

Dependiendo las densidades de potencia requeridas para vaporizar o fundir un

material, estos se pueden clasificar en tres grupos o clases. Dentro de cada

clase no sólo los valores de densidad de potencia son similares, sino que los

parámetros del proceso también lo son. La referencia específica es hecha para

rangos de corte, perforación, soldadura, profundidad de penetración, etc. Entre

clases existen diferencias substanciales en los valores de densidad de potencia

y los parámetros de proceso. Ejemplos de materiales en cada clase y la

correspondiente densidad de potencia requerida para vaporizar o fundir un

metal se enlistan en la Tabla 2.2 (note las diferencias en densidad de potencia).

Tabla 2.2. Clasificación de los materiales según la densidad de potencia. Simón L. E., 2009

Clase Ejemplos

Buenos conductores térmicos: Al, Au, Cu,...

Metales refractarios: Mo, Ta, Va, W,...

Metales ferrosos C/S, S/S, ...

Aleaciones de níquel: Hastalloy, Inconel, KovarAleaciones de titanio

La mayoría de los óxidos (excepto BeO)

Materiales orgánicos

Materiales plásticos: PVC, G-10, Acrílico,...Otros metales: Cd, S, Sn, Se, Zn, Pb,...

Densidad de potencia

(watts/cm2)

Vaporización Fundición

>775X10~ -310X104

>775X10' ~310X10~

>775X10' -775

La condición general del proceso de soldadura láser es la de crear un charco de

metal fundido a lo largo y sobre la superficie del o los materiales a unir. Existen

dos modos de aplicación. [20]

2.2.4.1 Modo de conducción

En la primera aproximación algunas veces referida como soldadura en

"modo de conducción", las condiciones de procesamiento son tales que la

superficie del charco de soldadura permanece sin romper. En está

18

aproximación la transferencia energética hacia el interior del material es por

conducción (Figura 2.4a).

Rayo Láser

Conducción

del calor

Charco de

a)

Rayo Láser

Charco de

Conducción

del calor

Keyhole con

múltiplesreflexiones

Flujo delmetal

b)

Figura 2.4. Esquema de las secciones transversales de a) modo de conducción y b) modo

de alta penetración mostrando varios efectos. M. Steen William, 2003.

2.2.4.2 Modo alta penetración

La segunda y más importante aproximación se refiere al "modo de alta

penetración" y corresponde a las condiciones de procesamiento que crean un

hueco en forma de "ojo de cerradura" ("keyhole" en inglés) en el charco de

soldadura. Generalmente, la transición desde el modo de conducción hacia el

modo de alta penetración está asociada con el incremento de la intensidad de

potencia o tiempo de irradiación, lo cual produce vaporización superficial en el

charco de soldadura [9]. El retroceso resultante de la evaporación inducida

forma una pequeña depresión en el charco de soldadura que

subsecuentemente se desarrolla dentro de un ojo de cerradura por el

desplazamiento hacia delante del metal fundido (Figura 24b y Figura 2.5).

La ionización subsiguiente del vapor resulta en la formación de una pluma de

plasma. La energía transferida a las paredes del "keyhole" queda determinada

por la atenuación debida a la absorción de la energía láser en la pluma de

19

plasma. Dentro del "keyhole", la energía se refleja repetidamente (reflexión

múltiple) con absorción eficiente de Fresnel por las paredes del "keyhole". Así el

"keyhole" desarrolla un rol importante en la transferencia y distribución de la

energía durante la penetración del material. La vaporización superficial continúa

en la pared del "keyhole" durante la soldadura con el fin de mantener abierta la

cavidad.

Charco de

soldadur

Keyhole

Rayo Láser

Ancho del

cordón, w

Figura 2.5. Esquema de soldadura láser en el modo de alta penetración. M. Steen William,

2003.

La Figura 2.5 presenta el esquema geométrico de la soldadura de alta

penetración. En la Figura 2.6 se presentan varios mecanismos de absorción

energética durante el proceso de soldadura láser [21].

Potencia láser

Potencia sobre la pieza de trabajo

Potencia entrando al keyhole

Potencia en las paredes del keyhole

Potencia para múltiples reflexiones

Amortiguación por pluma plasma

-*\ Potencia fuera del keyhole |

Reflexión exterior

-H Absorción exterior

>\ Primera absorción del plasma |

-H Primera absorción de Fresnel |

Absorción de Fresnel durante

múltiplesreflexiones

Potencia restante de múltiples reflexiones!

Potencia dejando el keyhole en la cima

Absorción de plasma durantemúltiples reflexiones

20

Figura 2.6. Diagrama de flujo de varios mecanismos de absorción durante el modo dealta

penetración. Simón L. E., 2009.

Bajo condiciones dinámicas tales como un rayo láser en movimiento, la

velocidad de soldadura está determinada por la estabilidad del "keyhole". Las

condiciones de soldadura estable corresponden a la velocidad en la que la

velocidad del "keyhole" alcanza el estado estable. La simetría del "keyhole"

también está influenciada por la velocidad de soldadura. A bajas velocidades de

soldadura, el "keyhole" puede ser aproximado por la simetría rotacional, sin

embargo, a altas velocidades de soldadura, el perfil del "keyhole" difiere

significativamente en las paredes frontal y posterior. [21]

21

2.2.5 Ventajas de la soldadura por Láser

La soldadura láser ofrece las siguientes ventajas [16-21]

• El movimiento del haz es instantáneo (de aquí que se puedan alcanzar

altas velocidades de procesamiento con muy rápidos inicios y paradas).

• La capacidad de enfoque del haz provee altas densidades de energía.

• La soldadura láser puede ser utilizada a atmósfera ambiente

• Capacidad de soldar materiales de difícil unión (por ejemplo titanio,

cuarzo, etc.).

• No es necesario el uso de electrodo o metal de aporte.

• Capacidad de realizar soldaduras muy estrechas

• Se pueden obtener soldaduras de precisión (relativo a la posición,

diámetro y penetración).

• La soldadura puede ser obtenida con poca o nula contaminación.

• La zona afectada por el calor es muy estrecha.

• Pueden ser soldadas formas intrincadas a altas velocidades utilizando

técnicas automatizadas para control de deflexión de luz.

Las características microestructurales del cordón pueden ser modificadas

por medio de la forma de onda del haz.

22

2.3 COMPUESTOS DE MATRIZ METÁLICA (CMM).

2.3.1 Descripción general de los CMM

Los Compuestos de Matriz Metálica (CMM) están formados por un metal o

una aleación metálica como la matriz y un refuerzo que puede estar presente en

partículas, fibras cortas (whiskers), o fibras continuas; pudiendo ser a su vez,

cerámicas o metálicas (Figura 2.7) [23]. Ambos componentes de un CMM

difieren, uno de otro, en forma o composición a nivel macroscópico, exhibiendo

una interfase en la zona de contacto [24].

Figura 2.7. Clasificación del compuesto según el tipo de refuerzo. A) Partículas, B) Fibrascortas, C) Fibras continuas. Pech M., 2009, com. pers.

Por otra parte, las propiedades termofísicas y termomecánicas que un CMM

mostrará (las cuales pueden ser caracterizadas), están intrínsecamente ligadas

a la naturaleza de los microconstituyentes presentes en el compuesto y por la

cinética de las transformaciones de fase de la matriz metálica que tienen lugar

durante su solidificación y enfriamiento [23-25].

_

23

2.3.2 Fabricación de compuestos de matriz metálica

Las técnicas de producción para CMM se clasifican básicamente en cuatro

tipos según el estado de la matriz durante el proceso: en estado líquido

(fundición, infiltración), en estado sólido (metalurgia de polvos, sinterización,

prensado en caliente), en estado semisólido (compocasting) y gaseoso

(deposición de vapor, atomización, electrodeposición), éste último de poca

difusión, pero bastante utilizado en la obtención de CMM para el sector

electrónico [23].

Se ha comprobado que según la ruta de procesamiento, los CMM tienden a

poseer propiedades diferenciales. Para las rutas de mayor porcentaje de

utilización, se tiene que mediante técnicas en estado líquido, donde la aleación

en estado líquido entra en contacto directo con el material reforzante o se

realiza una infiltración de preformas, es posible obtener CMM con baja

conductividad térmica, los cuales pueden estar constituidos por Al/SiCw,

Al/Al203(p), Al/C, Mg/C, y Ti/SiC [2].

De igual manera, es posible obtener por rutas en estado sólido, compuestos

de matriz de Cu o Ag reforzados con partículas de Al203, Si02 o BeO, los

cuales presentan un modesto mejoramiento de la resistencia y una buena

conductividad eléctrica.

Mediante la misma ruta de procesamiento y usando como refuerzo Al203 o

SiC en matrices de Al, se ha encontrado que los CMM obtenidos presentan un

bajo coeficiente de expansión térmica (CET) [26]. El manejo de estas

propiedades es relevante a la hora de seleccionar un CMM para una aplicación

en el sector eléctrico y electrónico.

24

2.3.3 Matrices para CMM

Los materiales metálicos de uso más común en CMM son las aleaciones

ligeras de Al, Ti y Mg; siendoel Al el de mayor consumo debido a su bajo costo,

baja densidad, buenas propiedades mecánicas, alta resistencia a la

degradación ambiental y fácil manipulación [27]. También se destaca el uso de

aleaciones base Cu [4], al igual que se está investigando el uso de

semiconductores, superaleaciones y compuestos intermetálicos como se

muestra en la Figura 2.8.

Figura 2.8. Compuesto de matriz metálica Ti-6AI-6V-2Sn, reforzado con 12% en volumen departículas de TiC. Instituto de ciencia y tecnología en materiales. Universidad de Viena, 2006.

En la Tabla 2.3 se enlistan las propiedades relativas entre distintos metales

ligeros empleados habitualmente como matrices para CMM [27-29].

Tabla 2.3. Propiedades relativas entre diferentes materiales ligeros empleados como matrizen compuestos de matriz metálica.

Propiedades

Materiales

Aluminio

(A356)Magnesio

(99%)

Titanio

(ASTM Grad.1)

Punto de fusión (°K) 933 923 1933

Densidad a 293°K (g/cmJ) 2.7 1.7 4.5

Conductividad Eléctrica (x10bS/m) 37.8 22 2.3

Resistividad Eléctrica (uQ*m) 2.67 4.2 42

Conductividad Térmica (W/m°K) 155 156 22

CET(x10"b/°K) 23 25.2 9

Resistencia a la tensión (MPa) 150 Laminado

180-220

240

25

2.3.4 Refuerzos utilizados en CMM

Los tipos de refuerzo se pueden clasificar en tres categorías: fibras, whiskers

o fibrillas y partículas. Desde el punto de vista de propiedades mecánicas, se

puede obtener una gran mejora mediante el uso de fibras continuas, reforzando

en la dirección del esfuerzo aplicado; mientras que con whiskers y partículas se

experimenta una disminución de resistencia pero se obtiene una gran isotropía

en el material.

En la Tabla 2.4 se puede comparar el efecto que tienen los distintos tipos de

refuerzo sobre las propiedades de una matriz [30] y a continuación se revisan

diferentes tipos de refuerzos.

Tabla 2.4. Comparativo entre propiedades de compuestos reforzados con fibras continuas ycon fibrillas (whiskers).

FIBRAS MATRIZ DENSIDAD

MODULO (GPa) RES. TENSIÓN (MPa)

Long. Transv. Long. Transv.

Fibras continuas

Carbono alto modulo Al 2.33 235 -550 70

SiC (Nicalon) Al 2.63 135 77 780 140

a-Alumina (Dupont) AI-U-T6 3.20 230 150 600 46

Boro 6061-T6 2.70 225 130 1400 100

SiC (CVD) Al 3.10 235 -1200 -

Fibrillas (Wiskers)

SiC 6061-T6 2.65 108 - 584 480

6-Alumina (Saffil) 6061-T6 2.80 92 92 362 362

SiC 2124-T6 2.67 103.4 103.4 638 638

26

2.3.4.1 Fibras continuas

En el caso de las fibras metálicas, los problemas de ataque químico por

parte de la matriz, los posibles cambios estructurales con la temperaturaza, la

posible disolución de la fibra en la matriz y la relativamente fácil oxidación de las

fibras de metales refractarios (W, Mo, Nb), hacen que este tipo de fibras sean

poco empleadas.

Esto ha dado pie al desarrollo de las fibras cerámicas, siendo las más

empleadas como refuerzo las de B, Al203 y SiC, y que entre sus numerosas

ventajas se cuentan: no se disuelven en la matriz, mantienen su resistencia a

altas temperaturas, tienen alto módulo de elasticidad, no se oxidan y tienen baja

densidad [31].

2.3.4.2 Partículas

El uso de partículas como material reforzante, tiene una mayor acogida en

los CMM, ya que asocian menores costos y permiten obtener una mayor

isotropía de propiedades en el producto. Sin embargo, para tener éxito en el

CMM desarrollado, se debe tener un estricto control del tamaño y la pureza de

las partículas utilizadas.

Los refuerzos típicos de mayor uso en forma de partícula son los carburos

(TiC, B4C), los óxidos (Si02, Ti02) Zr02, MgO), la mica y el nitruro de silicio

(Si3N4). En los últimos años se han empezado a utilizar partículas de refuerzo

de compuestos intermetálicos, principalmente de los sistemas Ni-AI y Fe-Al [31].

2.3.4.3 Fibras discontinuas v whiskers

Las fibras discontinuas utilizadas normalmente para la producción de CMM

son comercializadas en diferentes diámetros (entre 3 y 5 um). El uso de este

tipo de fibras conduce a propiedades inferiores que las fibras continuas, por lo

que su costo se reduce.

27

Los "whiskers" tienen diámetros menores a 1 um y pueden tener una

longitud de hasta 100 um, por lo que pueden considerarse como refuerzos

discontinuos. Los principales tipos de whiskers disponibles en el mercado son

los de SiC y Si3N4. Aunque este tipo de refuerzo ha sido de uso frecuente, su

utilización se ha visto restringida en algunos países a causa de su carácter

nocivo para la salud humana [31-32].

2.3.5 Interface matriz-refuerzo

La zona de interfase es una región de composición química variable, donde

tiene lugar la unión entre la matriz y el refuerzo, que asegura la transferencia de

las cargas aplicadas entre ambos y condiciona las propiedades mecánicas

finales de los compuestos [33].

