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I
CORPORACIÓN MEXICANA DE INVESTIGACIÓN EN MATERIALES
DIVISIÓN DE ESTUDIOS DE POSGRADO
SOLDABILIDAD DE ACEROS INOXIDABLES AUSTENÍTICOS SERIE 300
MEDIANTE EL PROCESO DE SOLDADURA MMAW (ELECTRODO
REVESTIDO) EN AMBIENTE HÚMEDO
NOMBRE:
DANIEL GÓMEZ JIMÉNEZ
MONOGRAFÍA:
EN OPCIÓN COMO ESPECIALISTA
EN TECNOLOGÍA DE LA SOLDADURA INDUSTRIAL
SALTILLO, COAHUILA A 18 DE SEPTIEMBRE DEL 2013
II
CORPORACIÓN MEXICANA DE INVESTIGACIÓN EN MATERIALES
DIVISIÓN DE ESTUDIOS DE POSGRADO
SOLDABILIDAD DE ACEROS INOXIDABLES AUSTENÍTICOS SERIE 300
MEDIANTE EL PROCESO DE SOLDADURA MMAW (ELECTRODO
REVESTIDO) EN AMBIENTE HÚMEDO
NOMBRE:
DANIEL GÓMEZ JIMÉNEZ
MONOGRAFÍA:
EN OPCIÓN COMO ESPECIALISTA/MAESTRO
EN TECNOLOGÍA DE LA SOLDADURA INDUSTRIAL
SALTILLO, COAHUILA A 18 DE SEPTIEMBRE DEL 2013
V
Agradecimientos
A Dios por haberme permitido tener una familia la cual me ha apoyado para
poder desarrollarme académicamente y dejarme llegar a vivir hasta estos
momentos de mi vida.
Al comité tutorial M.C. Fernando Macías López y al Dr. José Jorge Ruiz
Mondragón por su asesoría y orientación en la elaboración de la monografía.
Junto con mi tutor de planta el Dr. Jorge L. Acevedo Dávila el cual permitió
desarrollar mi proyecto de soldadura en su departamento proporcionándome
equipo y material necesario para la elaboración del proyecto.
Expreso mi agradecimiento al Ing. Víctor Manuel Núñez Ledesma por las
facilidades prestadas y el desarrollo del plan de carrera llevado a cabo dentro de
sus instalaciones en Servicios Marinos y Terrestres, y por estos 6 años que he
desempeñado mis estudios profesionales y el apoyo para la terminación de mi
carrera de Ing. Industrial y la Especialidad en Tecnología de la Soldadura
Industrial.
Agradezco al Consejo Nacional de Ciencia y Tecnología junto con la
Corporación Mexicana de Investigaciones en Materiales por abrirme las puertas al
conocimiento y al desarrollo profesional. De igual manera por todo el apoyo
financiero para concluir mi Especialidad en Tecnología de la Soldadura Industrial
junto con mi estancia en el extranjero en la Universidad Federal de Minas Gerais,
Belo Horizonte, Brasil.
A mis amigos en general y compañeros de la especialidad que me
apoyaron cada día para lograr este objetivo y a todas aquellas personas que de
alguna u otra manera han contribuido con el presente trabajo.
VI
Dedicatoria
A mi padre el Sr. José del Carmen Gómez Perera y mi madre la señora
Hilda Jiménez Ramón gracias por el cariño y por todo el amor y el apoyo brindado
y porque hoy veo llegar a su fin unas de las metas de mi vida, les agradezco la
orientación que siempre me han otorgado.
A mi novia Vanesa Narváez. Gracias por el apoyo y el cariño que siempre
me has brindado, por la espera y esfuerzo de todo este tiempo en el cual no
pudimos estar juntos y compartir momentos agradables. Gracias mi amor.
A mi familia en general por haberme orientado en tomar la decisión correcta
en continuar con mis estudios de nivel posgrado y porque gracias a su apoyo y
consejos he llegado a realizar la más grande de mis metas, la cual constituye la
herencia más valiosa que pudiera recibir, Gracias.
VII
Contenido
SÍNTESIS ............................................................................................ 1
CAPÍTULO 1. INTRODUCCIÓN .......................................................... 2
1.1 Antecedentes ............................................................................................. 2
1.2 Objetivos .................................................................................................... 3
1.2.1 Objetivo general ................................................................................... 3
1.2.2 Objetivo específico .............................................................................. 3
1.3 Justificación ................................................................................................ 4
1.4 Planteamiento del problema ....................................................................... 5
1.5 Aportación tecnológica ............................................................................... 6
1.6 Alcance ...................................................................................................... 6
CAPÍTULO 2. ESTADO DEL ARTE .................................................... 7
2.1 Tipos de soldadura bajo el agua ................................................................ 7
2.1.1 Soldadura seca .................................................................................... 8
2.1.1.1 Soldadura de hábitat seca............................................................. 8
2.1.1.2 Soldadura de cámara seca ......................................................... 10
2.1.1.3 Soldadura de punto seco ............................................................ 10
2.1.1.4 Soldadura en seco en una atmósfera ......................................... 11
2.1.1.5 Soldadura automatizada ............................................................. 11
2.1.2 Soldadura húmeda ............................................................................ 12
2.1.2.1 Proceso de soldadura ................................................................. 15
2.2 Clasificación de los aceros inoxidables .................................................... 17
2.2.1 Aceros inoxidables austeníticos (series 200 y 300) ........................... 19
2.2.2 Aceros inoxidables ferríticos (serie 400) ............................................ 20
2.2.3 Aceros inoxidables martensíticos (series 400 y 500) ......................... 20
2.2.4 Aceros inoxidables endurecidos por precipitación (PH) ..................... 20
2.2.5 Aceros inoxidables estructura dúplex ................................................ 20
2.3 Aceros inoxidables austeníticos ............................................................... 21
2.3.1 Composición de los aceros austeníticos ............................................ 22
VIII
2.3.2 Diagramas de fase ............................................................................. 24
2.3.2.1 Sistema Hierro – Cromo .............................................................. 24
2.3.2.2 Sistema Hierro – Cromo – Carbono ............................................ 27
2.3.2.3 Sistema Hierro – Cromo – Níquel ............................................... 29
2.3.3 Composición química del grado 316 (Austenítico)............................. 33
2.3.4 Elementos aleantes ........................................................................... 35
2.3.4.1 Carbono ...................................................................................... 35
2.3.4.2 Cromo ......................................................................................... 36
2.3.4.3 Níquel .......................................................................................... 37
2.3.4.4 Manganeso ................................................................................. 38
2.3.4.5 Silicio ........................................................................................... 39
2.3.4.6 Molibdeno .................................................................................... 40
2.3.5 Propiedades mecánicas .................................................................... 41
2.4 Metalurgia de la soldadura en inoxidables austeníticos ........................... 48
2.4.1 Evolución de la microestructura en la zona de fusión ........................ 48
2.4.1.1 Solidificación Tipo A completamente austenítica ........................ 50
2.4.1.2 Solidificación Tipo AF .................................................................. 51
2.4.1.3 Solidificación Tipo FA .................................................................. 53
2.4.1.4 Solidificación Tipo F .................................................................... 56
2.4.2 Zona afectada por el calor ................................................................. 60
2.4.2.1 Crecimiento del grano ................................................................. 60
2.4.2.2 Formación de ferrita .................................................................... 60
2.4.2.3 Precipitación ................................................................................ 61
2.4.2.4 Licuación en los límites de grano ................................................ 62
2.5 Soldabilidad .............................................................................................. 63
2.5.1 Agrietamiento de solidificación en la soldadura ................................. 63
2.5.2 Efectos beneficiosos de la solidificación como ferrita primaria .......... 67
2.5.3 Efecto de elementos de impurezas .................................................... 69
2.5.4 Prevención del agrietamiento de solidificación en la soldadura ......... 70
2.6 Resistencia a la corrosión ........................................................................ 72
2.6.1 Corrosión intergranular ...................................................................... 73
2.6.1.1 Prevención de la sensitización .................................................... 77
2.6.2 Corrosión bajo esfuerzo ..................................................................... 78
IX
CAPÍTULO 3. DISCUSIÓN Y ANÁLISIS DE BIBLIOGRAFÍA ...........80
3.1 Análisis de bibliografía ............................................................................. 80
CAPÍTULO 4 CASO DE ESTUDIO ....................................................84
4.1 Metodología ............................................................................................. 84
4.2 Materiales y equipos ................................................................................ 85
4.3 Experimento realizado .............................................................................. 86
4.4 Resultados ............................................................................................... 88
CAPÍTULO 5. CONCLUSIONES ........................................................96
BIBLIOGRAFÍA ..................................................................................................... 98
LISTADO DE TABLAS ........................................................................................ 101
LISTADO DE FIGURAS ...................................................................................... 101
RESUMEN AUTOBIOGRÁFICO ......................................................................... 104
1
SÍNTESIS
Existen más de 400 estaciones de fuentes nucleares de las cuales muchas
se encuentran en lagunas, y unos de sus principales materiales para la
construcción de estos componentes son los aceros inoxidable austenítico ya que
estos proporcionas una elevada resistencia a la corrosión. En la actualidad hay
registros desde 1980 donde se han reparado plantas de fuentes nucleares bajo el
agua con electrodos para aceros inoxidables y estas son realizadas por buzos
soldadores lo cual complica asegurar la calidad en las soldaduras.