Existen algunas cualidades necesarias para garantizar una unión interfacial

adecuada entre la matriz y el refuerzo: una buena mojabilidad del reforzante por

parte de la matriz metálica, que asegure un contacto inicial para luego, en el

mejor de los casos, generar la unión en la interfase una estabilidad

termodinámica apropiada (ya que al interactuar estos materiales, la excesiva

reactividad es uno de los mayores inconvenientes encontrados), la existencia

de fuerzas de unión suficientes que garanticen la transmisión de esfuerzos de la

matriz al refuerzo y que sean, además, estables en el tiempo bajo altas

temperaturas.

28

2.3.6 Propiedades y comportamiento de los CMMs

Bajo condiciones ideales, el compuesto muestra un límite superior de

propiedades mecánicas y físicas. Es posible sintetizar compuestos con una

combinación de propiedades específicas de la aleación (tenacidad,

conductividad eléctrica y térmica, resistencia a la temperatura, estabilidad

ambiental, procesabilidad) con las propiedades específicas de los cerámicos

reforzantes (dureza, alto módulo de Young, bajo coeficiente de expansión

térmica).

Es así como por ejemplo, un compuesto de AI/Grafito/30p muestra una

mejora de cada una de sus propiedades, tanto mecánicas como térmicas al

compararlo con la aleación base [4].

2.3.6.1 Propiedades mecánicas

Las propiedades mecánicas que exhiben los CMM son consideradas

superiores con respecto a los materiales que los componen de manera

individual. Dicho aumento en propiedades, depende de la morfología, la fracción

en volumen, el tamaño y la distribución del refuerzo en la aleación base.

Además dichos factores controlan la plasticidad y los esfuerzos térmicos

residuales de la matriz [29].

2.3.6.2 Propiedades térmicas

Las propiedades térmicas fundamentales a considerar en los CMM son el

coeficiente de expansión térmica (CET) y la conductividad térmica (CT).

Dependiendo de la fracción de volumen de refuerzo, su morfología y su

distribución en la aleación base, se obtienen diferentes valores de ambas

propiedades.

29

Ambos pueden ser modificados por el estado de precipitación de la matriz y

por el tipo de aleación de la matriz. Es así como el CET de las aleaciones de

titanio es muy similar a algunos tipos de fibras reforzantes, lo cual se considera

una ventaja ya que se disminuyen los esfuerzos residuales debido a la

diferencia térmica entre las fibras y la matriz [34].

Algunos investigadores conciben que en la medida en que la CT de la

aleación matriz se vea disminuida con la introducción de partículas cerámicas,

esto puede verse compensado si la fase cerámica que se usa como refuerzo es

conductora [31, 34].

2.3.7 Ejemplo de aplicación industrial.

2.3.7.1 Aplicación en industria electrónica

Los materiales para empaquetamiento electrónico se requieren para soportar

estructuralmente los componentes electrónicos, proveer protección de los

efectos ambientales hostiles y disipar los excesos de calor generados por los

mismos. Las propiedades mecánicas, físicas y térmicas de mayor importancia

en este tipo de aplicaciones incluyen alta rigidez, una alta conductividad térmica

(CT), muy bajo coeficiente de expansión térmica (CET) y muy baja densidad [4].

Una aplicación específica está dada por el uso de Al/SiC para

semiconductores de potencia en comunicación satelital, como empaques

térmicos de dispositivos microondas, en placas de base cerámicas de

componentes electrónicos, en el control térmico de estaciones base de

teléfonos celulares, de computadores laptop y de componentes para

locomotoras eléctricas [3-4].

30

En la Tabla 2.5 se listan algunas aplicaciones de los compuestos de matriz

metálica en el sector electrónico [2].

Tabla 2.5. Aplicaciones de los CMMs con refuerzo discontinuo en el sector electrónicoAPLICACIÓN EN SECTOR

ELECTRÓNICO

REQUERIMIENTOS EN

PROPIEDADES

COMPUESTO

APLICABLE

Portador de microondas,

encapsulado de microchips

Conductividad eléctrica, conductividad

térmica, rigidez, permeabilidad relativa.AI/(SiC)P

Encapsulado de microondasConductividad eléctrica, conductividad

térmica, rigidez, permeabilidad relativaAI/(SíC)p,AI/(Gr)P

Circuitos impresosConductividad térmica, rigidez,

amortiguación, peso.AI/(SiC)P, CuP/(Gr)p

Disipador de calor de circuitos

impresos de baja corriente

Conductividad térmica, rigidez,

amortiguación, peso.AI/(SiC)P

Guía de circuitos impresos de

subescalas electrónicas

Conductividad eléctrica y térmica, rigidez,

resistencia a la rotura, permeabilidad

relativa, peso.

AI/(SiC)P

Elementos estructurales Rigidez, resistencia a rotura, peso. AI/(SiC)P

31

2.4 SOLDABILIDAD DE CMM UTILIZANDO LÁSER

2.4.1 Introducción a la soldabilidad de uniones mediante láser

Como se mencionó al inicio de este trabajo, el compuesto bajo estudio es un

material relativamente nuevo y existe muy poca información literaria sobre él y

menos aún sobre su soldabilidad.

En particular, el propósito de trabajo es el de comparar las características

positivas del proceso láser (alta calidad del haz, productividad y flexibilidad)

contra los efectos negativos de las altas densidades de energía sobre las

propiedades del cordón de soldadura en materiales similares al CMM de Al/Gr.

Por tal motivo, al hacer la revisión del estado del arte de este proyecto se

hizo un análisis sobre la soldabilidad y propiedades de materiales similares al

CMM de Aluminio/Grafito, en ausencia de información con respecto a la

soldabilidad del CMM en cuestión.

2.4.2 Fórmulas comúnmente utilizadas al soldar CMM

Antes de proceder con el estado del arte de la soldadura láser aplicada a

CMMs se presenta un compendio de fórmulas necesarias para la comprensión

del proceso de soldadura. [17]

32

a) Densidad de potencia

La densidad de potencia es la cantidad de energía por unidad de tiempo

suministrada en un área determinada.

Para un láser en modo continuo se calcula como:

/c=- (1)c A

Y para un láser en modo pulsado:

/,=— (2)P t-A

Donde:

r wI = Densidad de potencia o intensidad del haz

cm2

P = Potencia promedio [w]

E = Energía por pulso [j]

t = Duración de pulso [ms]

A=Área del punto de incidencia [cm2]

b) Potencia pico

Se define como la máxima potencia que puede ser generada bajo

condiciones estándar.

PP=- (3)

b) Potencia promedio

La potencia promedio es la energía promedio o trabajo realizado en un

intervalo de tiempo específico.

PPt =EF (4)

Donde: F = Frecuencia de pulso [Hz]

33

2.4.3 Investigaciones iniciales sobre la soldabilidad de CMM Al/SiC

A lo largo de la búsqueda de información se encontró que un CMM cuyas

propiedades químicas y físicas eran similares al material aquí investigado era el

CMM de aluminio reforzado con carburo de silicio (SiC). Este compuesto, al

igual que el CMM de aluminio reforzado con grafito, es considerado como un

material avanzado destinado a aplicaciones de termocontrol cuando el refuerzo

es mayor a 40% en volumen y; a aplicaciones estructurales cuando la

concentración volumétrica del SiC es menor a 40% [23].

Sin embargo, así como en el caso del CMM Al/Gr cuando se diseñan

estructuras complejas, las aleaciones de uso más común se prefieren a éstos

debido a la falta de conocimiento sobre su soldabilidad [35-39].

Por otra parte, se ha demostrado en la literatura que los procesos de

soldadura más utilizados tales como TIG, MIG y Resistencia, producen en los

CMM de Aluminio alteraciones microestructurales relevantes, que a su vez

afectan la integridad de la unión. Además, las altas temperaturas localizadas

durante la soldadura promueven la reacción interfacial del refuerzo y la matriz.

[39-41]

34

2.4.4 Soldabilidad de CMM A359/SÍC utilizando láser Diodo y de C02.

Los estudios realizados sobre el efecto de los parámetros de soldadura láser

de C02 y diodo sobre las propiedades de un CMM de aluminio A359 reforzado

con SiC (Figura 2.9) muestran que la principal consideración al soldar este tipo

de materiales es la formación de carburo de aluminio cuya reacción es la

siguiente:

[36-39 y 42].

4AI(i)+3SiC (s) AI4C3(s)+3Si(s) (5)

La reacción mostrada por la ecuación 5 produce una microestructura

enriquecida de silicio y carburos frágiles de aluminio en forma de agujas [42]. La

fase de AI4C3 también reduce la resistencia mecánica y la resistencia a la

corrosión. Diversas publicaciones han enfatizado que la reacción dada en la

ecuación anterior es promovida por el alto calor de entrada en el charco de

soldadura. [32-45]

Figura 2.9 Microestructura de CMM con matriz A359 reforzado con partículasde SiC.Bassani P, 2007.

En años recientes se han propuesto nuevas técnicas de unión en estado

sólido (unión por difusión y soldadura por fricción) como soluciones alternativas

para la soldadura de CMMs Al/SiC [10-14]. Sin embargo, existen algunas

35

limitaciones en estos procesos, tales como el escalamiento a nivel industrial,

restricciones geométricas y costo de equipo, las cuales hacen de la soldadura

láser un proceso aun atractivo.

Las investigaciones sobre la soldadura láser en modo de alta penetración y

modo de conducción de un compuesto de aluminio A356 reforzado con 20% de

SiC bajo dos procesos (C02 y diodo), permitieron las siguientes conclusiones

I [42]:

En el modo de alta penetración la investigación confirmó la formación de

AI4C3 por la disolución del SiC (este hecho es acompañado por el

enriquecimiento de la matriz de aluminio por el Si). Figura 2.10a.

La formación de AI4C3 resulta en un incremento de la dureza, que reduce

dramáticamente la tenacidad del cordón. Las uniones soldadas donde el AI4C3

se presenta en volúmenes significativos, son demasiado frágiles para ser de

utilidad práctica. Figura 2.10b.

S C286T P 18b

Figura 2.10 (a) Micrografía óptica de una soldadura láser típica con C02 (b) Micrografía conMEB de la región central de (a): En (1) Matriz enriquecida con cristales primarios de Si. En (2)Presencia ocasional de estructura eutéctica de SiC. En (3) y (4) agujas de AI4C3. Bassani P,

2003.

36

Por medio de un experimento de fase sistemático se observó que la

disolución del SiC puede ser minimizada por la acción de los parámetros de

soldadura, pero no puede ser del todo evitada. Asu vez se vio que la soldadura

en modo de alta penetración es de dudosa aplicabilidad [42].

La formación de AI4C3 en el modo de conducción parece ser despreciable,

probablemente gracias a la relativamente baja temperatura alcanzada, lo cuallimita la disolución de SiC. Figura 2.11.

Figura 2.11. Morfología de una soldadura por DIODO en modo de conducción. Bassani P,2003.

Los cordones soldados en modo de conducción presentan una dispersión

homogénea de partículas de SiC y una buena calidad metalúrgica. Figura 2.12.

•W

*--4

Figura 2.12. Microestructura de la soldadura hecha en modo de conducción en la región dezona afectada por el calor. Bassani P, 2003.

37

La principal desventaja del modo de conducción es la penetración limitada

(generalmente menor que la penetración observada en el modo de alta

penetración). Este hecho es particularmente compensado por la alta potencia

que pueden alcanzar las máquinas recientes de láser diodo (arriba de 6 Kw)

[42]. Considerando también las características positivas de este tipo de fuentes,

el láser de diodo parece ser una tecnología de soldadura prometedora para

soldar CMM, lo cual necesita investigación posterior.

2.4.5 Efectos nocivos del AI4C3 en la soldadura láser

Hasta este punto de la investigación se hizo evidente que uno de los

principales defectos o reacciones indeseables era la formación del carburo de

aluminio AI4C3. Figura 2.13.

Figura 2.13. Formación decarburo de aluminio AI4C3 enforma de agujas. D.Storjohann,2005.

El carburo de aluminio es un metanido, donde los átomos de carbono se

estructuran en una red discreta de aniones C4" [43].

38

El carburo de aluminio AI4C3 es estable por encima de los 1400°C y tiene una

densidad aproximada de 2.35 g/cm3 [43].

La formación de este carburo en compuestos de matriz de aluminio se da a

temperaturas mayores a 730°C [7] y bajo la siguiente reacción:

Para CMMs de Al/SiC

4AI(i)+3SiC(8) ->AI4C3(s)+3Si(s).

Y

Para CMMs de Al/Grafito

4AI(i) + 3C(S) -• AI4C3(s)

(6)

(7)

El efecto nocivo de está fase en los CMMs con matriz de aluminio es que en

contacto con agua estos carburos forman el óxido o el hidróxido del elemento y

el hidrocarburo (metano, acetileno o propadieno) correspondiente. Lo cual en

algunos casos corroe el material circundante, como se muestra en la ecuación

(8).

AI4C3 + 12H20 -> 4AI(OH)3 + 3CH4. (8)

39

2.4.6 Supresión de AI4C3 en un CMM SÍC/6061AI soldado con láser

Hasta este punto de la investigación se encontraron trabajos experimentales

con soldadura de arco tradicional (baja densidad de potencia), soldadura por

gas inerte de tungsteno (TIG) (Figura 2.14) y soldadura MIG para unir

compuestos de matriz metálica de SiC/AI. Sin embargo, la alta viscosidad delcharco fundido, la segregación y aglomeración de partículas de refuerzo, y

especialmente la seria disolución de partículas de SiC hacen que se forme una

gran cantidad de carburos nocivos en forma de aguja (AI4C3 o AI4SiC4 oAI4Si2C5) y de gases ocluidos lo cual dificulta el alcanzar niveles aceptables de

sanidad en el cordón para aplicaciones industriales [40].

Figura 2.14 Soldadura TIG en CMM Al/Gr realizada durante el presente trabajo.

La soldadura de CMMs de SiC/AI con láser de alta potencia también ha sido

investigada comparándola también con la soldadura por hazde electrones [7].

La soldadura láser de CMMs de aluminio 6061A reforzado con SiC utilizando

metal de aporte de titanio fue propuesta por Meinert y Martukanitz, 1991,

40

encontraron que era posible suprimir la formación de carburo de aluminio AI4C3

y sólo se producía una estructura fina dendrítica en la zona de fusión. Así en

este artículo, la microestructura de la soldadura estaba en función del contenido

de aleación y de los parámetros de soldadura del metal de aporte (Ti) [44]. Ver

Figura 2.15

Dirección de soldadura

Gas de protección Haz Láser

Soldadura >*Placa de Ti

Figura 2.15 Esquema del sistema desoldadura con aporte de titanio para un CMMSÍC/6061AI. Meinert 1991.

La Figura 2.15 muestra la microestructura de la soldadura con aporte de

titanio "in situ" reportada por Meinert y Martukanitz. Donde se observó la

inexistencia de fases en forma de aguja (Figura 2.16 a y b). En lugar de éstas

existía la presencia de nuevas fases finas y otras más grandes en forma de

bloques.

^

41

Figura 2.16. Microestructura desoldadura láser con aporte de titanio, (a) Micrografíaóptica y (b) Micrografía con MEB mostrando la Microestructura en lazonacentral, (cy d)

Muestran la zona parcialmente fundida con microscopia óptica y electrónica. Meinert 1991.

Los resultados de la espectroscopia dispersiva de rayos X (EDX, por sus

siglas en inglés) y la de difracción por rayos X (XRD por sus siglas en inglés)

indicaron que las partículas finas son carburo de titanio el cual no es perjudicial

para la unión y los bloque más gruesos están compuestos de silicio primario.

(Figura 2.16 c y d). Sin embargo, en la zona más inferior del charco de

soldadura se formaron algunos carburos complejos dendríticos de titanio y

aluminio Ti2AIC y carburos en forma de placa de AI4SiC4 acompañados con

partículas de silicio como muestran las Figuras 2.16 (c y d), aunque esto en

menor medida.

42

Así quedó demostrado que la formación del carburo perjudicial de aluminio

AI4C3, podía ser suprimido completamente durante la soldadura con el simple

hecho de agregar titanio al charco de soldadura.

La energía libre de formación del AI4C3, TiC y SiC como una función de la

temperatura se muestra en la Figura 2.17.

0

-20-

wlO- SiC-60J

3 -80-

£ -100-£-120- AUC3__ü -140-<

-160^ TiC

-180-

-200 1111 • 1

700 800 900 1000 1100 1200

Temperatura (°C)

1300 1400

Figura 2.17 Energía de Gibbs para diferentes carburos metálicos. Meinert 1991.

Puede verse claramente que la energía libre de formación del carburo de

titanio es mucho más negativa que la del carburo de aluminio AI4C3 a

temperaturas mayores a 800°C. En otras palabras, el titanio es mucho más afín

al carbono que al aluminio [45].

43

2.4.7 Influencia de los parámetros láser Nd:YAG sobre CMM Al/SiC

Respecto al comportamiento de la soldadura de compuestos Al-SiC

utilizando láser de Nd:YAG pulsado, la literatura hace énfasis en los siguientes

puntos [6 - 7, 35, 38-42]:

Los MMCs exhiben alta viscosidad al fundirse, esto causa que el

compuesto de refuerzo no sea fácil de mezclar con el metal.

Se debe tener cuidado en el rechazo de la fase de refuerzo (s) por el

frente de solidificación debido a la baja mojabilidad entre el refuerzo y el

aluminio fundido.

Otra preocupación es que la mayor parte de los sistemas MMC son

termodinámicamente inestables debido a que generalmente el refuerzo y

la matriz tienen características térmicas distintas.

La exposición prolongada de los compuestos a altas temperaturas puede

promover reacciones entre la matriz y la fase de refuerzo, con la

formación de fases frágiles (carburos de Al).

En cuanto a las características de la unión la literatura reporta que la

profundidad de penetración aumenta conforme el cociente E/t se incrementa,

como se ve en la Figura 2.18.

4.0

-^ 3-5EE 3.0

:^ 2.5

cu2.0

o. 1.5

W1 FZ - Zona de fusión

H - Penetración

Wl - Ancho del cordón

W2-Tamaño de F2

1.0400 600 800 1000 1200 1400 1600 1800 2000

Potencia (W)

Figura 2.18. Potencia pico vs. Profundidad. [6]

44

De la Figura 2.18 se comprobó que la medida de penetración es

inversamente proporcional a la duración de pulso debido a que una mayor

proporción de calor se conduce lateralmente.

La profundidad de penetración puede ser predicha por un modelo de umbral

de intensidad. [6-7].

Vntl(9)

Donde R(0) es el radio del haz en el plano focal, 9 es la mitad del ángulo del

haz enfocado, E y t es la energía de un pulso y la duración respectivamente, e I

es la intensidad o densidad de potencia del láser en la parte inferior de la

soldadura.

A su vez Yue et al., 1996 [6], reportan que la influencia del haz desenfocado

sobre la profundidad de penetración resulta notable. Ver Figura 2.19.

" -2.5-2.0-1.5-1.0-0.5 0.0 0.5 1.0 1.5 2.0 2.5

Distancia desde el plano focal (mm)

Figura 2.19. Efecto del haz desenfocado sobre la profundidad. [6]

45

La penetración máxima se alcanza cuando el punto focal se coloca entre 0.2y 0.7mm por debajo de la superficie de la pieza. Esto puede ser explicadoutilizando la fórmula (2) donde se ve claramente que la densidad de potencia es

inversamente proporcional al área del punto de incidencia la cual se modifica al

variar la distancia focal y en el modelo representado en (9) se ve como la

profundidad aumenta conforme ladensidad de potencia también aumenta.

En el trabajo de Yue también se muestra que las soldaduras enfocadas (on-

focus) siempre presentan el mínimo ancho de cordón y aumenta conforme ladistancia de desenfoque es mayor (Ver Figura 2.20). Por otra parte, una

relación similar se da entre la potencia de entrada y el ancho del cordón. (Ver

Figura 2.21)

0.5

. .

EE 0.4

c

*o"O

i—

S

0.3

O 0.2 E =6J

u

Ct = 6ms

<0.1

t = 20 mm/s

-2.5 -2.0 -1.5 -1.0 -0.5 0.0 0.5 1.0 1.5 2.0 2.5

Distancia desde el plano (mm)

Figura 2.20. Efecto del desenfoque sobre el ancho del cordón [6]

0.5

|0.4 —

a

£0.3^^

c'OT3

o 0.2u

1 t • 4ms

o

uO.lc

<S = 0.33 mm/s

| t = 6ms

• t = 8ms

400 600 800 1000 1200 1400 1600 1800 2000

Potencia (W)

Figura 2.21. Efecto de la potencia pico sobre el ancho del cordón [6]

46

1

47

2.4.8 Microestructura de unión CMM Al/SiC soldada con láser Nd:YAG

La bibliografía revisada reveló, tres zonas distintas, presentes en una unión

soldada con el proceso láser Nd:YAG, a saber; la zona central de soldadura

«A», la región de fusión «B» y la zona inalteradas «C». Figura 2.22. [6, 7, 38,

42, 45].

Figura 2.22. Microestructura típica de la soldadura láser en MMC Al-SiC. [38]

Los resultados preliminares de un análisis EDX sugieren que los precipitados

en forma de puntas y las plaquetas presentes en la zona «A» se corresponden

a AI4C3 y Si, respectivamente, mientras que las partículas en la zona «B», son

principalmente carburo de silicio. Sin embargo, el análisis EDX también indica

que en está zona, dependiendo de la condición de soldadura, se ha detectado

un aumento del 6% al 9% (en peso) en partículas de carburo de silicio, en

comparación con las presentes en la zona «C». La formación de compuestos

frágiles de aluminio-carbono como AI4C3 ha sido ampliamente reportada. (Ver

las secciones 2.4.4 y 2.4.5 de este trabajo).

48

Aunque se ha sugerido que esa reacción procederá cuando la temperatura

supera los 730°C (Fórmulas 6 y 7). La cinética de la reacción y la morfología del

compuesto son dependientes del tiempo, ya que a mayor densidad de potencia

Iytiempo de exposición de calor t (mayor duración de pulso) mayor es también

la cantidad de carburos (Ver Figuras 2.23 - 2.24 a y b y 2.25).

Por lo tanto se deduce que la cantidad y el tamaño de los carburos debe ser

lo más bajo posible.

Figura 2.23. Micrografía de la zona soldada: (a) t=4ms, I=3.2x1 O^/V/m2; (b) t=4ms I6.4x1 o'W/m2. [38]

Figura 2.24. Micrografía de la zona soldada: (a) t=4ms, I=9.5x1 O^V/m2; (b) t=8msg.SxIO'Vv/m2. [38]

49

La Figura 2.25 muestra que el tamaño de la zona de fusión aumenta

conforme la intensidad y la duración del pulso se incrementan.

o.oo400 600 800 1000 1200 1400 1600 1800 2000

Potencia (W)

Figura 2.25. Potencia pico vs Ancho de zona defusión. [6]

El comportamiento de la Figura 2.26 se atribuye al hecho de que al

desenfocar el haz, la densidad de potencia disminuye, debido a que el área de

incidencia se amplía y, en consecuencia, una mayor proporción de energía se

consume en la fusión del material.

0.12

EE o.io i.

CM ^\* -^ 0.08 \ /N \ Ju_ \ /^Oj 0.06 \ /

T3 ^~-« —^mO

IC 0.04 E =6J

OJ

E t = 6 ms

r^ 0.02t = 20 mm/s

-2.5 -2.0 -1.5 -1.0 -0.5 0.0 0.5 1.0 1.5 2.0 2.5

Distancia desde el plano (mm)

Figura 2.26. Haz desenfocado vs Ancho de zona de fusión. [6]

CAPITULO 3.

METODOLOGÍA

3.1 INTRODUCCIÓN A LA METODOLOGÍA

50

Se realizó una investigación del efecto de los parámetros de soldadura

(Densidad de potencia, Energía, Duración de pulso, Frecuencia y Velocidad de

avance), sobre las características microestructurales de un CMM con la

especificación AI-MetGraf 7-200, soldado con láser pulsado de Nd:YAG a

diferentes niveles.

3.2 MATERIAL

El material utilizado en este estudio fue el compuesto de matriz metálica

reforzado con grafito AI-MetGraf 7-200. Las características principales del

material se enlistan en la Tabla 3.1. La Figura 3.1 muestra la orientación de

fibra de acuerdo al corte de la placa.

51

Tabla 3.1 Propiedades físicas del compuesto AIMetGraf 7-200.

Al MetGraf 7-200

Aleación de A413(AI-12.5%Si) Esfuerzo de cedencia 15.9

Matriz: (ksi en compresión):

Conductividad Plano xy: 185-200 Módulo de Young (msi) 12.9

Térmica (W/mK): Espesor z: 125

Cp (J/gK): 0.879 Res. a la flexión (ksi): 23

CTE (Avg. 20°C to Plano xy: 7 Resistividad eléctrica 6.89

150°C ppm/C): Espesor z: 24 (u.ohm.cm)

Resistencia a la Plano xy: 13.5 Dureza (Rockwell E): 60-80

tensión (ksi): Espesor z: 5.5

Resistencia a la 29.4 Densidad (g/cc) 2.46

compresión (ksi):

Figura 3.1 Inspección al compuesto de matriz dealuminio reforzado con 30% en volumen degrafito. De izquierda a derecha. A) Micrografía normal a la superficie de montaje (plano z). B)

Micrografía paralela a la superficie de montaje (plano xy)

En cuanto a la composición química de la matriz del CMM, el fabricante

señala que corresponde a una aleación eutéctica A413. Ver Tabla 3.2.

Tabla 3.2 Composición química de la matriz del compuesto AI-MetGraf 7-200.

Aluminum Die Casting Alloys 413

Al Sn Mg Cu Mn Fe Si Zn Ni

BAL. 0.15% 0.36% 1.0% 0.35% 2.0% 11.0-13.0% 0.50% 0.50% | 855K

A.

52

La composición química y la temperatura de fusión de los metales de aporte

utilizados para el análisis del material bajo el proceso de soldadura láser-

brazing se muestran en la Tabla 3.3.

Tabla 3.3 Composición química de los metales de aporte utilizados. Tabla superior;composición química de una aleación Al/Si eutéctica. Tabla inferior; composición química de

una aleación Al/Zn eutéctica.

Certanium 55®

Al Ti Mg Cu Mn Fe Si Zn Be Melt. R.

BAL. .15% .10%

max.

.30%

max.

.15%

max.

.80% 11-13% .20%

max.

.0008%

max.

850K

Lucas Milhaup® Al 822

Al Ti Mg Cu Mn Fe Si Zn Be Melt. R.

22% 78% 755K

3.3 MÉTODOS

3.3.1 Preparación de las probetas antes de la soldadura

Para el estudio del efecto de los parámetros de soldadura láser Nd:YAG

sobre la soldabilidad del material MetGraf 7-200 se recibió una placa de 21.6 x

15.5x 1.3 cm provista por la Universidad de Texas A&M, la cual fue seccionada

en placas más pequeñas. Ver Figura 3.2.

53

1.85 215.9

66 nVMHVMlM

Figura 3.2 Corte de placa en secciones pequeñas del CMM MetGraf 7-200.

Después del corte se obtuvieron 69 placas con el sentido de las fibras degrafito en posición longitudinal a la forma de la placa y 66 en el sentidotransversal. La razón por la que se seccionó el material de esa forma fue para

uniformizar las propiedades térmicas si fuere posible obtener una unión sana.

Figura 3.3.

lili!'

0 cm. 1

Figura 3.3 Probeta a tamaño natural del CMM MetGraf 7-200 utilizada en el diseño deexperimentos.

Antes de proceder con la aplicación de soldadura, cada placa fue primero

pulida en seco mediante lija grado 1200, después se limpiaron con alcoholmediante ultrasonido durante 10 minutos en una máquina Branson 5520, con el

fin de evitar la inclusión de óxidos. Finalmente, se utilizó aire caliente para secar

las probetas y no se dejó pasar más de media hora para la aplicación del láser.

Ver Figura 3.4.

54

"F "• -

Figura 3.4 Limpieza previa a la aplicación de soldadura, (a) Limpieza en seco, (b) Limpiezacon ultrasonido, (c) Secado de la pieza.

Después de la limpieza, durante las corridas de soldadura, el gas de

protección fue Argón de alta pureza. Respecto a la preparación del metal de

aporte, este fue preparado como muestra la Figura 3.5.

T$4 (a)

Figura 3.5 Preparación del metal deaporte, (a) Limpieza con alcohol de la varilla de aporte yde las herramientas, (b) Deformación de la varilla, (c) Limpieza final del aporte con espesor ya

reducido.

Las pruebas hechas con proceso láser-brazing, utilizando; recubrimiento de oro,

estaño y zinc, se realizaron mediante los métodos de extracción atómica por

medio de electrodo (sputtering) y electrodeposición, a fin de reducir la energía

libre de Gibbs y evitar la formación de fases indeseables y mejorar la

soldabilidad del CMM. Ver Figura 3.6.