Aunque las aleaciones de acero inoxidable austenítico son generalmente
consideradas a ser soldable, estas pueden estar sujetas a un número de
problemas de soldabilidad si las precauciones correctas no son tomadas. La
solidificación en la soldadura y agrietamiento de licuación pueden ocurrir
dependiendo de la composición del metal base, el metal de aporte y el nivel de
impureza, en particular azufre y fosforo. A pesar de la buena resistencia a la
corrosión en general, estos aceros pueden estar sujetos a formas localizadas de
corrosión en los límites de grano y en la zona afectada por el calor (ZAC).
Debido a los factores antes mencionados se ha realizado una investigación
profunda para determinar las causas que originan los problemas de soldabilidad y
poder prevenirlo a la medida posible cuando se estén realizando soldadura bajo el
agua. Para esto se realizó una recopilación bibliográfica y se llevó acabo un
pequeño caso de estudio donde se pudiera experimentar la soldadura en un acero
inoxidable austenítico en ambiente húmedo y poder concluir en base a los
resultados obtenidos.
2
CAPÍTULO 1. INTRODUCCIÓN
1.1 Antecedentes
Humphrey Davey en 1802 demostró que un arco eléctrico puede ser
mantenido bajo el agua, pero hasta 1930 los profesores Hibshman y Jensen de la
Universidad de Lehigh, realizaron los primeros experimentos en pequeños
contenedores de vidrio, con el soldador colocado a un lado, y con sus manos
sumergidas, estos experimentos rápidamente mostraron la necesidad de utilizar
corriente continua para producir soldaduras aceptables [1].
El desarrollo de la soldadura bajo el agua se pone en marcha durante la
Segunda Guerra Mundial (1939 y 1945) para la reparación de buques y puertos,
pero su gran evolución se produce en la década de los 60 debido a la industria
petrolífera en alta mar, para estructuras sumergidas tales como tuberías y
plataformas costa fuera.
Sin embargo reportes en aceros inoxidables su aplicación es muy poca en
ambiente húmedo debido al efecto de corrosión que presentan éstos al estar en
contacto directamente con el agua de mar que tienen una concentración de sales
minerales disueltas en un 35% aproximado entre las que predomina el cloruro de
sodio. Poca investigación se ha desarrollado sobre éstos aceros en ambiente
húmedo, debido a que su mayor aplicación se encuentra en ambientes secos tales
como la industria química, alimenticia y médica.
3
1.2 Objetivos
1.2.1 Objetivo general
Estudiar la soldabilidad en ambiente húmedo de los aceros inoxidables
auténtico de la serie 300 mediante el proceso de soldadura manual por arco
metálico.
1.2.2 Objetivo específico
Realizar una revisión acerca del efecto que presenta la manipulación de las
variables esenciales del proceso de soldadura MMAW en la sanidad de las
soldaduras aplicado en la reparación de aceros austeníticos de la serie 300
en seco y húmedo.
Realizar una revisión literaria y análisis sobre los tipos de microestructuras
presentes en soldaduras aplicadas mediante el proceso MMAW en aceros
austeníticos inoxidables de la serie 300 en seco y húmedo.
Realizar una revisión y análisis sobre las propiedades mecánicas presentes
en soldaduras aplicadas mediante el proceso de soldadura MMAW en
aceros austeníticos inoxidables de la serie 300 en seco y húmedo.
Realizar un caso de estudio.
4
1.3 Justificación
La presente monografía tiene la finalidad de reunir información sobre la
soldabilidad de aceros inoxidables austeníticos mediante el proceso de soldadura
húmeda, ya que en la actualidad existe muy poca información detallada acerca de
este proceso con los aceros inoxidables.
Debido a que las aplicaciones en condiciones bajo el agua de los aceros
austeníticos serie 300 se enfocan principalmente en las plantas nucleares, es
importante determinar los aspectos básicos que representa la realización de una
reparación en estos materiales, ya que tienen que ser actividades especializadas
por el alto grado de riesgo que representa.
En agua dulce no surge el efecto ocasionado por agua salada
“agrietamiento por corrosión bajo tensión” (Stress corrosion cracking), y cabe
mencionar su futura aplicación del uso de estos aceros en condiciones húmedas.
Por lo cual se pretende ampliar el campo de información acerca de la soldabilidad
de aceros inoxidables austeníticos en ambiente húmedo.
Señalando que es fundamental conocer la microestructura, las
transformaciones y las fases en este tipo de materiales, así como el
comportamiento mecánico presente que se obtienen al finalizar la soldadura, para
analizar los resultados y tomar decisiones que ayuden a mejorar la calidad de la
soldadura bajo el agua.
5
1.4 Planteamiento del problema
Aunque las aleaciones de acero inoxidable austenítico se consideran que
presentan buena soldabilidad, estos están sujetas a un número de problemas
inherentes al ambiente donde se llevan a cabo las operaciones de soldadura.
Las soldaduras húmedas muestran una calidad deficiente debido a altas
velocidades de enfriamiento, falta de visibilidad del soldador y la presencia del
hidrógeno en la atmósfera del arco. Las condiciones de enfriamiento para la
soldadura bajo el agua son rápidas y la velocidad de extracción de calor es alta
debido al contacto directo del agua con el charco de soldadura, lo cual evita la
precipitación de carburos y la formación de la fase sigma.
A pesar de la buena resistencia a la corrosión en general de los aceros
inoxidables austeníticos, están sujetos a formas localizadas de corrosión en los
límites de grano (intergranular) de la zona afectada por el calor (ZAC), promovido
por el mecanismo de agrietamiento por corrosión bajo tensión (SCC por sus siglas
en inglés) el cual es generado por la acumulación de esfuerzos alrededor de la
soldadura. Esta forma de ataque es muy común en la ZAC de aceros inoxidables
austeníticos y resulta frecuentemente asistida por una condición metalúrgica de
“Sensitización” o de ambientes ricos en cloruro (Cl) tales como agua de mar.
Sin embargo poco se ha profundizado en la aplicación de acero inoxidable
en agua dulce y los posibles problemas en las propiedades mecánicas y
metalúrgicas que puedan suceder durante reparaciones en ambiente húmedo.
6
1.5 Aportación tecnológica
Ampliar el campo de información científico y tecnológico sobre el proceso
de soldadura manual por arco aplicado en ambientes húmedos para la reparación
de componentes fabricados con aceros austeníticos de la serie 300.
De forma adicional ejecutar un caso de estudio con el objetivo de describir
las microestructuras que se obtienen en componentes de acero de la serie 300
soldados bajo el agua y relacionar las fases presentes con las propiedades
mecánicas.
Contar con el conocimiento que permita describir las discontinuidades con
el comportamiento mecánico de mayor incidencia en la soldadura y su relación
con el ambiente donde se llevan a cabo.
1.6 Alcance
Desarrollar un documento referente a la revisión sobre la soldabilidad de los
aceros inoxidables austeníticos de la serie 300 de las aleaciones cromo níquel (Cr-
Ni), mediante el proceso de soldadura húmeda (MMAW).
Realizar un caso de estudio donde se apliquen cordones de soldadura
sobre una placa de acero inoxidable austenítico 304 utilizando electrodo revestido
para soldadura húmeda “E312-16 de 1/8” Ø (3.18 mm)” a una presión de 1
atmósfera simulando la profundidad de 10 metros para evaluar la soldabilidad y la
influencia de la porosidad sobre diferentes entrada de calor.
7
CAPÍTULO 2. ESTADO DEL ARTE
2.1 Tipos de soldadura bajo el agua
Al igual que la soldadura tradicional en superficie, la soldadura bajo el agua
une o fija piezas metálicas mediante calor, proveniente de un arco eléctrico. La
soldadura bajo el agua puede ser clasificada en dos tipos principales.