55

Figura 3.6. Metodologías de recubrimiento superficial, a) Recubrimiento de oro por medio deextracción atómica, b) Recubrimiento de estaño y zinc por medio de electrodeposición.

3.3.2 Método de aplicación utilizando proceso láser convencional.

La máquina utilizada en este estudio fue un modelo BU 160 Nd:YAG

pulsado, con las características que se muestran en la Tabla 3.4.

Tabla 3.4 Características del equipo láser utilizado en COMIMSA.

Sistema Láser Nd:YAG BU 160

Potencia pico 7500 W

Frecuencia máxima 20 Hz

Duración de pulso máxima 20 ms

Energía de salida máxima 60 J fe

Potencia promedio 160 W

56

Sobre cada probeta se aplicaron cordones en forma transversal al largo de la

placa de acuerdo a los niveles especificados en los diseños experimentales

como muestra la Figura 3.7.

Gas Ar

CMMAI/Gr

Figura 3.7 Elaboración de las probetas para análisis geométrico, de dureza ymicroestructural.

3.3.3 Método de aplicación utilizando proceso láser-brazing.

Respecto al análisis con aporte y recubrimiento, se utilizó la misma maquina

BU 160 Nd:YAG pulsado, ocupando los niveles de los diseños de experimentos.

La aplicación de la soldadura fue en uniones a traslape y combinando el método

láser convencional con el método de soldadura fuerte, para lo cual se diseño un

sistema de sujeción, a fin de lograr las condiciones adecenadas de presión y

enfoque. Ver Figura 3.8.

Figura 3.8 Aplicación de soldadura Láser-Brazing, A) Diagrama de aplicación. B) Sistema desujeción.

57

3.3.4 Diseño de experimentos.

Para la experimentación se utilizaron modelos factoriales completos 2k y 3k,con 2k -1 y 3k -1 grados de libertad. El motivo porel cual se seleccionó este tipo

de diseño, es porque cubre todas las posibles combinaciones de los niveles de

cada factor, así como, muestran mejor las interacciones que se presentan entre

variables. Los rangos se establecieron de acuerdo a la bibliografía analizada en

el Capítulo 2.

El primer diseño se realizó con el fin de conocer la relación existente entre

los parámetros de soldadura y la geometría de unión, empleando un diseño de

experimentos multinivel completo, con tres factores, tres niveles y 27 corridas

en forma aleatoria. Las variables estudiadas del primer diseño pueden verse en

la Tabla 3.5.

Tabla 3.5 Primer diseño de experimentos con el fin de analizar la relación existente entre losparámetros de soldadura y la geometría del cordón.

Variables Independientes Niveles

i Densidad de potencia 1.2MW/cm2 1.3MW/cmz 1.45MW/crrf

t Duración de pulso 2.5 ms 3.5 ms 4.5 ms

s Velocidad de avance 0.5 mm/s 1.5 mm/s 2.5 mm/s

Variables dependientesF Frecuencia 20 Hz

1 Área punto de incidencia 0.003 cm¿

2 Distancia focal 20 cm

3 Desenfoque -1 mm

4 Flujo gas protección (Ar) 3 L/min

5 Forma de onda cuadrada

La segunda etapa de la experimentación incluyó un modelo 34 con el fin deanalizar los defectos en la zona central y de fusión (principalmente la fase

58

perjudicial de AI4C3 y constricciones). El modelo estuvo compuesto de 80

probetas, a fin de analizar cuáles son los parámetros adecuados, donde la zona

afectada por el calor es más estrecha, la banda de constricciones es mínima y

la formación de carburos es reducida. Las variables analizadas se muestran en

la Tabla 3.6.

Tabla 3.6. Diseño de experimentos con el fin de analizar la relación existente entre losparámetros de soldadura y el nivel de porosidad.

Variables Independientes Niveles

Pp Potencia pico 2850 W 3000 W 3150 W

F Frecuencia 10 Hz 15 Hz 20 Hz

t Duración de pulso 3 ms 4 ms 5 ms

s Velocidad de avance 1 mm/s 3 mm/s 5 mm/s

Variables dependientes

Potencia Max. equipo • 7500 W

1 Área punto de incidencia 0.003 cm¿

2 Distancia focal 20 cm

3 Desenfoque -1 mm

4 Flujo gas protección (Ar) 3 L/min

5 Forma de onda cuadrada

Por otra parte, con el fin de evaluar la capacidad del material de ser unido

mediante el uso de metal de aporte, se realizó una tercera experimentación

utilizando nuevas condiciones de trabajo (metal de aporte y recubrimiento). Ver

Tabla 3.7.

La evaluación de las variables independientes a la hora de analizar el

comportamiento del CMM (utilizando metal de aporte) fue hecho únicamente en

forma visual a partir de la inspección metalográfica y no se realizó ningún

,

59

análisis estadístico en está parte de la experimentación, esto porque fue

imposible cuantificar el grado de coalescencia de la unión.

Tabla3.7 Variables analizadas al unir el corr puesto con metal de aporte.

V. Independientes Niveles

Pp 5260W 6375W

F 8Hz 10Hz 14Hz

t 3.4ms 5ms

s 0.2 2

Recubrimiento Zn Au Sn

Aporte Al/Si Al/Zn

V. Dependientes

Pp máxima del equipo - 7500 WA

2

0.003 cm

f 20 cm

g Ar - 3 L/min

w Squared

3.3.5 Metodología de inspección metalográfica

La inspección microestructural y de dimensiones geométricas se hizo

siguiendo los pasos de la Tabla 3.8, a partir de cortes transversales como

muestra la Figura 3.9.

Figura 3.9 Representación del corte transversal del cordón para inspección metalográfica,donde A representa el ancho del cordón y B la profundidad.

Tabla 3.8 Pasos aplicados en la metodología de evaluación.

PASOS

1. Limpieza de la

probeta en seco

mediante lija

número 1200.

2. Limpieza del

material

mediante alcohol

utilizando

ultrasonido

3. Aplicación de

soldadura bajo

los parámetros

indicados en el

diseño

experimental.

4. Corte en seco de

la muestra

mediante disco

de diamante.

EQUIPO UTILIZADO

Figura 3.10 Pulidora Struers-Dap V®

Figura 3.11 Limpiador ultrasónico Branson-5510®

Figura 3.12 Equipo láser Nd:YAG IPG YLR-200®yORLÁSERETS-160®

Figura 3.13 Cortador Struers-Discotom 6®

60

5. Montaje en frío

de la sección

transversal

mediante resina

epóxica.

6. Desbaste en

seco mediante

lija 400 hasta

1200.

7. Pulido espejo

mediante

solución de

diamante.

8. Ataque químico

con Keller's

9. Inspección visual.

61

'OaroCit

Figura 3.14 Resina epoxica

Figura 3.15 Pulidor Struers-Knuth®

Figura 3.16 Pulidor automático Allied-Dualpred3®

2ml HF, 3ml HCI, 5ml HN03, 190ml H20

Figura 3.17 Estereoscopio Olympus-SZX10®

10. Inspección por

medio de

microscopía

óptica.

11. Inspección por

medio de

microscopia

electrónica de

barrido.

12. Análisis de

microdureza

62

Figura 3.18 Microscopio óptico Olympus PMG3®

Figura 3.19 Microscopio Electrónico de barrido

Figura 3.20 Durómetro Instron-Tukon 2100B®

CAPITULO 4.

RESULTADOS

4.1 CARACTERIZACIÓN DEL MATERIAL.

63

El primer resultado obtenido fue la caracterización del compuesto (CMM

Al/Gr). Se determinó que la matriz es un aluminio eutéctico (12.5% de Si) con

composición química dada en la Tabla 3.3 y con una dureza aproximada (según

el fabricante) de 60 - 80 (Rockwell E).

El refuerzo se compone de fibras de grafito con una proporción del 30% del

volumen del compuesto. El largo promedio de fibras a partir de 11 mediciones

fue de 300 um con una desviación estándar de 2.7 y una varianza de la muestra

de 7.3. [4], así como un diámetro promedio de 11.7 um.

Después de realizar la caracterización y preparación del material, se

procedió a correr los diseños experimentales descritos en el Capítulo 3. Los

resultados de los dos primeros diseños experimentales y parte de las probetas

analizadas se muestran en las Tablas 4.1, 4.2 y 4.3.

64

Tabla 4.1 Resultados del primer diseño experimental para el estudio de parámetros.

Variables Independientes Niveles

I Densidad de potencia 1.2MW/cm2 1.3MW/cnr 1.45MW7crrf

t Duración de pulso 2.5 ms 3.5 ms 4.5 ms

s Velocidad de avance 0.5 mm/s 1.5 mm/s 2.5 mm/s

Variables dependiente 5

F Frecuencia 20 Hz

1 Área punto de incidencia 0.003 cm'

2 Distancia focal 20 cm

3 Desenfoque -1 mm

4 Flujo gas protección (Ar) 3 L/min

5 Forma de onda cuadrada

Probet I t s Profundidad (um) Ancho (um)

1 1.2 2,5 0,5 136 967

2 1.2 2,5 1,5 154 965

3 1.2 2,5 2,5 130 873

4 1.2 3,5 0,5 139 965

5 1.2 3,5 1,5 196 862

6 1.2 3,5 2,5 119 1011

7 1.2 4,5 0,5 149 851

8 1.2 4,5 1,5 169 993

9 1.2 4,5 2,5 156 1018

10 1.3 2,5 0,5 303 1020

11 1.3 2,5 1,5 141 1050

12 1.3 2,5 2,5 165 906

13 1.3 3,5 0,5 410 1154

14 1.3 3,5 1,5 321 1040

15 1.3 3,5 2,5 191 1029

16 1.3 4,5 0,5 372 1167

17 1.3 4,5 1,5 360 1367

18 1.3 4,5 2,5 187 1006

19 1.45 2,5 0,5 451 1266

20 1.45 2,5 1,5 361 1075

21 1.45 2,5 2,5 428 993

22 1.45 3,5 0,5 765 1519

23 1.45 3,5 1,5 721 1270

24 1.45 3,5 2,5 470 1222

25 1.45 4,5 0,5 763 1728

26 1.45 4,5 1,5 668 1567

27 1.45 4,5 2,5 354 1295

I

65

Tabla 4.2 Resultados del segundo diseño experimental para el análisis de defectos.

Variables Independientes Niveles

Pp Potencia pico 2850 W 3000 W 3150W

F Frecuencia 10 Hz 15 Hz 20 Hz

t Duración de pulso 3 ms 4 ms 5 ms

s Velocidad de avance 1 mm/s 3 mm/s 5 mm/s

Variables dependientes -^^BPTBBBBWI

Potencia Max. equipo = 7500 W

1 Área punto de incidencia 0.003 cm

2 Distancia focal 20 cm

3 Desenfoque -1 mm

4 Flujo gas protección (Ar) 3 L/min

5 Forma de onda cuadrada

Prueba %Pp s ^™%Constricciones

1 38 3 10 1 0,41

2 40 5 20 3 0,55

3 42 3 20 5 0,73

4 42 5 10 1 0,87

5 38 5 20 3 0,59

6 42 5 10 5 0,67

7 38 5 15 1 0,77

8 40 5 10 3 0,81

9 42 4 20 5 0,68

10 42 4 15 5 0,65

11 40 4 10 3 0,66

12 42 3 20 3 0,86

13 38 4 15 1 0,57

14 40 4 15 3 0,55

15 38 4 20 5 0,28

16 40 5 15 5 0,41

17 40 4 20 3 0,44

18 42 3 15 5 0,74

19 38 5 10 3 0,23

20 40 5 15 3 0,56

21 42 5 20 1 0,87

22 38 5 20 1 0,59

23 38 5 15 5 0,57

24 40 3 15 1 0,70

25 38 3 15 3 0,59

26 40 3 15 5 0,22

27 38 4 10 1 0,19

28 40 4 15 1 0,65

29 38 4 20 1 0,53

30 42 4 10 1 0,51

2^

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oa)O

í>

en

en

-

67

20 5 0,75

10 1 0,62

15 3 0,64

10 3 0,36

15 3 0,43

15 3 0,75

10 1 0,65

10 5 0,47

10 3 0,77

20 1 0,79

15 1 0,94

20 5 0,75

10 1 0,62

15 3 0,64

79 40 5

80 40 3

81 38 5

71 40 3

72 38 4

73 40 3

74 38 5

75 40 5

76 42 4

77 40 3

78 42 4

79 40 5

80 40 3

81 38 5

Tabla 4.3 Parte de las probetas analizadas para el estudio de parámetros.0.5 mm/s 1.5 mm/s 2.5 mm/s

Pp = 3375

t = 3.5

Pp = 3375

t = 4.5

Pp = 4125

t = 2.5

Pp = 4125

t=3.5

:ráSP9

,*&&)&

^•>^mr&^€ WsSmSmS^M

68

4.2 INFLUENCIA DEL ENFOQUE SOBRE LA GEOMETRÍA DEL

CORDÓN

Con el fin de reducir la cantidad de probetas, antes de llevar a cabo la

experimentación, se optó por fijar el enfoque. Para esto se varió el mismo a

distintos niveles, dejando fijas las demás variables de entrada. Ver Figura 4.1.

De está forma el nivel de desenfoque se fijó a 1mm por debajo del plano

focal. [6]

«ano |focal

Distancia

/ focal

A Profundidad

• Diámetro

l.b

1.4 ••

E

••

• i.a

1.0

3*-»

'5bco

—1

AA

0.8

0.6 a

•A 0.4 A

0.2 A

2.5 2.0 1.5 1.0 0.5 0 -0.5 -1.0 -1.5 -2.0

Distancia desde el plano focal (mm)

Figura 4.1 Efecto del desenfoque del haz sobre la profundidad ydiámetro del punto deincidencia utilizando PP = 4125 W; F = 20 Hz; t =2 ms; s = 300 mm/min.

69

4.3 INFLUENCIA DE LOS PARÁMETROS DE PROCESO SOBRE

LA PROFUNDIDAD.

Después de fijar la distancia focal, el análisis del primer diseño de

experimentos mostró que la variable que más afecta la profundidad de

penetración, en el CMM de Al/Gr, es la potencia pico (es decir laenergía/duración de pulso), como muestran las Figuras 4.2 y 4.3.

600

§500Q 400

¡L3005 200E

Potencia - P Duración de Pulso - t Velocidad de avan. - s

3375 W 3750 W 4125 W 2.5 ms 3.5 ms 4.5 ms 0.5 mm/s 1.5 mm/s 2.5 mm/s

Figura 4.2 Efecto de los parámetros de soldadura con respecto a la penetración, utilizandotres niveles de entrada.