1) Soldadura seca
2) Soldadura húmeda
En el proceso de la soldadura seca bajo el agua se requiere que se elimine
el agua que rodea el área de trabajo, usando una cámara hiperbárica con una
presión atmosférica y controlada. El soldador realizar su trabajo permaneciendo
dentro de la cámara. El proceso seco es costoso, pero produce soldaduras que
generalmente son de igual calidad que las que se realizan sobre la superficie [2].
Mientas que en el proceso de soldadura húmeda esta es realizada bajo el agua,
con una exposición directa en un ambiente húmedo [3].
8
2.1.1 Soldadura seca
Con este término se conoce a la aplicación de soldadura que es realizada
dentro de un ambiente que permite que la superficie donde se realice la unión
soldada se encuentre libre de humedad. La soldadura seca bajo el agua también
es conocida como soldadura hiperbárica, que quiere decir a una presión de
oxígeno superior a la presión atmosférica y ésta se puede realizar por diferentes
maneras.
2.1.1.1 Soldadura de hábitat seca
Es la soldadura a presión ambiente del agua en una cámara grande a partir
de la cual el agua ha sido desplazado por una atmósfera, tal que el buzo soldador
no trabaja con el equipo de buceo puesto [4].
La soldadura de hábitat seca, es sellado sobre la pieza a trabajar y es
evacuada el agua, posteriormente llenado con una mezcla respirable de gas helio
que contiene 0.5 bar de oxígeno a una presión igual o levemente superior que la
presión absoluta donde se llevará a cabo la soldadura, lo que le permite al buzo
especialista encontrarse en un ambiente totalmente seco.
De este modo la soldadura es realizada en seco, pero toda la presión
hidrostática del mar rodea el hábitat. Los procesos de soldadura hiperbárica
generalmente usados son los siguientes: Soldadura de arco de tungsteno y gas
“GTAW” (Gas Tungsten Arc Welding) también conocido como TIG (Tungsten Inert
Gas) y la soldadura de arco metálico sostenido MMAW (Manual Metal Arc
Welding) también llamado “SMAW” (Shielded Metal Arc Welding) pero para
soldadura en la superficie. Estos métodos producen alta calidad que satisfacen los
requisitos del código aplicable [2].
9
Este proceso es extensamente utilizado para unir tuberías que transportan
aceite en plataformas costa fuera y reparaciones subacuáticas en plataformas, en
la Figura 2.1 se muestra la imagen de un hábitat cuando está siendo retirada.
Figura 2.1 Extracción de un hábitat de soldadura [5].
Después de que el hábitat fue unido a la parte que será soldada, se cierra y
la bomba extrae toda el agua (Figura 2.2). Una vez que la cámara esté libre de
agua de mar, el buzo soldador deja el módulo de presión, se introduce dentro del
hábitat para realizar la soldadura en la sección a unir. Una vez que la soldadura se
realiza e inspecciona, la presión del hábitat es enviada arriba al módulo de presión
al recipiente, mientras que el buzo soldador está siendo enviado arriba a usar el
recipiente del módulo de presión [5].
Existen otros tipos de formas de llevar a cabo una soldadura seca bajo el
agua, como las que se mencionan a continuación.
Soldadura de cámara seca.
10
Soldadura de punto seco.
Soldadura en seco en una atmósfera.
Soldadura automatizada.
Figura 2.2 Representación de un hábitat de soldadura instalada en un ducto en el océano. (Cortesía: National Geography Mega estructuras episodio de “Super Pipeline”).
2.1.1.2 Soldadura de cámara seca
Esta se lleva a cabo a presión ambiente del agua de una manera simple, el
buzo soldador coloca la cabeza y hombros dentro de la cámara para realizar la
soldadura, en este caso el buzo mantiene su equipo de buceo completo ya que
parte del cuerpo se encuentra fuera de la cámara en contacto directo con el agua.
2.1.1.3 Soldadura de punto seco
Esta se lleva a cabo a presión ambiente del agua en un pequeño y
trasparente compartimiento llenado con gas donde el buzo soldador introduce el
brazo para realizar la operación de soldadura.
11
2.1.1.4 Soldadura en seco en una atmósfera
Es la soldadura que se lleva a cabo en un recipiente a presión, en la que se
mantiene una presión aproximadamente de una atmósfera independientemente de
la presión externa del agua [4].
2.1.1.5 Soldadura automatizada
Esta es realizada con dispositivos controlados de forma remota, los cuales
se acoplan a la pieza a ser soldada, desalojando el agua de la superficie a unir y
aplicando el depósito de soldadura sin la participación directa del personal. Esto
en el caso de profundidades mayores a los 400 metros donde la coordinación y
funcionalidad del buzo se ven severamente deterioradas así como una
considerable reducción en el desempeño debido a una acelerada fatiga [6].
En los procesos de soldadura en seco el tamaño y las configuraciones de
las cámaras son determinados por las dimensiones y geometrías del área de
trabajo y el número de soldaduras en los componentes. El agua es desplazada
desde la cámara por aire o una mezcla de gas deseable, dependiendo sobre la
profundidad del agua y la presión en el sitio de trabajo. La flotabilidad de la cámara
se compensa con lastre, por conexiones mecánicas y sujeto a la estructura o por
combinación de ambas.
La soldadura en seco requiere un contenedor presurizado teniendo
controlada la atmósfera, el metal soldado no está en contacto directo con el agua.
Las ventajas de la soldadura en seco son el mejoramiento en la estabilidad de
operaciones de soldadura, reduciendo el problema del hidrógeno, menos
velocidad de enfriamiento de la soldadura del metal base y la restauración de la
ductilidad y resistencia de la soldadura.
La soldadura en seco puede llevarse a cabo bajo alta presión, que consiste
en preparar un contenedor que se llena de gas (helio) a alta presión (hiperbárica)
para empujar el agua hacia afuera, y llevar a cabo la soldadura, el buzo soldador
12
tiene que estar equipado con máscara de respiración y otros equipos de
protección. Las limitaciones de la soldadura hiperbárica son las dificultades
prácticas en el sellado de la cámara y el aumento en presión en el incremento de
profundidades del mar, conduciendo a un problema que afecta tanto a la
microestructura como a la composición química de la soldadura.
2.1.2 Soldadura húmeda
La soldadura húmeda se realiza bajo el agua, en el cual la presión del agua
actúa sobre el cuerpo del buzo soldador y no existe una barrera física entre el arco
eléctrico y el agua (Figura 2.3), este tipo de soldadura es la de mayor uso en
aplicaciones submarinas por ser la más versátil y económico, sin embargo, es la
que presenta mayores problemas para su aplicación y menor calidad [2].
Figura 2.3 Soldadura húmeda [2].
El proceso de soldadura utilizado es el denominado “MMAW” se realiza con
corriente continua polaridad directa (electrodo al negativo) (Figura 2.4) y cuando
se emplea corriente continua con polaridad inversa (electrodo al positivo), se lleva
a cabo la electrólisis y provoca un rápido deterioro de componentes metálicos en
el soporte del electrodo. Para la soldadura húmeda la corriente alterna no se utiliza
debido a la seguridad eléctrica y la dificultad de mantener un arco bajo el agua [3].
13
Un electrodo especial es utilizado y la soldadura se realiza manualmente
similar a como se aplica la soldadura al aire libre. La mayor libertad de movimiento
hace que la soldadura húmeda sea el método más eficaz, eficiente y económico
respecto a los proceso de soldadura seca. El suministro de poder se encuentra en
la superficie y se proporciona al buzo soldador a través de cables y mangueras
(Figura 2.5).
Figura 2.4 Esquema del proceso de soldadura húmeda MMAW [3].
14
Figura 2.5 Componentes del proceso de soldadura MMAW [7].
15
2.1.2.1 Proceso de soldadura
Para iniciar el proceso de soldadura bajo el agua se debe contar con una
fuente de poder la cual siempre debe ser una máquina de corriente directa, con
una capacidad de 300 o 400 Amperes. Por lo general se usan máquinas de soldar
de motor generador para trabajos bajo el agua y en ambiente húmedo.
Se debe conectar el bastidor o tierra de la máquina de soldar con el barco.
El circuito de soldadura debe incluir un interruptor positivo, generalmente un
interruptor de cuchillas, que se maneja desde la superficie bajo el mando del
buzón soldador (Figura 2.5). El interruptor de cuchillas en el circuito del electrodo
debe ser capaz de cortar la totalidad de la corriente de soldar. Se necesita por
razones de seguridad. La corriente de soldar debe conectarse al porta electrodo
sólo cuando el soldador esté soldando.
El conductor para soldar y la tierra deben ser por lo menos cables 2/0 y el
aislamiento debe ser perfecto. Si la longitud total del cable rebasa los 100 m,
deben colocarse dos en paralelo. Con los conductores en paralelo hasta el porta
electrodo, el último metro puede ser de cable sencillo. Todas las conexiones
deben estar aisladas cuidadosamente para que el agua no pueda llegar a hacer
contacto con las paredes metálicas (Figura 2.6).
Figura 2.6 Cables conductores de diversos diámetros (Cortesía Instituto Tecnológico de Boca del Río).
16
Si se fuga el aislamiento, el agua de mar hará contacto con el metal
conductor y parte de la corriente se fugará y no estará disponible en el arco.
Además, habrá un rápido deterioro del cable de cobre en la fuga.
El cable de tierra debe conectarse a la pieza de trabajo que se vaya a
soldar a una distancia menor de 1 m del punto donde se suelda (Figura 2.5), el
porta electrodo está completamente aislado y usa abrazadera para sujetar el
electrodo. (Figura 2.7) y está equipado para manejar electrodo tubular hasta de
7.9 mm (5/16 pulg) [8].
Figura 2.7 Porta electrodo para soldadura bajo el agua. (“BR-20 Welding Stinger” Cortesía de Broco® Underwater Cutting & Welding Solutions).
Los tipos de electrodos que normalmente se utilizan para la soldadura bajo
el agua son los de alta aleación cromo-níquel. Así como los grados de aceros
inoxidables cumple y superan las especificaciones AWS E312-16, de igual manera
con la AWS D3.6 la especificación para soldadura Tipo B, en todas las posiciones
(planas, horizontal, vertical y sobre cabeza) están diseñados para cumplir con los
requerimientos de las pruebas de AWS, incluyendo radiografía, doblez y dureza,
en la Tabla 2.1 se muestran algunos de ellos. Los electrodos deben ser
impermeables, esto se hace envolviendo con cinta impermeable o sumergiéndolos
en una mezcla de silicón de sodio u otro material impermeable [9].
17
Tabla 2.1 Electrodos para soldadura bajo el agua y requisitos de corrientes recomendados
(Broco softtouch Cortesía de Broco® Underwater Cutting & Welding Solutions) [9].
Número de catalogo Diámetro Tipo de
electrodo
Ajustes de corrientes (Amp)
Plana Horizontal Vertical Sobre cabeza
UW-CS-1 (96 Varillas) 1/8 in. (3.20 mm) Acero suave 160 -170 150 -170 140 -165 140 - 160
UW-CS-2 (72 Varillas) 5/32 in. (3.97 mm) Acero suave 180 - 210 170 - 210 170 - 210 170 - 190
UW-CS-3 (48 Varillas) 3/16 in. (4.76 mm) Acero suave 250 - 280 240 - 280 240 - 280 235 - 275
UW-SS-1 (96 Varillas) 1/8 in. (3.20 mm) Acero inoxidable 135 - 150 130 -150 125 - 145 125 - 145
UW-SS-2 (72 Varillas) 5/32 in. (3.97 mm) Acero inoxidable 150 - 200 140 - 200 140 - 190 140 - 180
2.2 Clasificación de los aceros inoxidables
Sin duda el grupo más importante de aceros aleados desde el punto de
vista industrial, es el designado mediante el sistema de identificación AISI. En él
se clasifican los aceros de acuerdo a su composición, este fue iniciado por la
Society of Automotive Engineers (SAE) a fin de normalizar en partes los acuerdos
usados por la industria automotriz. Posteriormente fue adoptado y ampliado por la
American Iron and Steel Institute (AISI) y se ha convertido en el sistema
generalmente admitido en Norteamérica [10].
Con el fin de simplificar el panorama de conocimiento de los múltiples tipos
de aceros empleados en la industria, se establece a continuación una clasificación
en grupos, que cubre casi todas las aplicaciones más comerciales [11].
Aceros al carbono
Aceros aleados
Aceros grado herramienta
Aceros para usos especiales
Aceros inoxidables
Los aceros inoxidables se caracterizan principalmente por su resistencia a
la corrosión, elevada resistencia, ductilidad y elevado contenido de cromo. Se
18
llama inoxidable porque en presencia de oxígeno (aire) forma una película delgada
y dura muy adherente de óxido de cromo, que protege al metal contra la corrosión
(pasivación). Esta película protectora se vuelve a formar en caso que se ralle la
superficie, para que ocurra la pasivación el contenido mínimo de cromo debe ser
de 10 a 12% por peso.
Además del cromo, típicamente otros elementos de aleaciones en los
aceros inoxidables son el níquel, molibdeno, cobre, titanio, silicio, manganeso,
colombio, aluminio, nitrógeno y azufre. Se utiliza la letra L para identificar los
aceros inoxidables de bajo carbono. Mientras más elevado sea el contenido de
carbono, menor será la resistencia a la corrosión de los aceros inoxidables. La
razón es que el carbono se combina con el cromo del acero y forma carburos de
cromo; la menor disponibilidad de cromo reduce la pasividad del acero, y aún
peor, el carburo de cromo introduce una segunda fase, misma que promueve la
corrosión galvánica [12].
Los aceros inoxidables fueron desarrollado a principios de 1900, tuvo sus
inicios debido a la adición del cromo al acero y entonces apareció un efecto
benéfico sobre la resistencia a la corrosión y es generalmente atribuido a el
francés Berthier quien en 1821 desarrollo a 1.5% en peso de aleación de cromo
para ser recomendado en aplicaciones de cubiertos [13].
Tabla 2.2 Breve historia de los aceros inoxidables [13].
1821 Frenchman Berthier experimentos con adiciones de cromo al acero.
1897 Alemán Goldschmidt desarrolla una técnica para producir bajas emisiones
de carbono, aleaciones de rodamientos de Cr.
1904 - 1909 13% en peso y 17% en peso de aleaciones de Cr se produjeron en Francia
y Alemania.
1913 El Inglés Brearly arroja el primer lingote comercial a Thomas Firth y Sons el
20 de agosto. El análisis (% en peso): 0.24% C, 0.2% de Si, 0.44% de Mn, Cr 12.86%.
1916 La patente en EE.UU. 1.197.256 de 9 a 16% en peso de Cr en aceros con
menos que 0.7% de carbono en peso, el 5 de septiembre.
19
Los aceros inoxidables se fabrica utilizando hornos eléctricos o procesos de
oxígeno básico, y posteriormente técnicas similares a las utilizadas en otros tipos
de aceros. Se controla en nivel de pureza mediante varias técnicas de refinación.
Los aceros inoxidables están disponibles en una amplia gama de geometrías.
Entre sus aplicación comunes están las cuchillerías, el equipo de cocina, el equipo
médico y quirúrgico, las industrias químicas, las de procesamiento de alimentos y
petroleras [12].
Por lo general los aceros inoxidables se dividen en cinco tipos,
mencionándolos a continuación [12].
Austeníticos (2.2.1).
Ferríticos (2.2.2).
Martensítico (2.2.3).
Endurecidos por precipitación (PH) (2.2.4).
Estructura dúplex (2.2.5).
2.2.1 Aceros inoxidables austeníticos (series 200 y 300)
Estos aceros generalmente están compuestos de cromo, níquel y
manganeso en el hierro. No son magnéticos y presenta una excelente resistencia
a la corrosión, pero son susceptibles al agrietamiento por esfuerzos de corrosión,
los aceros inoxidables austeníticos se endurecen mediante el trabajo en frío, son
los más dúctiles de todos los aceros inoxidables, por lo que pueden ser fácilmente
formados, aunque, a mayor trabajo en frío, su formabilidad se ve reducida.
Estos aceros se utilizan en una amplia variedad de aplicaciones, como
utensilios de cocinas, acoplamientos, construcciones soldadas, equipo de
transporte ligero, piezas para hornos, para intercambiadores de calor y
componentes para ambientes químicos severos [12] “Ver capítulo 2.3”.
20
2.2.2 Aceros inoxidables ferríticos (serie 400)
Estos aceros tienen un elevado contenido de cromo de hasta 27% y no
contienen níquel. Son magnéticos y tienen una buena resistencia a la corrosión,
pero su ductilidad es menor a la de los aceros inoxidables austeníticos. Los aceros
inoxidables ferríticos se endurecen mediante el trabajo en frio y no se pueden
someter a tratamientos térmicos. Generalmente se utilizan para aplicaciones no
estructurales como equipo de cocina y decoraciones automotrices [12].