Figura 4.3 Efecto de los parámetros de soldadura sobre la profundidad yancho del cordón.1y 1a) Pp=4500W; 2 y2a) Pp=4125W; 3 y 3a) Pp=3750W; 4 y4a) Pp=3375W

Todas las pruebas con F= 8Hz, t=8ms utilizando gas Argón.

70

4.4 EFECTO DE LOS PARÁMETROS DE PROCESO SOBRE EL

ANCHO DEL CORDÓN.

Los resultados analizados en cuanto al ancho del cordón mostraron también

que conforme aumenta la duración del pulso este también aumenta con elconsiguiente incremento de zona afectada por el calor, como muestra la Figura

4.4.

Figura 4.4 Efecto de las variables de entrada con respecto al ancho del cordón utilizandodiferentes niveles de entrada, a) P = 4500W, t = 4ms; b) P = 4500W, t = 8ms.

4.5 EFECTO DE LOS PARÁMETROS DE PROCESO EN EL

NIVEL DE DEFECTOS DEL CORDÓN.

Después de realizar el diseño experimental, el análisis mostró ladependencia que tiene la banda de constricciones formada en el contorno de lazona de fusión con respecto a los parámetros de soldadura.

71

El análisis mostró que la potencia y las interacciones entre las variables

dependientes del tiempo (duración de pulso, frecuencia y velocidad de

soldadura), son las responsables de la formación de constricciones en la matriz,

lo cual será explicado en la sección de discusión. Ver Figura4.5.

Figura 4.5 Efecto de las variables de entrada con respecto al nivel de constriccionesencontrado en un área de 10000um2 utilizando diferentes niveles de entrada.

Respecto a la fase indeseable de AI4C3 se observó que su formación está

estrechamente ligada a la densidad de potencia del haz. Sin embargo, las

variables dependientes del tiempo también tienen influencia. Ver Figura 4.6.

El resultado del análisis de parámetros, sobre la formación de AI4C3 mostró

cómo al aumentar la potencia y por ende la densidad de potencia, también el

tamaño y cantidad del carburos nocivos, como muestra la Figura 4.6.

72

Figura 4.6 Efecto de las variables deentrada con respecto al nivel de AI4C3 utilizandodiferentes niveles de entrada, a) Pp = 4875W t = 8ms. b) 4500W, t = 4ms. c) Pp = 4125W,

t = 4ms. c) Pp = 3000W, t = 5ms.

73

4.6 INFLUENCIA DE LOS PARÁMETROS DE PROCESO SOBRE

LA DUREZA DEL CORDÓN.

Después de la primera parte de la experimentación se evaluó la dureza del

material y de las soldaduras de acuerdo a la especificación ASTM C1671 - 07

utilizando un microdurómetro Future Tech®, utilizando una carga de 200gr. La

inspección se realizó a 6 probetas del primer diseño de experimentos. Ver Tabla

4.4 y Figura 4.7.

Tabla 4.4 Análisis de datos sobre el diámetro del refuerzo de grafito utilizando 11 mediciones

Muestra Pp(W) t(ms) s (mm/s)

3 4125 2,5 0,5

4 4125 3,5 2,5

6 4125 4,5 0,5

12 4125 3,5 0,5

14 4125 4,5 1,5

11 3375 4,5 0,5

,**v •

gtt&j&KÍWi

Figura 4.7 Interacción de variables para el nivel deconstricciones en la ZAC. (Media dedatos).

74

El perfil de dureza se muestra en la Figura 4.8, las mediciones fueronhechas con una separación de 200um. los resultados de está gráfica y de lasanteriores se analizan y discuten en el Capítulo 5.

300

250

x 200

S 150E

q 100

50

0

lililí "j I-2 -1 0 1 2

Posición

Figura 4.8 Perfil de dureza realizado a 6 probetas utilizando tres niveles de entrada.

4.7 COMPORTAMIENTO DEL CMM Al/Gr BAJO PROCESO DE

SOLDADURA LÁSER - BRAZING

Después de analizar el comportamiento del CMM AI-MetGraf 7-200 bajo los

principales parámetros de soldadura láser pulsada de Nd:YAG y cuyo análisisse explicará a detalle en la sección de discusión (Capítulo 5), se analizó elcomportamiento del CMM AI-MetGraf 7-200 bajo el parámetro de soldadura

láser brazing.

El resultado de la experimentación fue el análisis del comportamiento del CMM

utilizando proceso de soldadura láser-brazing, bajo distintas condiciones de

proceso (dos diferentes aportes y cuatro condiciones superficiales distintas).

75

Debido a que el proceso láser-brazing es un proceso que no requiere fundir

el material base para formar la unión, fue necesario el diseño de un herramental

que ayudara a mantener unidas las placas en el momento en que el metal de

aporte estuviera en estado líquido. La herramienta de trabajo y la modificación

al material base se muestran en las Figura 4.9 y 4.10.

Figura 4.9. Corte en forma de cajón a la orilla de cada probeta, con el fin de lograr elempalme del metal de aporte, a) Vista transversal, b) Vista longitudinal.

Figura 4.10. Herramienta de sujeción diseñada para la aplicación de láser-brazing.

76

4.7.1 Comportamiento del material sin la utilización de recubrimiento.

Parte de los resultados, de las pruebas hechas, utilizando material de aporte

Al/Zn y sin recubrimiento superficial se muestran en la Figura 4.11. En ella se

muestra la inspección metalográfica de las uniones.

Figura 4.11. Probetas analizadas hechas mediante proceso láser-brazing con aporte deAl/Zn.

Los parámetros utilizados en la Figura 4.11, se muestran en la Tabla 4.5. El

análisis de todas las experimentaciones se discutirán en el Capítulo 5.

Tabla 4.5 Valores utilizados durante la aplicación de soldadura láser-brazing utilizando aporteAl/Zn, y sin recubrimiento del CMM

Prueba Pp(W) t(ms) F(Hz) s(mm/s) Aporte

1 6000 4 8 0.5 Zn

2 6375 5 8 0.5 Zn

3 6375 4 8 1.5 Zn

4 6000 5 8 1.5 Zn

Los resultados mostraron que, las probetas con mejor aspecto, soldadas

mediante proceso láser-brazing, utilizando aporte y sin recubrimiento, fueron las

77

que se hicieron con valores cercanos a; Pp= 5400W, t = 4ms, F - 20Hz, s -

1.5mm/s y con aporte Al/Si AWS 4049, como se puede veren la Figura 4.12.

Figura 4.12 Uniones soldadas mediante láser-brazing utilizando valores cercanos a Pp-5400W, t = 4ms, F = 20Hz, s = 1.5mm/s y con aporte Al/Si AWS4049

78

4.7.2 Comportamiento del material utilizando recubrimiento de oro, estaño

y zinc.

Al utilizar el proceso láser-brazing utilizando recubrimiento de oro, no se

observaron cambios significativos en la microestructura de la unión, respecto a

las probetas hechas sin recubrimiento. Ver Figura 4.13 y Tabla 4.6.

Tabla 4.6 Parámetros utilizados durante la soldadura láser-brazing utilizando oro comorecubrimiento.

Probeta Enfoque s (mm/s) Número de pasadas

5 0 1.5 1

6 2 0.2 1

7 0 1.5 2

8 2 0.2 2

Figura 4.13 Soldadura láser-brazing utilizando oro como recubrimiento. Todas las pruebashechas con P.P = 5260W; t = 5ms; F = 10Hz; Aporte Al/Si (4047).

79

Por otra parte, así como en las pruebas sin recubrimiento, los resultados

mostraron que el proceso láser-brazing afecta en menor medida el CMM,

comparándolo con el proceso láser normal y sin aporte, como se ve en la Figura

4.14.

100um

&

^^*«*^~r

Figura 4.14 Análisis microestructural de la zona central de probeta recubierta con oro. a)Zona de Fusión del metal de aporte con el MMC. b) Zona de afectación en la matriz, c)

Elementos químicos presentes en la zona de fusión.

Respecto al comportamiento del material utilizando recubrimiento de zinc y

estaño, los resultados fueron insatisfactorios debido a que se observo una

perdida de sanidad en la zona central del cordón y en las paredes de la junta,

como se observa en las Figuras 4.15 y 4.16.

• 3oopn

Figura 4.15 Soldadura láser-brazing utilizando zinc y estaño como recubrimiento. Todas laspruebas hechas con P.P = 6375W; t = 3.4ms; Aporte Al/Si (4047).

(Q C 3 *>

o>

05

(D

?l

0)

ON

=J

3<t

>(Q

(fí

&3

=:

3N

ü>B =

3

CL

O N 3'

O

< —1

& </)

Q.

oT C/3 o'

=3 CE

¡y)

=r

co o

fD 5" o o o Oa O Q

-C

ü

Q.

c

Pp=

6375

W;t

=3.

4ms;

Fille

r=

4047

F=

8H

z

s•

0.5

mm

/sC

oati

ng-S

n

F-m

Hz

s=

0.5

mm

/sC

oati

ng-Z

n

F=

8H

z

s=

2m

m/s

Coa

ting

-Zn

F=

uH

zs

=2

mm

/sC

oati

ng-S

n

Repl

ica

1

co

o

CAPITULO 5

DISCUSIÓN

5.1 PREÁMBULO A LA DISCUSIÓN.

81

De acuerdo a los resultados obtenidos de la caracterización del compuesto

(CMM Al/Gr), se determinó que la matriz es un aluminio eutéctico (12.5% de Si)

con composición química dada en la Tabla 3.3 y con una dureza aproximada

según el fabricante de 60 - 80 (Rockwell E).

El refuerzo se compone de fibras de grafito con una proporción del 30% del

volumen del compuesto. El largo promedio de fibras según el fabricante es 300

um [4], con diámetro promedio de 11.7 um. Ver Tabla 5.1.

Tabla 5.1 Análisis de datos sobre el diámetro del refuerzo de grafito utilizando 11 mediciones.

Diámetro de fibra (um)

Media 11,7272727 Varianza de la muestra 7,36818182

Mediana 11,5 Mínimo 8

Moda 10 Máximo 18,5

Desviación estándar 2,7144395

La primer observación hecha durante la caracterización del compuesto Al/Gr

fue la presencia de huecos entre la matriz y las fibras, debido a la poca

82

mojabilidad del aluminio con el grafito. Por está razón los fabricantes delmaterial hacen uso de infiltración por presión del aluminio fundido sobre las

fibras al elaborar el material (Advanced Pressure Infiltration Casting - APIC™).

Ver Figura 5.1 y 5.2.

Huecos

entre la

matriz y el

refuerzo.

Figura 5.1 Presencia de huecos entre el refuerzo yla matriz debido al proceso de fabricación.

Figura 5.2 Máquina de fundición para fabricación de MMCs Al/Gr, por infiltración demetallíquido asistida por presión utilizada por Metal Matrix Cast Composites®.

83

5.2 MICROESTRUCTURA GENERAL DEL CORDÓN SOLDADO

POR LÁSER Nd:YAG

La microestructura encontrada a lo largo de la experimentación mostró cuatro

regiones típicas, como puede verse en la Figura 5.3.

Zona A = Zona central de soldadura

Zona B = Región de fusión

Zona C = Banda de constricciones

> W«. 'sjr 4

m

,- •

: * l4

—itíEX45 500um 13 51 S

¡••i

Figura 5.3 Microestructura típica de soldadura láser Nd:YAG pulsado en CMM Al/Gr.

84

La primera región de la Figura 5.3 corresponde a la zona central del cordón

identificada como A, cuyas características generales corresponden a una

estructura dúplex de precipitados en forma de aguja y de placas finas de color

más claro, está región será analizada más a detalle en la Sección 5.5. Junto a

la región A, se encontró una zona estrecha de fusión identificada como B. Por

otra parte junto a la zona de fusión se encontró una zona afectada por el calor

marcada como C donde se encontró principalmente una banda de huecos o

constricciones de la matriz y fibras de grafito.

5.3 DEPENDENCIA DE LOS PARÁMETROS DE SOLDADURA

RESPECTO A LA GEOMETRÍA DEL CORDÓN.

En cuanto a la geometría del cordón se observó que la profundidad ésta

directamente ligada a la potencia y poco depende de los demás parámetros

como muestra la Figura 5.4.

Figura 5.4. Dependencia de la densidad de potencia con respeco a la profundidad depenetración, (a) I= 1.4 MW/cm2, t =6ms, F=20Hz, s=1mm/s. (b) I= 1.6 MW/cm2, t =6ms, F

10Hz, s=1mm/s.

85

Después de fijar la distancia focal el análisis del primer diseño de

experimentos mostró claramente que la variable que más afecta la penetración

en el CMM de Al/Gr es la potencia pico (es decir la energía/duración de pulso),

como muestra las Figuras 5.5 y 5.6.

600

500

400

300

| 200

Potencia - P Duración de Pulso - t

/ ^+ -•

3375 W 3750 W 4125 W 2.5 ms 3.5 ms 4.5 ms

0.5 mm/s 1.5 mm/s 2.5 mm/s

Figura 5.5. Efecto de lasvariables de entrada con respecto a la penetración utilizandodiferentes niveles de entrada.

Los resultados indicaron en este punto que la variable de entrada con mayor

influencia en la penetración es la potencia.

Por otra parte, en cuanto al ancho del cordón se observó que además de

depender de la potencia también tiene una fuerte dependencia de la duración

de pulso (como muestra la Figura 4.5) y de la distancia focal que incrementa o

disminuye el área de punto de incidencia (es decir la densidad de potencia).

Figura 5

86

Potencia pico = 3375 W

Duración de pulso = 4.5 ms

Frecuencia = 20 Hz

Densidad de potencia = 1.2 MW/cm2

Energía = 15.2 J

Velocidad de avance = 0.5 mm/s

Flujo de gas = 3 L/min

Potencia pico = 3750 W

Duración de pulso = 3.5 ms

Frecuencia = 20 Hz

Densidad de potencia = 1.3 MW/cm2

Energía = 13.1 J

íS&tS&ÍC? Velocidad de avance = 0.5 mm/s

*"& Flujo de gas = 3 L/min

Potencia pico = 4125W

Duración de pulso = 3.5 ms

Frecuencia = 20 Hz

Densidad de potencia = 1.45 MW/cm:

Energía = 14.4 J

Velocidad de avance = 0.5 mm/s

5S3R Flujo de gas = 3 L/min

8R-2QQ1JL

6. Efecto de los parámetros de soldadura sobre la profundidad y ancho del cordón.

Los resultados analizados en cuanto al ancho del cordón mostraron también

que conforme aumenta la duración de pulso este también aumenta con elconsiguiente incremento de zona afectada por el calor, como lo muestra la

Figura 5.7.

1300

1200

1100

-1000

Potencia Duración

X ^*

^ ^4125W 2.5ms 3.5ms 4.5ms

0.5mm/s 1.5mm/s 2.5mm/s

87

Figura 5.7 Efecto de las variables de entrada con respecto al ancho del cordón utilizandodiferentes niveles de entrada.

Este análisis permitió corroborar la aseveración hecha por L. Engel Simón,

durante el curso de validación de proceso láser impartido en Las Vegas NV.,

que dice que a mayor duración de pulso mayor será también el tamaño de ZAC

en compuestos de aluminio. [17]

En cuanto a la dependencia de la potencia respecto al ancho del cordón se

observó que también influye considerablemente como muestra la Figura 5.8.

2.5

2.0

E «E 1.0

0.5

0.0

...»

í#„ •...» ,...?•

,...t•

•••- •* ••'"' •

»"• .

3000

Profundidad

Ancho

3375 3750 4125 4500

Potencia Pico (W)

4875

Figura 5.8. Penetración yancho de cordón vs Potencia. Realizado bajo los siguientesparámetros: Duración de pulso (t) =4ms; Frecuencia (f) =10Hz; Flujo degas=1.8 l/min

88

5.4 INFLUENCIA DE LOS PARÁMETROS SOBRE LA

MICROESTRUCTURA DEL CORDÓN.

El uso del proceso láser a bajas energías de entrada y ciclos térmicos cortos

limitan la disolución del refuerzo de Grafito y la formación de la fase perjudicial

de carburo de aluminio (AI4C3). De hecho, fue encontrada únicamente una

pequeña región de AI4C3 + Si + una estructura celular eutéctica en el centro de

la zona de fusión al emplear bajas densidades potencia. Ver Figura 5.9.

Figura 5.9. Disminución en la formación de AI4C3 a baja densidad de potencia, (a) Vistageneral a 350X utilizando: I=1 MW/cm2, t =5ms, F=20Hz, s=3mm/s. (b) Zona central de

soldadura en forma de estructura eutéctica dendritica con sólo 6% de contenido de C. (c) Zonaexterior con trazas de AI4C3

89

La anterior estructura de solidificación fue rodeada primero por una banda

estrecha de Grafito + AI4C3 + estructura de solidificación eutéctica, y finalmente

por una región más grande de Fibras de grafito + estructura de solidificación

eutéctica + una región de huecos o constricciones de la matriz.

También se encontró que el área de las regiones antes descritas disminuía

conforme la densidad de potencia disminuía también y que el área de zona de

constricciones disminuía también conforme la energía de entrada era menor. Lo

anterior puede verse en la Figura 5.10, donde en (a) la zona de constricciones

es mayor que en (b) debido a que en la primera la energía por pulso fue de

19.2J a 20Hz y en (b) fue de 28.8J pero a 10Hz. Lo que corresponde a una

potencia promedio de 384W y 288W respectivamente.

Figura 5.10. Disminución de la zona de constricciones debido alcambio en la energía deentrada, duración de pulso y frecuencia, (a) E = 19.2J, t = 4ms, F = 20Hz y (b) E = 28.8J, t =

6ms, F = 10Hz. Ambas soldaduras utilizando I = 1.6 MW/cm2, s=1mm/s.

Se observó que la reacción del aluminio líquido con las fibras de Grafito (C)

forma el carburo AI4C3. Además se indica también un producto adicional de

silicio primario. Esto con base a lo reportado por Yue e Isaki [7] que muestran

que la energía libre de Gibbs (AG) de la reacción (Ver formula 7) se hace cada

vez más negativa por encima de 730 °C, indicando la formación de las fases

producto.

90

5.5 ANÁLISIS DE ZONA CENTRAL Y DE FUSIÓN.

Durante la revisión bibliográfica se encontró que los principales defectos a

ser evitados en la zona central del cordón y en el área de fusión es la formación

de carburos perjudiciales (principalmente AI4C3) y porosidad, debido a su

efecto perjudicial en las propiedades mecánicas del material. Figura 5.11 [6-

16].

y ioou

Porosidad

AI4C3 en forma

de agujas

Figura 5.11. Principales defectos encontrados en la zona central de un CMM Al/Gr soldadocon láser pulsado de Nd:YAG. Utilizando: PP = 4875W; F = 20 Hz; t = 4 ms; s = 5 mm/s.Tomado a 100X.

Además se tomó un esquema de la soldadura (vista superior plana) y la

representación del ciclo térmico para diferentes localizaciones a partir de

investigaciones sobre materiales similares (principalmente CMMs Al/SiC), lo

cual permitió una descripción razonable de las transformaciones de fase en

esas regiones. Ver Figura 5.12.

91

Tiempo

Figura 5.12. Representación del ciclo térmico para las diferentes regiones en un CMM Al/Grsoldadocon láser de Nd:YAG. D. Storjohann, 2005.

Después de la realización experimental se encontraron diferentes regiones

dentro de la zona de fusión en la sección transversal de las soldaduras. La

naturaleza de esas regiones es una función de la estabilidad de las fibras de

grafito (en el aluminio líquido), bajo un ciclo térmico transitorio, y el ciclo térmico

específico aplicado. Ver Figuras 5.12 y 5.13.

\

92

Potencia pico = 2850 W

Duración de pulso = 4 ms

Frecuencia = 20 Hz

Densidad de potencia = 0.95 MW/cm2

Energía = 11.4 J

Velocidad de avance = 5 mm/s

Flujo de gas = 3 L/min

Potencia pico = 3150 W

Duración de pulso = 5 ms

Frecuencia = 20 Hz

Densidad de potencia = 1.1 MW/cm2

Energía = 15.75 J

Velocidad de avance = 3 mm/s

Flujo de gas = 3 L/min

Potencia pico = 3375 W

Duración de pulso = 4 ms

Frecuencia = 20 Hz

Densidad de potencia =1.13 MW/cm2

Energía = 13,5 J

Velocidad de avance = 5 mm/s

Flujo de gas = 3 L/min

Figura 5.13. Efecto de los parámetros de soldadura sobre la microestructura delcordón.

Los rangos de calentamiento y enfriamiento asociados con el láser son

extremadamente rápidos, con ciclos térmicos transitorios, con una duración

93

aproximada de 10 ms. Los ciclos térmicos para varias regiones de la soldadura

en un CMM de SiC se muestran en la Figura 5.12.

Conociendo la microestructura inicial del compuesto antes de la soldadura

(AI(S)+Si(s) + C(S)), y tomando de referencia la Figura 5.12, es posible utilizar los

diferentes ciclos térmicos para deducir las transformaciones de fases

subsecuentes que tienen lugar sobre la soldadura.

En un láser de Nd:YAG pulsado, la región central de la soldadura está en

gran parte definida por la forma del perfil espacial del haz. Ver Figura 5.14.

1

0

Figura 5.14. Perfil espacial de una haz láser de Nd:YAG en forma de campana de Gausscon una densidad de potencia I= 1.5Kw/cm2. www.ophir-spiricon.com

Hasta aquí es razonable presumir que el material adyacente inmediatamente

a la zona central del perfil espacial estará cerca de la temperatura de

vaporización del Al, que es de alrededor de 2500 °C. Está región de la zona de

fusión está representada por el ciclo térmico A, y tiene suficiente energía

específica para disolver las fibras de grafito y formar una fase líquida

homogénea. Ver zona central de las Figuras 5.14 y 5.12.

94

El carbono y el silicio están en solución. La disolución de 30v/o de grafito en

el aluminio líquido incrementara el contenido de C. Sin embargo la matriz

liquida sufrirá un cambio a hipereutectoide como muestra el análisis de la

Figura 5.15.

Elem. % Atóm

C 8.75

0 3.01

Mg 0.50

Al 73.74

Si 14.00

112 3

Figura 5.15. Análisis por difracción de rayos Xen la matriz de la zona central de soldadura.

En el enfriamiento (aprox. 1950°C), el AI4C3 precipitará del líquido [19]. Está

temperatura está indicada como Tc en la Figura 4.8. Este carburo crece

conforme el carbono se consume desde el líquido. En el enfriamiento posterior,

la temperatura decrece justo por debajo del liquidus (TL) de la composición

hipereutéctica. En está temperatura, el Si primario comienza a precipitar desde

el líquido. El silicio nuclea sobre las placas existentes de AI4C3 y distorsiona la

superficie de las placas conforme la temperatura decrece como se ve en la

Figura 5.16.

N

12 3 4Full Scale 4781 cts Cursor: -0.011 (2082 ctsl

95

Nucleación de Si primario apartirde las agujas de AI4C3

keV

Figura 5.16. Análisis por difracción de rayos Xen los precipitados de Silicio.

96

Cuando la temperatura alcanza la temperatura eutéctica efectiva TE ellíquido remanente solidifica invariantemente como una estructura celulareutéctica de Al-Si. La morfología aparece como células de aluminio con Al-Simtracelular. La morfología final contiene, AUC3(S) ♦ Si(s) ♦ estructura desolidificación eutéctica celular de Al-Si +Fibras de grafito.

Figura 5.17. Morfología de la región cercana ala zona de fusión (región C).

La región inmediatamente adyacente a la zona de fusión central estácompuesta de AI4C3(S) ♦ Si(s) ♦ estructura eutéctica de Al-Si, la cual quedadefinida por el ciclo térmico Bde la Figura 5.12. Debido aque es una regiónintermedia se observa a cierta distancia alejada de la región central esrazonable inferir que el pico de temperatura experimentado por está región estápor debajo de la del pico de temperatura de la zona de fusión central. En estáregión el material experimenta un ciclo térmico suficiente para disolverparcialmente las fibras de grafito. El líquido restante, parcialmente enriquecidoen Si, sol.difica como una estructura celular eutéctica de Al-Si, como muestra laFigura 5.17.

97

La región de la zona de fusión más alejada de la línea central, consiste de fibras

de grafito dispersas en una estructura celular eutéctica de solidificación (Grafito

+ aleación eutéctica de Al-Si), quedando definida por el ciclo térmico marcado

como C en la Figura 5.12 y la zona D en la Figura 5.18. En está región ni el

tiempo ni la temperatura del ciclo térmico son suficientes para causar la

disolución del grafito.

Hasta aquí se puede resumir que cada pulso contiene tres regiones con las

fases microestructurales previamente descritas:

Zona A Figura 5.18 -» AI4C3+ Si + estructura hipereutéctica de Al-Si

Zona B Figura 5.18 ^ AI4C3 + Grafito + estructura eutéctica de Al-Si

Zona D Figura 5.18 -> Grafito + estructura eutéctica de Al-Si.

Figura 5.18. Representación del ciclo térmico para las diferentes regiones en un CMM Al/Grsoldado con láser de Nd:YAG.

98

5.6 ANÁLISIS DE DEFECTOS EN EL CORDÓN SOLDADO CONLÁSER Nd:YAG SIN MATERIAL DE APORTE.

5.6.1 Porosidad en zona central

Durante la solidificación, en la zona central y la de fusión, se encontró como

defectos prominentes grietas y poros cuando el compuesto AI-MetGraf-7200 es

soldado con láser de Nd:YAG en modo pulsado.

La porosidad en la zona A y B es debida a la alta viscosidad del compuesto

fundido cuando la duración de pulso es demasiado corta lo cual no permite a las

burbujas de gas escapar fácilmente como se ve en la Figura 5.19.

Figura 5.19 Porosidad encontrada en la zona de fusión (región B) cuando Pp =4125W t =4ms, F = 10Hz.

Se encontró que una duración de pulso y una frecuencia alta dejan que los

gases en la zona central escapen fácilmente reduciendo los poros, sin embargo

esto permite la formación de constricciones en la matriz como se explicará másadelante.

99

Por otra parte, una corta duración de pulso daría lugar a una velocidad de

enfriamiento alta que alentaría el desarrollo de grietas. Así la predisposición al

agrietamiento aumenta a medida que la intensidad del láser aumenta y la

duración de pulso disminuye. Un corto tiempo de solidificación también evita

que las burbujas puedan escapar lo suficientemente rápido del charco de

soldadura.

Aunado a lo anterior y con fin de lograr una correcta velocidad de

enfriamiento que evite la formación de grietas y poros se debe tomar en cuenta

el ciclo de trabajo de los pulsos del haz. El ciclo de trabajo de una señal

periódica es el ancho relativo de su parte positiva en relación con el período.

Expresado matemáticamente queda como se ve en la ecuación.

%D = 100* t*F. (9)

Donde:

%D = Porcentaje del ciclo de trabajo

t = Duración de pulso

F = Frecuencia.

De está forma según S. Engel [17] con el fin de reducir la porosidad en la zona

de fusión y reducir la ZAC, es necesario un enfriamiento adecuado, el cual se

logra controlando el ciclo de trabajo. Ver Figura 5.20.

Temperatura

Potencia pulsada

\l

Tiempo (sin dimensión)

Figura 5.20. Representaciónesquemática de un ciclo de trabajomenor a 50% como el utilizado en la

Figura 4.16

100

En las Figura 5.20 y 5.21, S. Ángel explica que el tiempo aproximado de

enfriamiento para los materiales con conductividad térmica cercana a la del

hierro es de dos veces el ancho de pulso, lo que resulta en un ciclo de trabajo

del 50% (Ver Figura 5.21).

u

iiiiiiiiiin

n

•S "• -fl'"5o.

>(0

I !S iQ. I

I II- •

i

r

i.^

i "-.

ii

i11

""'•41

Temperatura

Potencia pulsada

Ciclo de trabajo 50%

Tiempo (Sin dimensión)

Figura 5.21 Velocidad de enfriamiento durante un ciclo de trabajo igual a 50% recomendadopara materiales con coeficiente de conductividad térmica cercana a la del hierro.

Durante el tiempo que toma completar un periodo con ciclo de trabajo del 50%,

la temperatura del material fundido caerá por debajo de un nivel

metalúrgicamente insignificante.

Por lo anterior se infiere que para materiales con un coeficiente de

conductividad térmica superior como el aluminio la duración de pulso debería

ser menor a 10ms y el ciclo de trabajo superior al 50% para permitir al aluminio

fundido enfriar adecuadamente.

En este punto de la investigación se enfrentó una limitante en cuanto a

optimizar los valores de duración y frecuencia de pulso, ya que para lograr

101

ciclos de trabajo mayores al 50%, la máquina empleada no tenía la capacidad

de aumentar la frecuencia mas allá de 20Hz.