2.2.3 Aceros inoxidables martensíticos (series 400 y 500)
La mayor parte de los aceros inoxidables martensíticos no contienen níquel
y pueden ser endurecidos por tratamientos térmicos. Su contenido de cromo
puede alcanzar el 18%. Estos aceros son magnéticos y tienen una elevada
resistencias, dureza y resistencia a la fatiga, una buena ductilidad y una
resistencia moderada a la corrosión. Los aceros inoxidables martensíticos se
utilizan típicamente en cuchillería, herramientas quirúrgicas, instrumentos, válvulas
y resortes [12].
2.2.4 Aceros inoxidables endurecidos por precipitación (PH)
La abreviación PH es por sus siglas en inglés “Precipitation Hardening”.
Estos aceros contienen cromo y níquel además del cobre, aluminio, titanio o
molibdeno. Tienen una buena resistencia a la corrosión, buena ductilidad y una
elevada resistencia a temperaturas altas. Su aplicación principal se encuentra en
componentes estructurales de aeronaves y vehículos espaciales [12].
2.2.5 Aceros inoxidables estructura dúplex
Estos aceros tienen una mezcla de austenita y ferrita. Tienen buena
resistencia mecánica y resistencia a la corrosión tanto en la mayor parte de los
21
ambientes corrosivos, como al agrietamiento por esfuerzo de corrosión, mejor que
los aceros austeníticos de la serie 300. Las aplicaciones típicas se encuentras en
componentes para las plantas de tratamiento de agua y en intercambiadores de
calor [12].
2.3 Aceros inoxidables austeníticos
Los aceros inoxidables austeníticos representan el más grande de los
grupos generales de aceros inoxidables y se producen en mayores toneladas que
cualquier otro grupo. Tienen una buena resistencia a la corrosión en la mayoría de
los entornos, y su resistencia es equivalente a las de los aceros suaves,
aproximadamente 210 MPa (30 ksi) de esfuerzo mínimo a la cedencia a
temperatura ambiente, y no son endurecibles por transformación.
Las propiedades de impacto a baja temperatura son buenas para estas
aleaciones, lo cual los hace útiles en aplicaciones criogénicas. Las temperaturas
de uso pueden ser de hasta 760 °C (1400 °F) o incluso más alto, pero la
resistencia mecánica y a la oxidación de la mayoría de estos aceros se limitan a
altas temperaturas. Los aceros inoxidables austeníticos pueden ser endurecidos
significativamente por el trabajo en frío. Son a menudos usados en aplicaciones
donde se requiere una buena resistencia a la corrosión a temperaturas elevadas, y
éstos son generalmente considerados ser soldables, si las precauciones correctas
son seguidas [13].
Los aceros inoxidables austeníticos son ampliamente usados no solo por
sus resistencia a la corrosión, si también porque estos son fácilmente formables y
durables. Algunos grados de aleaciones altamente son usados para servicios con
altas temperaturas superiores a los 1000 °C (1830 °F) para aplicaciones tales
como cestas para tratamientos térmicos. En adición de niveles más altos de
cromo, estas aleaciones normalmente contienen niveles más altos de silicio (y a
veces aluminio) y carbono, para mantener la oxidación y resistencia a la
carburación y esfuerzos, respectivamente.
22
2.3.1 Composición de los aceros austeníticos
Entre los elementos que promueven la formación de la austenita. El níquel
es más notable, se añaden en cantidades superior al 8% en peso. Otros
elementos que promueven la austenita son C, N, y Cu. El carbono y el nitrógeno
son fuertes promotores de la austenita. El carbono se añade para mejorar la
resistencia a la fluencia a temperaturas altas. El nitrógeno se añade a algunas
aleaciones para mejorar la resistencia principalmente a temperatura ambiente y
criogénica.
Los aceros austenítico son aleaciones ricas en nitrógeno, usualmente
designadas con un sufijo N adicionado a su designación de las series AISI 300
(por ejemplo 304LN). De la serie AISI 200 (por ejemplo 201) tienen nitrógeno y son
comúnmente referidos bajos varios nombres comerciales, tales como el Nitronic®.
Un rango de composición de los aceros inoxidables austeníticos estándar son los
que se muestran a continuación en Tabla 2.3.
Tabla 2.3 Rango de composición de los aceros inoxidables austeníticos estándar [13].
Rango Elemento
16 a 25 % en peso Cromo
8 a 20 % en peso Níquel
1 a 2 % en peso Manganeso
0.5 a 3 % en peso Silicio
0.02 a 0.08 % en peso Carbono (C) (<0.04% en peso es designados grado L)
0 a 2 % en peso Molibdeno
0 a 0.15 % en peso Nitrógeno
0 a 0.2 % en peso Titanio y Niobio
Los aceros inoxidables austeníticos generalmente tienen buena ductilidad,
dureza y exhiben una elongación significativa durante las cargas de tensión.
Tienen costos superiores a los martensíticos debido al más alto contenido de
elementos aleantes en este tipo. A pesar del costo del acero, estos ofrecen
distintas ventajas de ingeniería, particularmente con respecto a la formabilidad y
23
soldabilidad, que a menudo reducen el costo global en comparación a otros
grupos de aceros inoxidables.
Aunque hay una amplia variedad de aceros inoxidables austeníticos, las
aleaciones de la serie 300 son los más antiguos y más comúnmente utilizado. La
mayoría de estas aleaciones se basa en el sistema de 18 Cr – 8 Ni, con elementos
de aleación adicionales o modificaciones para proporcionar propiedades únicas o
mejoradas. El tipo 304 es el fundamento de esta serie de aleación, y junto con el
304L, representa el grado austenítico más comúnmente seleccionado. El tipo 316
sustituye aproximadamente en 2% de Molibdeno pero una cantidad casi igual de
Cr para mejorar la resistencia a la corrosión por picadura [13].
En la Tabla 2.4 se presenta la composición de los aceros inoxidables
austeníticos y la identificación “AISI” de cada uno de ellos.
Tabla 2.4 Composición de los aceros inoxidables austeníticos. (Cortesía de “Servicio Industrial, S.A. de C.V.”)
24
2.3.2 Diagramas de fase
Los diagramas fases en equilibrio se puede utilizar para describir las
transformaciones de fase y la estabilidad de fase de los aceros inoxidables. Sin
embargo, solo pueden aproximarse a la microestructura real ya que los metales
base de aceros inoxidables y los metales de aporte que contienen a partir de 4
elementos aleantes resultan complicado plasmarlo en un diagrama de fase.
Sin embargo, alguna de las limitaciones de los diagramas de fase ha sido
superada por programas de computadoras que usan información termodinámica
para construir los diagramas de fase con sistemas de aleaciones comunes, pero
estos programas y diagramas serán tan buenos como los datos de entradas [13].
2.3.2.1 Sistema Hierro – Cromo
El diagrama de fase hiero – cromo se muestra en la Figura 2.8 es el punto
inicial para describir la estabilidad de las fases de los acero inoxidable, ya que el
cromo es el elemento de aleación primario. Se puede observar que hay una
completa solubilidad del cromo en el hierro a temperaturas elevadas, y la
solidificación de todas las aleaciones de Fe-Cr ocurre como ferrita. El rango de
solidificación para aleaciones de Fe-Cr es muy estrecho [13].
A bajas concentraciones menos del 12% en peso de cromo, una “Curva” de
austenita existe en el rango de temperaturas de 912 a 1394 °C (1670 a 2540 °F).
Esto es comúnmente referido a la curva gama, siendo completamente austenítico
a temperaturas dentro de la curva, la cual la fase austenita es estable, teniendo
una estructura cristalina cubica centrada en las caras (FCC).
25
Figura 2.8 Diagrama de fase en equilibrio del Fe-Cr. [14]
Aleaciones con mayores del 12.7% en peso de cromo será completamente
ferrita con una estructura cristalina cubica centrada en el cuerpo (BCC) “fase alfa o
delta” siendo estable desde la temperatura ambiente hasta el punto de fusión de la
aleación es decir a temperaturas elevadas. Por analogía con hierro y aceros
ordinarios, la ferrita que se forma sobre la solidificación se conoce como “ferrita
delta”, mientras que la ferrita resultante de la transformación de austenita durante
el enfriamiento es denominada “ferrita alfa”, como se muestra en la Figura 2.9.
Una porción entre las dos curvas donde coexisten ambas fases ferrita y
austenita, sus respectivas proporciones son dependientes sobre las leyes usuales
de los diagramas en equilibrio [15].
26
Figura 2.9 Diagrama en equilibrio de aleaciones de hierro-cromo: A) aleaciones martensítica; B) Aleaciones semi-ferríticas; C) Aleaciones ferríticas [15].