Lo anterior queda más claro cuando la duración de pulso se maximiza con el fin

de lograr un enfriamiento lento a la duración tope del equipo que es de 20ms

requiriendo una frecuencia superior a 25Hz quedando este valor fuera de la

capacidad del equipo.

Por otra parte, como se explicará más detalle en la sección siguiente, con el fin

de reducir el nivel de constricciones la duración de pulso también debe ser

reducida. De está forma con un valor tal como 4ms la frecuencia necesaria

debe ser superior a 125Hz lo cual a su vez también queda fuera de las

capacidades del equipo.

5.6.2 Constricciones en la zona afectada

Un problema serio a la hora de soldar el compuesto de matriz de aluminio

reforzado con fibras de grafito sin la utilización de aporte fue la presencia de

constricciones o huecos entre el refuerzo y la matriz.

La explicación a este fenómeno se da en términos de la composición

química del material y los parámetros de soldadura dependientes del tiempo.

Iseki et al. [7], y otros autores afirman que a mayor contenido de Si en el

metal base se reduce la cantidad de AI4C3 formado a temperaturas por encima

de 730 °C, y además el coeficiente de expansión térmico de la matriz,

disminuye. Ver Figura 5.22.

V,

20* a 300* C

N

S

\

S

\

s

102

E 26

Q.a.*» 24c

'O

wc ¿2reQ.X 20

o

•o

*2 18

o

o 16«:oo

o 14

0 10 20 30 40

Porcentaje en peso de Silicio

Figura 5.22. Variación del coeficiente de expansión térmica en función del contenidode siliciouna aleación Al-Si. Hidnert P. et al.

Sin embargo, a mayor contenido de Si, la fluidez de la aleación aumenta,

este efecto se atribuye al calor latente de fusión del Si, el cual es uno de los

más altos de todos los elementos naturales (1790 kJ.kg"1), siendo

aproximadamente 5 veces mayor que el del aluminio, lo que contribuye a

mantener el tiempo de vida del flujo líquido. Ver Tabla 5.2. [46]

Tabla 5.2. Fluidez de las aleaciones utilizadas en la investigación de Morando C. et al. [46]

Aleación Medida de fluidez Lf (cm)

AI-7%Si hipoeutéctica 16 ± 1

AI-12%Si eutéctica 20.0±1.5

AI-14.5%Si hipereutéctica 36.0 ± 2

Además, si se considera que al aumentar la temperatura durante el proceso

de soldadura, el volumen de la matriz aumenta también, debido al fenómeno de

expansión térmica, como se muestra en la Figura 5.23, para tres aleaciones

eutécticas de aluminio-silicio.

100 *C 200 *C 300 *C

Temperatura

400 °C

103

Figura 5.23. Variación del coeficiente de expansión térmica en función de la temperaturapara tres aleaciones eutécticas Al-Si. Hidnert P. et

A su vez, como es lógico pensar, durante el calentamiento de la matriz, la

densidad del aluminio desciende como muestra la Figura 5.24.

2390

2370tn

t¿ 2350

5 2330"OI•o•3! 2310c

2290

2270

925 975 1025 1075 1125 1175

Temperatura, T/K

Figura 5.24. Variación de la densidad en una aleación Al-Si líquida en función de latemperatura. Marc A. et al.

J A*A Aluminio

fco

°^W .• °a^c

A A

104

Las constricciones o huecos en la matriz se forman cuando el espacio de la

zona fundida es insuficiente para contener el nuevo volumen requerido por el

aluminio líquido, debido a que las fibras de grafito no permiten que el material

se expanda también.

Así, el aluminio fundido es expulsado con facilidad hacia la superficie debido a

la baja densidad de éste y la mayor fluidez del metal líquido por la presencia de

silicio y a la baja mojabilidad entre el aluminio y el refuerzo, como se ve en la

Figura 5.25.

Fibra de grafito

Constricción

Matriz

11 40SEI

Figura 5.25. Constricciones en la interface matriz-refuerzo debido a la baja mojabilidad delaluminio con el grafito y la influencia de los parámetros de soldadura.

Por lo anterior es lógico pensar que conforme la duración de pulso aumenta

la zona afectada por el calor aumenta también y por lo tanto el nivel de

constricciones se eleva debido a que el aluminio líquido tiene más tiempo de

escapar hacia la superficie dejando huecos en la matriz.

105

El análisis de resultados corroboró la dependencia que tiene la banda de

constricciones formada en el contorno de la zona de fusión con respecto a los

parámetros de soldadura principalmente a los del tiempo. Ver Figura 5.26.

El análisis mostró que la potencia pico, duración de pulso y velocidad de

avance, son los parámetros que más afectan la formación de constricciones en

la matriz, sin embargo con respecto al análisis de frecuencia, el estudio muestra

poca influencia de la misma, porque como se explicó en la sección 5.6.1, con el

fin de lograr ciclos de trabajo superiores al 50%, la frecuencia debiera ser

superior a 167Hz, 125Hz y 100Hz, cuando se emplean duraciones de pulso de

3ms, 4ms y 5ms respectivamente.

Potencia Duración^i

^-*

y ^

1300

1200

¡2 uoo

o íooou

y 900ceI-(/)

Z

8 1300^1200

1100

1000

900

2850W 30O0W 3150W 3 ms 4ms 5 ms

Frecuencia Velocidad

^_ •\*~~^* ^

10 Hz 15 Hz 20 Hz 1 mm/s 3 mm/s 5 mm/s

Figura 5.26. Efecto de las variablesde entrada con respecto al nivel de constriccionesencontrado en un área de 10000um2 utilizando diferentes niveles de entrada.

106

5.7 ANÁLISIS DEL COMPORTAMIENTO DEL MATERIAL BAJO

SOLDADURA LÁSER-BRAZING.

5.7.1 Restricciones del material para lograr una unión sana sin lautilización de metal de aporte.

Después de analizar el comportamiento del CMM AI-MetGraf 7-200 bajo los

principales parámetros de soldadura láser pulsada de Nd:Y, se observó que el

material es en extremo difícil de unir bajo la técnica de soldadura láser

convencional, donde, el calor generado por el haz es capaz de unir las piezas

sin recurrir a metal de aporte.

En el compuesto AI-MetGraf 7-200, se observó, alta inestabilidad térmica en

la interface refuerzo/matriz, lo que se traduce en una alta formación de

carburos, porosidad y altos niveles de constricciones, incluso a niveles de

energía de entrada y potencias promedio bajas, las cuales sólo funden la

superficie del material, como puede verse en las Figuras 5.27 y 5.28.

Figura 5.27. Alteración microestructural del material aun con energías de entrada y potenciaspromedio bajas. Foto izquierda PPr • 85.5W, foto de la derecha PPr = 126W. Nótese la formaciónde constricciones de la matriz aun a densidad de potencia pequeña.

Tales restricciones hicieron necesario el uso de una modificación del proceso

de soldadura láser convencional, combinándolo con técnicas de soldadura

fuerte o "brazing".

107

Figura 5.28. Formación de fases indeseables y daño microestructural a niveles altos deenergía y potencia. E = 21J, PPr = 390W. a) Agujas de carburo de aluminio formado en la zonacentral de la unión, b) Porosidad al centro del cordón, c) Constricciones de la matriz en la ZAC.

En el proceso brazing se requiere de metal de aporte con punto de fusión

superior a los 723 K y menor que la temperatura de fusión del metal base. Por

lo regular, se requiere de fundentes especiales para remover los óxidos, el calor

se aplica de manera local en las partes a unir lo cual genera que el metal de

aporte se derrita en la junta. También, otra forma es donde el metal de aporte

previamente fundido se introduce entre las dos piezas que se van a ensamblar,

cuando éste se solidifica las piezas quedan unidas.

108

5.7.2 Selección de metal de aporte para proceso Láser—Brazing.

Con base en la composición química de la matriz del CMM yal diagrama detransformación de enfriamiento continuo para las aleaciones Aluminio - Silicio,se determinó que la temperatura de fusión para la aleación A413 es 850 °K,como puede verse en la Figura 5.29.

0 10 20 30 40 50 60 70 80 90 100

i¿

TO

134-»

12.5?¿Si-850KQ.

Fff h

1373

1273

1173

1073

973

873

773

673

AlPeso (%) si

Figura 5.29 Diagrama de transformación de enfriamiento continuo para aleaciones Al/Si.

De está forma, se seleccionó el metal de aporte, utilizando aleaciones dealuminio para soldadura fuerte con puntos de fusión menores a 850K, como lasmostradas en la Figura 5.30.

0.0 0.1 0.2 0.3 0.4 0.5 0.6 0.7 0.8 0.9 1.0

^

3—<

H3

yPunto eutéctico I0.27Ge-698KCü /i

O.

E

Al

Fracción (mol)

0 10 20 30 40 50 60 70 80 90 100

Peso(%)Figura 5.30. Diagramas CCT para aleaciones de Al con puntos de fusión menores a 850K.

109

5.7.3 Microestructura del cordón bajo proceso Láser—Brazing.

Al igual que en el análisis microestructural de los cordones hechos bajo

proceso láser convencional (sin la utilización de aporte), se encontraron cuatro

regiones típicas en los cordones hechos bajo proceso láser_brazing, las cuales

fueron clasificadas en; zona A o zona central de soldadura (aporte fundido),

zona B o región de fusión, zona C o región afectada por el calor y zona D o

zona sin perturbación. Ver Figura 5.31.

Figura 5.31. Unión soldada mediante láser-brazing

Las pruebas mostraron mejoras significativas en cuanto a la sanidad del

cordón. Debido a que durante la aplicación de soldadura fuerte no es necesario

fundir el metal base, la densidad de potencia y la energía de entrada aplicada al

material fue menor, lo que resultó en menos daño microestructural, (menor

ZAC, menor contenido de fases indeseables y menor número y tamaño de

constricciones) como se puede ver en las Figuras 5.32 y 5.33.

110

'

-

1000um ^| liliFigura 5.32. Aspecto superficial de las probetas hechas mediante láser-brazing.

Figura 5.33. Unión soldada mediante láser-brazing utilizando metal de aporte AWS 4049 ysin recubrimiento del material, utilizando Pp= 4000W, t = 6ms, F = 20Hz, s = 1 mm/s.

El comportamiento del material bajo proceso láser-brazing, fue similar al del

proceso convencional. Se verificó que a bajas energías de entrada y ciclos

térmicos cortos se limita la disolución del refuerzo de grafito y la formación de

AI4C3. Utilizando bajas densidades de entrada se encontraron en la superficie

pequeñas trazas de AI4C3 debido a que es ahí donde se generan los mayores

111

niveles de temperatura por el hecho de estar en contacto directo con el haz. Al

centro de la soldadura se encontró una pequeña región de + Si + una estructura

celular eutéctica y en zonas más inferiores del cordón una estructura celular

eutéctica como se puede observar en la Figura 5.34.

Figura 5.34. Microestructura típica y fases presentes en una muestra soldada medianteproceso láser-brazing. Pp= 4200W, t = 4ms, F = 20Hz, s = 1 mm/s.

112

El comportamiento de la zona afectada por el calor también fue el mismoque durante el proceso de soldadura láser convencional, observándose quedebido a que la mayor parte de la densidad de potencia se concentra en elmetal de aporte yúnicamente una pequeña parte se transfiere a las paredes delmaterial la matriz resulta menos afectada (ver zona morada C en la Figura4.20). Así mismo la influencia de los parámetros de soldadura respecto a lamicroestructura general del cordón siguen el mismo patrón que bajo el procesoláser convencional, como puede verse en la zona de fusión de la Figura 5.35,donde al variar los parámetros de entrada, el nivel de zona afectada por elcalor, porosidad ytamaño de la fase de carburo de aluminio disminuye.

Figura 5.35. Influencia de los parámetros de soldadura respecto a las regiones encontradasutilizando proceso láser-brazing. A. Metal de aporte. B. Zona de fusión. C. Zona afectada por elcalor D. Región sin perturbación, a) Utilizando: Aporte 4049, Pp= 5400W; t=4ms; F=10Hz; s

=15mm/s. b) Utilizando: Aporte 4049, Pp= 5400W; t=4ms; F=20Hz; s =1.5mm/s

CAPITULO 6.

CONCLUSIONES

113

En la presente investigación se estudió el efecto de los parámetros de

entrada sobre la microestructura de un MMC Al/Gr AI-MetGraf 7-200 soldado

por láser. Las conclusiones a las que se llegaron son las siguientes:

1. Los análisis experimentales mostraron que durante la soldadura láser en

modo pulsado a diferentes niveles presentan tres tipos de defectos

característicos en la microestructura, a decir:

• Porosidad: Debido a la alta viscosidad del compuesto fundido, que

no permite a las burbujas de gas escapar fácilmente. Lo cual se

puede evitar aumentando la duración de pulso a un nivel óptimo.

• Constricciones de la matriz: Debido a la poca mojabilidad del

aluminio con el grafito y a los rápidos ciclos térmicos que no permiten

resolidificar en forma adecuada la matriz. Lo cual se pude disminuir si

se ingresa una correcta densidad de potencia y se disminuye la

duración de pulso con una frecuencia que permita ciclos de trabajo

superiores al 50%. A su vez se debe utilizar una rápida velocidad de

avance que no permita al aluminio líquido escapar hacia la superficie

114

formando constricciones y que a su vez, la temperatura de

enfriamiento sea la adecuada para evitar agrietamiento en caliente.

• Fases perjudiciales (principalmente AI4C3): debido a la disolución

del grafito en la zona central. Está discontinuidad puede evitarse si la

densidad de potencia se disminuye al mínimo con el fin de lograr una

correcta penetración y los ciclos térmicos se aceleren a un nivel

óptimo.

2. Para obtener un entendimiento de la secuencia evolutiva de la fase

microestructural en términos de las temperaturas de pico efectivas y

tiempos sobre esas temperaturas (como una función de la distancia

desde la línea central), es necesario crear un modelo de transformación

de fase cualitativo.

3. El modelo de transformación de fase de la zona central de fusión tomado

de la literatura para CMMs Al/SiC, ilustra la disolución de las fibras de

grafito en el aluminio líquido para formar un líquido homogéneo sobre las

temperaturas de soldadura. Al enfriar, la microestructura evoluciona

como una sucesión de precipitaciones de fase desde el líquido. Tres

fases se forman, la primera fase es AI4C3, seguido de Si primario y

finalmente una estructura Al-Si eutéctica.

4. En la región intermedia de la zona de fusión, el modelo representa la

disolución parcial de las fibras de grafito. La fase AI4C3 formada al

enfriar, nuclea y crece sobre esas partículas parcialmente disueltas. El

líquido restante forma una estructura eutéctica de Al-Si.

115

5. En la región de la zona de fusión más alejada los tiempos de ciclo

térmico y la temperatura no son suficientes para disolver fibras de grafito,

sin embargo, el liquidus de la aleación hyipoeutectoide está excedido y la

matriz de Al solidifica como una estructura de Al-Si eutéctica.

6. Debido a la inestabilidad térmica de la interface refuerzo-matriz la

investigación mostró mejoras importantes al utilizar el sistema combinado

láser-soldadura fuerte, debido a que la energía transferida al material es

menor que con el proceso láser convencional.

Los resultados en los diseños experimentales indican que, las altas

densidades de energía hacen del proceso láser una técnica atractiva para la

unión de CMM de Al/Grafito, sin embargo es necesario investigaciones más

profundas para logar un conocimiento óptimo de las variables involucradas.

116

CAPITULO 7.

RECOMENDACIONES Y TRABAJO

FUTURO

Al realizar el estudio del efecto de los parámetros de soldadura sobre la

microestructura de un MMC Al/Gr (AI-MetGraf 7-200) soldado por láser, sin la

utilización de metal de aporte, se recomienda que:

1. Para minimizar la formación de porosidad es necesario aumentar la

duración de pulso y disminuir la velocidad de avance a un nivel óptimo,

con el fin de permitir a las burbujas de gas escapar. Lo anterior sin dejar

de considerar que al aumentar la duración de pulso el tamaño de

constricciones tiende a aumentar también.

2. Las constricciones tiende a disminuir si se aplica la densidad de potencia

más baja que logre fundir la matriz (entre 2900W y 3300W de potencia

pico), y se utilicen duraciones de pulso cortas (menores a 10ms), con

una frecuencia que permita ciclos de trabajo superiores al 50%. A su vez,

durante este trabajo se observó disminución de constricciones al utilizar

velocidades de avance rápidas (en el rango de 3mm/s a 5mm/s) que no

permitieron al aluminio líquido escapar hacia la superficie.

117

3. Fases perjudiciales (principalmente AI4C3), debido a la disolución del

grafito en la zona central pueden evitarse si la densidad de potencia se

disminuye al mínimo que permita fundir la matriz, y logre la penetración

deseada. Por otra parte se debe minimizar la duración de pulso,

aumentar el ciclo de trabajo por encima del 50% y aumentar a la

velocidad de soldadura con el fin de lograr ciclos térmicos rápidos que no

den tiempo al carbono difundir a través del aluminio líquido.

4. Con el fin de solventar las restricciones del equipo utilizado en este

proyecto, en cuanto a capacidades técnicas (duración de pulso y

frecuencia, limitada a valores máximos de 20ms y 20Hz

respectivamente), se recomienda el uso de soldadura brazing-láser con

la utilización de metal de aporte de menor punto de fusión que el de la

matriz (< 560°C), y un punto focal más grande que logre fundir el aporte y

sólo caliente el MMC.

5. Con el fin de minimizar a un nivel óptimo la cantidad de defectos

presentes en las uniones soldadas mediante proceso láser-brazing, se

recomienda una investigación más profunda utilizando otros metales de

aporte así como maquinaria de soldadura láser continua y de diodo, esto

debido a que según la literatura se logra un mejor control de los

parámetros dependientes del tiempo.

_

118

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126

LISTA DE FIGURAS

Figura Pagina

Figura 1.1. Sección transversal típica de materiales de matriz dealuminio reforzados.

4

Figura 2.1 Compuesto de matriz de aluminio reforzado con 30% envolumen de grafito.

9

Figura 2.2. Diagrama general de un láser Nd:YAG. 14

Figura 2.3. Densidad de potencia sobre punto de incidencia 16

Figura 2.4. Esquema de las secciones transversales de a) modo deconducción y b) modo de alta penetración mostrando varios efectos.

18

Figura 2.5. Esquema de soldadura láser en el modo de altapenetración.

19

Figura 2.6. Diagrama de flujo de varios mecanismos de absorcióndurante el modo de alta penetración.

20

Figura 2.7 Clasificación del compuesto según el tipo de refuerzo. A)Partículas, B) Fibras cortas, C) Fibras continuas

22

Figura 2.8. Compuesto de matriz metálica Ti-6AI-6V-2Sn, reforzadocon 12% en volumen de partículas de TiC.

24

Figura 2.9 Microestructura de CMM con matriz A359 reforzado conpartículas de SiC.

34

-•

127

Figura 2.10 (a) Micrografía óptica de una soldadura láser típica con 35C02

Figura 2.11. Morfología de una soldadura por DIODO en modo de 36conducción.

Figura 2.12 Microestructura de la soldadura hecha en modo de 36conducción en la región de zona afectad.a por el calor.

Figura 2.13. Formación de carburo de AI4C3 en forma de agujas. 37

Figura 2.14 Soldadura TIG en CMM Al/Gr hecha en COMIMSA. 39

Figura 2.15 Esquema del sistema de soldadura con aporte de titanio 40para un CMM SÍC/6061AI.

Figura 2.16. Microestructura de soldadura láser con aporte de 41titanio.

Figura 2.17. Energía de Gibbs para diferentes carburos metálicos. 42

Figura 2.18. Potencia pico vs. Profundidad 44

Figura 2.19. Efecto del haz desenfocado sobre la profundidad. 45

Figura 2.20. Efecto del desenfoque sobre el ancho del cordón 46

Figura 2.21. Efecto de la potencia picosobre el ancho del cordón 46

Figura 2.22. Microestructura típica de la soldadura láser en MMC Al- 47SiC.

Figura 2.23. Micrografía de la zona soldada: (a) t = 4ms, I = 483.2x1 O^/V/m2; (b) t =4ms \ = 6Ax'\Q9\N/m2.

Figura 2.24. Micrografía de la zona soldada: (a) t = 4ms, I = 489.5x10'tyV/m2; (b) t = 8ms 1= 9.5x10^/0^.

Figura 2.25. Potencia pico vs Ancho de zona de fusión. 49

Figura 2.26. Haz desenfocado vs Ancho de zona de fusión. [6] 49

Figura 3.1 Inspección al compuesto de matriz de aluminio reforzado 51con 30% en volumen de grafito.

Figura 3.2 Corte de placa en secciones del CMM MetGraf 7-200. 53

128

Figura 3.3 Probeta a tamaño natural del CMM MetGraf 7-200utilizada en el diseño de experimentos.

53

Figura 3.4 Limpieza previa a la aplicación de soldadura. 54

Figura 3.5 Preparación del metal de aporte, (a) Limpieza con alcoholde la varilla de aporte y de las herramientas, (b) Deformación de lavarilla, (c) Limpieza final del aporte con espesor ya reducido.

54

Figura 3.6. Metodologías de recubrimiento superficial, a)Recubrimiento de oro por medio de extracción atómica, b)Recubrimiento de estaño y zinc por medio de electrodeposición

55

Figura 3.7 Elaboración de las probetas para análisis geométrico, dedureza y microestructural.

56

Figura 3.8 Aplicación de soldadura Láser-Brazing, A) Diagrama deaplicación. B) Sistema de sujeción.

56

Figura 3.9 Representación del corte transversal del cordón parainspección metalográfica, donde A representa el ancho del cordón yB la profundidad.

59

Figura 4.1 Efecto del desenfoque del haz sobre la profundidad ydiámetro del punto de incidencia utilizando PP = 4125 W; F = 20 Hz; t= 2 ms; s = 300 mm/min.

68

Figura 4.2 Efecto de los parámetros de soldadura con respecto a lapenetración, utilizando tres niveles de entrada.

69

Figura 4.3 Efecto de los parámetros de soldadura sobre laprofundidad y ancho del cordón.

69

Figura 4.4 Efecto de las variables de entrada con respecto al anchodel cordón utilizando diferentes niveles de entrada

70

Figura 4.5 Efecto de las variables de entrada con respecto al nivel deconstricciones encontrado en un área de 10000um2

71

Figura 4.6 Efecto de las variables de entrada con respecto al nivel deAI4C3 utilizando diferentes niveles de entrada

72

Figura 4.7 Interacción de variables para el nivel de constricciones enla ZAC

73

Figura 4.8 Perfil de dureza realizado a 6 probetas utilizando tresniveles de entrada.

Figura 4.9. Corte en forma de cajón ala orilla de cada probeta, con elfin de lograr el empalme del metal de aporte.

Figura 4.10. Herramienta de sujeción diseñada para la aplicación deláser-brazing.

Figura 4.11. Probetas analizadas hechas mediante proceso láser-brazing con aporte de Al/Zn.

Figura 412 Uniones soldadas mediante láser-brazing utilizandoSores cercanos aPp= 5400W, t=4ms, F=20Hz, s=1.5mm/s yconaporte Al/Si AWS 4049

Figura 413 Soldadura láser-brazing utilizando oro comoCubrimiento. Todas las pruebas hechas con P.P =5260W; t=5ms,F = 10Hz; Aporte Al/Si (4047).

Figura 4.14 Análisis microestructural de la zona central de probetarecubierta con oro.

Figura 4.15 Soldadura láser-brazing utilizando zinc yestaño comorecubrimiento.

Fiqura 416 Secciones transversales de las uniones hechas mediantesoldadura láser-brazing utilizando zinc yestaño como recubnm.ento.

Figura 5.1 Presencia de huecos entre el refuerzo yla matriz debido alproceso de fabricación.

Figura 5.2 Máquina de fundición para fabricación de MMCs Al/Gr, porinfiltración de metal líquido asistida por pres.on utilizada por MetalMatrix Cast Composites®.

Figura 5.3 Microestructura típica de soldadura láser Nd:YAG pulsadoen CMM Al/Gr.

Figura 5.4. Dependencia de la densidad de potencia con respeco ci laprofundidad de" penetración. Ja) I- 14 MW/cm2 t=6ms F. 20Hz,s=1mm/s. (b) I=1.6 MW/cm2, t=6ms, F=10Hz, s-1mm/s.

Figura 55. Efecto de las variables de entrada con respecto a lapenetración utilizando diferentes niveles de entrada.

129

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130

Figura 5.6. Efecto de los parámetros de soldadura sobre la 86profundidad y ancho del cordón.

Figura 5.7 Efecto de las variables de entrada con respecto al ancho 87del cordón utilizando diferentes niveles de entrada.

Figura 5.8. Penetración y ancho de cordón vs Potencia. 87

Figura 5.9. Disminución en la formación de AI4C3 a baja densidad de 88potencia, (a) Vista general a 350X utilizando: I= 1 MW/cm2, t = 5ms,F = 20Hz, s=3mm/s. (b) Zona central de soldadura en forma deestructura eutéctica dendritica con sólo 6% de contenido de C. (c)Zona exterior con trazas de AI4C3

Figura 5.10. Disminución de la zona de constricciones debido al 89cambio en la energía de entrada, duración de pulso y frecuencia, (a)E = 19.2J, t = 4ms, F = 20Hz y (b) E = 28.8J, t = 6ms, F = 10Hz.Ambas soldaduras utilizando I = 1.6 MW/cm2, s=1mm/s.

Figura 5.11. Principales defectos encontrados en la zona central de 90un CMM Al/Gr soldado con láser pulsado de Nd:YAG. Utilizando: PP= 4875W; F = 20 Hz; t =4 ms; s = 5 mm/s. Tomado a 100X.

Figura 5.12. Representación del ciclo térmico para las diferentes 91regiones en un CMM Al/Grsoldado con láser de Nd:YAG.

Figura 5.13. Efecto de los parámetros de soldadura sobre la 92microestructura del cordón.

Figura 5.14. Perfil espacial de una haz láser de Nd:YAG en forma de 93campana de Gauss con una densidad de potencia I= 1.5Kw/cm2.

Figura 5.15. Análisis por difracción de rayos X en la matriz de la 94zona central de soldadura.

Figura 5.16. Análisis por difracción de rayos X en los precipitados de 95Silicio.

Figura 5.17. Morfología de la región cercana a la zona de fusión 96(región C).

Figura 5.18. Representación del ciclo térmico para las diferentes 97regiones en un CMM Al/Grsoldado con láser de Nd:YAG.

Figura 5.19 Porosidad encontrada en la zona de fusión (región B) 98cuando Pp = 4125W, t = 4ms, F = 10Hz.

131

Figura 5.20. Representación esquemática de un ciclo de trabajomenor a 50% como el utilizado en la Figura 4.16

99

Figura 5.21 Velocidad de enfriamiento durante un ciclo de trabajoigual a 50% recomendado para materiales con coeficiente deconductividad térmica cercana a la del hierro.

100

Figura 5.22. Variación del coeficiente de expansión térmica enfunción del contenido de silicio una aleación Al-Si. Hidnert P. et al.

[63]

102

Figura 5.23. Variación del coeficiente de expansión térmica enfunción de la temperatura para tres aleaciones eutécticas Al-Si.Hidnert P. et al. [63]

103

Figura 5.24. Variación de la densidad en una aleación Al-Si líquidaen función de la temperatura. Marc A. et al. [64]

103

Figura 5.25. Constricciones en la interface matriz-refuerzo debido ala baja mojabilidad del aluminio con el grafito y la influencia de losparámetros de soldadura.

104

Figura 5.26. Efecto de las variables de entrada con respecto al nivelde constricciones encontrado en un área de lOOOOum2 utilizandodiferentes niveles de entrada.

105

Figura 5.27. Alteración microestructural del material aun conenergías de entrada y potencias promedio bajas. Foto izquierda PPr =85.5W, foto de la derecha PPr = 126W. Nótese la formación deconstricciones de la matriz aun a densidad de potencia pequeña.

106

Figura 5.28. Formación de fases indeseables y daño microestructurala niveles altos de energía y potencia.

107

Figura 5.29 Diagrama de transformación de enfriamiento continuopara aleaciones Al/Si.

108

Figura 5.30. Diagramas CCT para aleaciones de Al con puntos defusión menores a 850K.

108

Figura 5.31. Unión soldada mediante láser-brazing 109

Figura 5.32. Aspecto superficial de las probetas hechas medianteláser-brazing.

110

132

Figura 5.33. Unión soldada mediante láser-brazing utilizando metal 110de aporte AWS 4049 y sin recubrimiento del material.

Figura 5.34. Microestructura típica y fases presentes en una muestra 111soldada mediante proceso láser-brazing. Pp= 4200W, t = 4ms, F =20Hz, s = 1 mm/s.

Figura 5.35. Influencia de los parámetros de soldadura respecto a las 112regiones encontradas utilizando proceso láser-brazing.