Una fase en equilibrio a bajas temperaturas, llamada fase sigma se
presenta en el sistema de Fe-Cr. Esta fase tiene una estequiometria (Fe, Cr) y una
estructura cristal tetragonal. La fase sigma se forma más fácilmente en las
aleaciones superiores al 20% en peso de Cr y se forma a bajas temperaturas, la
cinética de formación es bastante lento y la precipitación requiere de tiempo
suficiente en un rango de temperatura entre 600 a 800 °C (1110 a 1470 ° F). La
fase Sigma es dura y frágil y su presencia en los aceros inoxidables es
usualmente indeseable.
El diagrama también contiene una línea punteada horizontal dentro del
campo de fases “σ + α” a 475 °C (885 °F). Un fenómeno conocido como
fragilización, que resulta de la formación coherente de precipitados rico en Cr
dentro de la matriz alfa. Estos precipitados son llamado alfa prima (α’), y
actualmente se forman dentro del rango de temperatura de 400 a 540 °C (750 a
1000 °F), se ha demostrado que tienen un efecto de fragilización severo en
27
aleaciones con mayor contenido de Cr 14% en peso. La formación de α’ es
también bastante lenta en aleaciones de Fe-Cr, pero su velocidad de formación
puede ser acelerado por la adición de elementos aleantes [13].
2.3.2.2 Sistema Hierro – Cromo – Carbono
La adición del carbono al sistema Fe-Cr altera significativamente y complica
el equilibrio de las fases. Ya que el carbono es un promotor de la austenita y esto
expandirá la curva gama. Haciendo que la misma sea trasladada hacia la derecha
a medida que aumenta el contenido de carbono [16]. Permitiendo que la austenita
sea estable a temperaturas elevada con mucho mayor contenido de cromo. El
efecto del carbono sobre la expansión del campo de fase austenita se muestra en
la Figura 2.10. Incluso contenidos pequeños de carbono resulta en una expansión
dramática de la curva gamma. Esto es importante para el desarrollo de los aceros
inoxidables martensíticos, ya que para formar martensita durante el enfriamiento,
estos aceros deben ser austenítico a temperaturas elevadas [13].
Figura 2.10 Efecto del carbono sobre la expansión del campo de fase austenita [13].
28
En la Figura 2.11 está representado el diagrama de equilibrio del sistema
hierro - cromo con un contenido fijo de 0.1% de carbono. Se puede observar que
al calentar una aleación que contiene 11.5% en cromo y 0.1% de carbono, la
estructura ferrítica de la aleación sufre un cambio de fase al llegar al límite Ferrita
más Austenita. Durante este cambio hay un principio de formación de estructura
austenítica y siguiendo con el calentamiento, toda la aleación pasa a ser
austenítica.
Figura 2.11 Diagrama de equilibrio del Hierro–Cromo–Carbono con 0.1% de carbono [16].
En el caso de esta aleación (11.5% de cromo y 0.1% de carbono) es
recomendable mantener una temperatura del 1000 °C antes de proceder a
templar; el enfriamiento rápido permitirá a la austenita transformarse en
martensita. En el caso de una aleación con un contenido de cromo de
aproximadamente 18%, al calentar dicha aleación se conserva la estructura ferrita
sin que sea posible templarla. Si se disminuye el contenido de cromo a un 15% a
una temperatura de 1000 °C, en el campo austenita mas ferrita y al ser enfriado
rápidamente, la austenita se trasformará en martensita, permaneciendo la ferrita
29
sin sufrir modificación. También hay que tener en cuenta que la adición del
carbono provee la aparición de dos diferentes carburos (Cr, Fe)23C6 y (Cr, Fe)7C3.
Normalmente esto se presenta en los aceros inoxidables ferríticos y martensíticos.
2.3.2.3 Sistema Hierro – Cromo – Níquel
El incremento del contenido de níquel en el sistema de hierro – cromo tiene
un efecto de ampliar el campo de fase austenita, y permitir a la austenita ser una
fase estable a temperatura ambiente. Este se ilustra en la Figura 2.12 la cual
muestra esquemáticamente la influencia del contenido de níquel sobre las
aleaciones de hierro – cromo, cuando el contenido de cromo es demasiado la
aleación será ferrita sin la adición del nique (por ejemplo al 18% de Cr).
Figura 2.12 Estructura de un acero de bajo carbono y 18% de Cr con respecto al contenido de níquel y la temperatura. Debajo del 5-6% de níquel, la austenita que se forma puede transformar a
martensita [15].
Con una pequeña adición de níquel, el contenido de acero se comporta
como una aleación de hierro – cromo. Si el contenido del níquel incrementa aún
más, y se mantiene por debajo del valor de C1, la aleación todavía consiste de
ferrita delta justo debajo del sólidus, sin embargo a temperaturas bajas este entra
a dos fases, austenita y ferrita, y entonces cambia completamente a austenita si el
30
contenido de níquel es lo suficientemente alto. Finalmente, con un contenido de
níquel suprior a C2, la aleación se convierte completamente austenita justo por
debajo del sólidus.
A una temperatura establecida, siempre que esta sea lo suficientemente
alta, el contenido de níquel requerido para obtener una estructura completamente
austenita aumenta con el incremento del contenido de cromo del acero. Para una
composición dada en el cual el contenido de níquel es inferior a C2, hay una cierta
temperatura en la cual algo de ferrita delta aparece durante el calentamiento, y
sobre la cual la proporción de éste incremento de ferrita se eleva con la
temperatura [15].
Tomando una sección constante-Fe a través del diagrama de fase ternario
de la temperatura ambiente a liquidus, se puede generar un diagrama de fases
pseudobinario Fe-Cr-Ni. En la Figura 2.13 se muestran dos diagramas a 70% y
60% en peso de Fe basados sobre la sección ternaria isotérmicas.
Figura 2.13 Sección pseudobinaria del sistema ternario Fe–Cr–Ni. (a) 70% en peso de Fe y (b) 60% en peso de Fe [13].
31
Note el pequeño triangulo entre la región de la línea sólidus y liquidus. Este
es una región de tres fases, austenita + ferrita + líquido que separan las
aleaciones que solidifican como austenita (a la izquierda) de aquellas que
solidifican como ferrita. En el estado sólido, la ferrita es estable a temperatura
ambiente en contenidos de cromo mayores que el 20% en peso.
Como la temperatura disminuye, esta ferrita transformará parcialmente a
austenita en el rango de 20 a 25% en peso. Aleaciones que solidifican como
austenita (a la izquierda del triángulo de tres fases) permanece como austenita
sobre el enfriamiento a temperatura ambiente.
Las aleaciones que se solidifican como ferrita en composiciones justo a la
derecha del triángulo de tres fases, deben enfriar a través de la de dos fases,
Región austenita mas ferrita. Esto da como resultado la transformación de algo de
ferrita en la austenita. En composiciones más a la derecha del triángulo
(proporciones mayores de Cr/Ni) la ferrita se convertirá cada vez más estable,
hasta que en última instancia va a existir una estructura totalmente ferrítica hacia
el extremo derecho de cada diagrama [13].
Una de las formas más convenientes de representar el efecto de varios
elementos sobre la estructura básica de los aceros inoxidables al cromo-níquel es
el diagrama de Schaeffler, a menudo utilizado en la soldadura. Este traza los
límites de composición a temperatura ambiente de la austenita, ferrita y
martensita, en términos de equivalentes de cromo y níquel (Figura 2.14). En su
nivel más simple, el diagrama muestra las regiones de la existencia de las tres
fases para las aleaciones de hierro – cromo – níquel. Sin embargo, el diagrama se
convierte de mucha más amplia aplicación cuando los equivalentes de cromo y de
níquel se utilizan para los otros elementos de aleación.
El cromo equivalente se ha determinado empíricamente utilizando los
elementos de formación de ferrita más comunes:
32
Cr equivalente = (Cr) + 2(Si) + 1.5 (Mo) + 5(V) + 5.5(Al) + 1.75 (Nb)
+ 1.5 (Ti) + 0.75 (W)
Mientras que el equivalente de níquel ha sido igualmente determinado con
la familia de los elementos formadores de austenita:
Ni equivalente = (Ni) + (Co) + 0.5 (Mn) + 0.3 (Cu) + 25(N) + 30(C)
Todas las concentraciones se expresan en porcentajes en peso.
Figura 2.14 Diagrama de Schaeffler. Efecto de elementos de aleación sobre la estructura básica de los aceros inoxidables Cr-Ni [17].
La gran influencia de C y N con respecto a la de los elementos metálicos
debe tenerse en cuenta en particular. El diagrama es muy útil para determinar si
es probable que sea totalmente austenítico a temperatura ambiente un acero en
particular. Esto es relevante para aceros a granel, en particular para la soldadura
de metal en los que con frecuencia es importante predecir la estructura con el fin
de evitar defectos de soldadura y excesivo ataque corrosivo localizado [17].
33
2.3.3 Composición química del grado 316 (Austenítico)
Tabla 2.5 Composición química del acero inoxidable austenítico 316
Elemento Contenido
Carbono 0.10% máximo
Cromo 16% - 18%
Níquel 10% - 14%
Manganeso 02% máximo
Silicio 01% máximo
Molibdeno 2% - 3%
El molibdeno, presente en la composición química de este grado, mejora
considerablemente su resistencia al ataque corrosivo químico, así como su
resistencia a la oxidación a altas temperaturas y su resistencia mecánica. Desde el
punto de vista de la corrosión química, el grado 316 es en general más resistente
que los grados procedentes.
En contacto, con ciertos ácidos oxidantes, como por ejemplo en nítrico
resiste menos que los demás grados de la serie 18-8 (18% de cromo – 8% de
níquel: 302, 304 etc.). En contacto con el ácido sulfúrico, el grado 316 muestra una
resistencia a la corrosión superior a la de cualquiera otro grado de acero
inoxidable al cromo-níquel. Hasta 50 °C aproximadamente, la resistencia del grado
316 es excelente para soluciones de ácido sulfúrico de hasta 5%. A temperaturas
inferiores a los 38 °C, su resistencia es buena para concentraciones superiores.
La resistencia a la corrosión del acero 316 es muy buena también en
atmósferas donde hay condensaciones de sulfuros, siempre y cuando dichas
atmósferas no sean acidas. No presenta corrosión por puntos (Picaduras) en
contactos con ácidos acéticos o en contactos con las soluciones de cloruros,
bromuros y yoduros, como ocurre con los demás aceros. También tiene buena
resistencia al ataque de los ácidos grasos a altas temperaturas.
En lo que se refiere a la oxidación a altas temperaturas, su resistencia es
buena hasta los 900 °C aproximadamente, dependiendo ésta, sin embrago, del
tipo de atmósfera en la cual se encuentra.
34
El acero 316 está sujeto a la corrosión intergranular, como consecuencia de
la precipitación de carburos, al igual que los demás aceros no estabilizados de la
serie austenítica. Por esta razón, al ser soldado, y para conservar su resistencia a
la corrosión, es necesario tratarlo térmicamente después del proceso de
fabricación [16].
Thorsten Michler et al [18] realizaron un estudio en Alemania sobre la
tenacidad y la compatibilidad del hidrógeno en soldadura de aceros inoxidables
austeníticos a temperaturas criogénicas presentando una tabla de composiciones
químicas detalladas del acero 304 y 316 la cual se muestra en la Tabla 2.6.
Tabla 2.6 Composición química detallada del acero inoxidable austenítico 304 y 316. [18]
En base a la Tabla 2.6 se puede observar la variación en la composición
química que presenta el acero inoxidable AISI 316. Se adiciona un sufijo al
número de acero para identificar la composición en específico que no muestran los
demás aceros, por ejemplo el 316Ti presenta un contenido de titanio de 0.3% en
peso y el 316LN presenta bajo contenido de carbono y mayor contenido de
nitrógeno comparado con los otros sufijo.
35
2.3.4 Elementos aleantes
Los elementos aleantes tienen un profundo efecto sobre la dureza. Estos
también cambian las características del diagrama hierro – carbono. Los principales
elementos de aleación para los aceros inoxidables son: cromo, níquel y
molibdeno, cada elemento de aleación en particular tiene una influencia sobre la
estructura y propiedades del acero.
2.3.4.1 Carbono
El carbono es el elemento de aleación más común en el acero. Este es
barato y tiene una fuerte influencia sobre la dureza y resistencia. Este es un
elemento de aleación básico y esencial en todos los aceros puros, de baja
aleación y grado herramienta.
El carbono es un elemento intersticial que ocupa sitios entre grandes
átomos de hierro en redes BCC y FCC. La influencia del carbono sobre la
resistencia del hierro, se muestra en la Figura 2.15. El carbono puede incrementar
la resistencia a la cedencia del hierro puro (0 %C) con una resistencia sobre 28 a
190 MPa con 0.005 %C, la máxima solubilidad del carbono a temperatura
ambiente. Este incrementa siete veces la resistencia debido al fortalecimiento de
solución solida intersticial [19].
Figura 2.15 Efecto del carbono en solución sólida sobre el límite de cedencia del hierro [20].
36
2.3.4.2 Cromo
El cromo se añade principalmente para proporcionar protección contra la
corrosión en los acero. Es especialmente eficaz en ambientes oxidantes tales
como ácido nítrico. Con la adición de cromo, un óxido de estequiometría (Fe,
Cr)2O3 se forma en la superficie del acero. La presencia del cromo incrementa la
estabilidad del óxido ya que tiene una afinidad mucho mayor por el oxígeno que el
hierro. Cuando el nivel de cromo excede aproximadamente el 10.5% en peso, el
acero se considera "inoxidable" en condiciones ambientales. Los niveles más altos
de cromo pueden ser necesarios para la estabilidad del óxido en ambientes más
agresivos.
El cromo es también un promotor de ferrita. Aleaciones de hierro – cromo
que contienen más que el 12% en peso de cromo serán totalmente ferrítica. En
aleaciones de Fe-Cr-Ni-C y Fe-Cr-C, el incremento del cromo promoverá la
formación de ferrita y la retención en martensíticos, austeníticos y los grados
dúplex. En las aleaciones ferríticas, el cromo es el elemento de aleación primario
de la estabilización de la microestructura ferrítica.
El cromo es también un fuerte formador de carburos. El carburo más común
rico en cromo es el M23C6, donde la "M" es predominantemente de Cr, pero
también puede tener alguna fracción de Fe y Mo presente. En la mayoría de los
sistemas de acero inoxidable, este es normalmente el caso, y el término M23C6 se
utiliza en el entendimiento de que el cromo es el elemento metálico predominante.
Este carburo se encuentra prácticamente en todos los aceros inoxidables.
También es posible formar un carburo de Cr7C3, aunque este tipo de carburo no es
común. Otros carburos y carbonitruros M23(C, N)6 complejos también son posibles.
El cromo también se combina con el nitrógeno para formar un nitruro. El más
común es Cr2N, que se ha observado tanto en los ferríticos y dúplex.
El cromo es también un ingrediente clave en la formación de compuestos
intermetálicos, muchos de los cuales tienden a fragilizar los aceros inoxidables. El
37
más común es la fase sigma (σ), que en el sistema Fe-Cr es un compuesto (Fe,
Cr) que se forma por debajo de los 815 °C (1500 °F). La fase sigma se puede
formar prácticamente en cualquier acero inoxidable, pero tiende a ser más común
en los austenítico de alto Cr, ferrítico, y aleaciones dúplex.
Desde un punto de vista de las propiedades mecánicas, el cromo
proporcionará un cierto grado de refuerzo en solución sólida, ya que es un átomo
sustitucional de redes cristalinas tanto cubico centrado en el cuerpo (BCC) como
cubica centrada en las caras (FCC). Los altos niveles de cromo en las aleaciones
ferríticas pueden dar como resultado muy pobres durezas y ductilidad,
particularmente cuando el carbono y el nitrógeno están presentes [13].
2.3.4.3 Níquel
La función principal del níquel es promover la fase de austenita tal que
predominantemente aleaciones austeníticas o austenítica-ferrítica pueden ser
producidas. Mediante la adición de suficiente níquel, el campo de fase de
austenita se puede ampliar en gran parte de tal manera que la austenita sea
estable a temperatura ambiente y por debajo. El níquel no es un fuerte formador
de carburo y generalmente no promueven la formación de compuestos
intermetálicos, aunque hay pruebas de que su presencia en la aleación puede
influir en la cinética de precipitación.
Hay algunas evidencia de que la presencia de níquel en las aleaciones
ferríticas mejora la resistencia general a la corrosión, particularmente en
ambientes de reducción, tales como los que contiene ácido sulfúrico. Sin embargo,
el níquel se ha asociado como una disminución en la resistencia al agrietamiento
por corrosión bajo esfuerzos (SCC).
El níquel es un buen fortalecedor de solución sólida, pero es más
beneficioso en términos de mejora de la dureza en ambos grados, martensíticos y
ferríticos. Adiciones de hasta 2% en peso de Ni el acero inoxidable ferrítico de alto
38
cromo pueden reducir drásticamente la temperatura de transición de la fractura
dúctil-a-frágil (DBTT) [13].
2.3.4.4 Manganeso
El manganeso se añade prácticamente a todos los acero. En los aceros
inoxidables austeníticos, que normalmente está presente en el rango de 1 a 2% en
peso. En los aceros inoxidables ferríticos y martensíticos, esta comúnmente
presente en menos del 1% en peso. Históricamente, se añadió para evitar la
fragilidad en caliente durante la colada. Esta es una forma de agrietamiento de
solidificación que se asocia con la formación de constituyentes eutécticos hierro-
sulfuro de bajo punto de fusión. Ya que el manganeso se combina mucho más
fácilmente con el azufre que proviene del hierro, la adición de suficiente
manganeso y la formación de sulfuro de manganeso estable (MnS) eliminando
efectivamente el problema de fragilidad en caliente.
El manganeso se considera generalmente que es un elemento promotor de
la austenita, aunque el grado de promoción es dependiente de la cantidad actual y
el nivel de níquel. Es muy eficaz en la estabilización de la austenita a baja
temperatura para evitar la transformación a martensita. Su potencia en la
promoción de austenita a temperatura elevada depende de la composición total de
la aleación.
El manganeso a veces se añade a las aleaciones especialmente para
aumentar la solubilidad del nitrógeno en la fase austenita. Por ejemplo, la adición
de 15% en peso de manganeso a una aleación de Fe-20Cr eleva la solubilidad del
nitrógeno de 0.25 a aproximadamente 0.4% en peso. El efecto de manganeso
sobre las propiedades mecánicas es mínimo. Este proporciona cierto
fortalecimiento de solución sólida y parece tener poco efecto sobre la fragilización
[13].
39
2.3.4.5 Silicio
El silicio también está presente prácticamente en todos los aceros
inoxidables y se añade principalmente para la desoxidación durante la fusión. En
la mayoría de las aleaciones está presente en un rango de 0.3 a 0.6% en peso. En
algunos casos el aluminio puede ser sustituido como un desoxidante, pero rara
mente es el caso en los aceros inoxidables. Se ha encontrado para mejorar la
resistencia a la corrosión cuando está presente a niveles de 4 a 5% en peso y se
adiciona en algunas aleaciones resistentes al calor en el rango de 1 a 3% en peso
para mejorar la resistencia a la descamación del óxido a temperatura elevada.
El papel del silicio en la promoción de ferrita o austenita no es
completamente claro. En los aceros inoxidables austeníticos, hasta 1% en peso al
parecer no tener ningún efecto sobre el equilibrio de fase, pero a niveles más altos
parecen promover la ferrita. En los aceros inoxidables ferríticos y martensíticos, el
silicio parece ayudar a promover la ferrita.
El silicio forma un número de siliciuros de hierro (FeSi, Fe2Si, Fe3Si, Fe5Si3)
y un intermetálico Cr3Si, todos los cuales tienden a fragilizar la estructura.
También amplía el rango de composición sobre la cual se forma la fase sigma. El
silicio es conocido por segregar durante la solidificación, resultando en la
formación de los constituyentes eutéctico de bajo punto de fusión, particularmente
en combinación con el níquel. Por estas razones, este es usualmente llevado a
cabo por debajo de 1% en peso.
El silicio se utiliza para mejorar la fluidez del acero fundido. Por esta razón,
se puede adicionar algo más alto que en cantidades normales para metales de
aporte de soldadura. Algunos aceros inoxidables, en particular los grados
austeníticos, tienden a ser bastante lento en el estado de fundición, y la adición de
silicio puede mejorar en gran medida la fluidez [13].
40
2.3.4.6 Molibdeno
El molibdeno se añade a un número de aceros inoxidables y tiene
diferentes funciones dependiendo sobre el grado en particular. Para los grados
ferrítico, austenítico, y dúplex, se añade molibdeno en contenidos de hasta 6% o
más en súper austeníticos, con el fin de mejorar la resistencia a la corrosión,
particularmente con respecto a la corrosión por picaduras y hendiduras.
En los aceros inoxidables austeníticos, el molibdeno también mejora la
resistencia a temperatura elevada. Por ejemplo, la adición del 2% en peso de
molibdeno a una aleación estándar 18Cr-8Ni resulta en un 40% de aumento en
resistencia a la tensión a 760 °C (1400 °F). Esto también puede tener un efecto
negativo, ya que las aleaciones que contienen molibdeno serán más difíciles de
trabajo en caliente. Algunos de los aceros inoxidables martensíticos contienen
molibdeno como un formador de carburo.
La adición de 0.5% en peso de molibdeno aumenta las características de
endurecimiento secundario del acero, lo que resulta en una cedencia más alta a
temperatura ambiente, resistencia a la tensión y mejora las propiedades a
temperaturas elevadas. El molibdeno es un elemento promotor de la ferrita, y su
presencia va a promover la formación de ferrita y la retención en la
microestructura. Esto puede ser un problema potencial en los grados
martensíticos, donde el residual de ferrita a temperatura ambiente puede reducir la
dureza y ductilidad [13].
41
2.3.5 Propiedades mecánicas
Las propiedades mecánicas mínimas a temperatura ambiente de un número
de aceros inoxidables austeníticos, se muestra en la Tabla 2.7. Estas propiedades
reflejan las condiciones finales en caliente y recocido. La considerable resistencia
se puede impartir a estas aleaciones por el trabajo en frío. En general, los aceros
inoxidables austeníticos no se pueden reforzar sustancialmente por ninguna de los
dos, precipitación y transformación.
Tabla 2.7 Propiedades mecánicas mínimas a temperatura ambiente de aceros inoxidables austeníticos forjado (ASM Handbook, Vol. 6, P. 468.)
Algunas aleaciones especiales que contienen altos contenidos de níquel y
adiciones de titanio se puede fortalecer mediante la precipitación de gamma-
prima, Ni3(Al, Ti), que es un agente de refuerzo común en súper aleaciones de
base níquel.
También es posible formar martensita en algunos grados austeníticos, pero
esto sólo se produce bajo condiciones muy especiales. La martensita se ha
observado en aleaciones muy fuertemente trabajado en frío y/o cuando los
materiales se enfrían a temperaturas criogénicas.
42
Las propiedades mecánicas mínimas de soldadura de aceros inoxidables
austeníticos se proporcionan en la Tabla 2.8. Los aceros inoxidables austeníticos
son generalmente soldadas en condiciones de recocido, laminado en caliente o
trabajado en frío. En todos los casos una cierta disminución de resistencia se
producirá en la Zona afectada por el calor (ZAC), ya sea debido a crecimiento de
grano en el caso de los materiales laminados en caliente o la recristalización y
crecimiento de grano en el material trabajado en frío. Por lo tanto, cuando se
llevan a cabo ensayos de tensión transversales a la muestra de soldadura, la falla
a menudo se produce en la ZAC. La presencia de ferrita en el metal de soldadura
actúa como un segundo agente de fortalecimiento de fase y aumenta el nivel de
resistencia relativo al metal base y ZAC.
Tabla 2.8 Propiedades mecánicas mínimas de aceros inoxidables austeníticos común en metales de soldaduras a
a Las propiedades aplican a todos los depósitos de metal de soldadura de electrodos
recubiertos en AWS A5.4 y alambres con núcleo de fundente en AWS A5.22. Las propiedades mecánicas no se especifican para depósitos de los alambres desnudos, varillas desnudas, alambres con núcleo metálico tubular en AWS A5.9, pero se espera que sean similares a aquellos tipos de aleación correspondientes en las normas de electrodo recubierto y electrodos con núcleo de fundente. Además, los metales de aporte de alto silicio en AWS A5.9 se puede esperar que produzcan propiedades que no difieren a aquellos de los grados inferiores de silicio.
43
Los aceros inoxidables austeníticos son excelentes materiales de ingeniería
a temperaturas criogénicas, ya que presentan una buena resistencia, ductilidad y
tenacidad a esas temperaturas. El efecto del contenido de ferrita en el metal de
soldadura sobre las propiedades criogénicas ha sido objeto de una considerable
investigación, ya que la presencia de ferrita tiende a reducir la dureza [21] [22].
Este efecto se muestra en la Figura 2.16 y en la Tabla 2.9 para los metales
soldado de acero inoxidables austeníticos ensayadas con helio líquido (4 K o –
269 °C) [23]. Note que tanto el contenido de ferrita y el proceso de soldadura
influyen en la tenacidad a la fractura criogénica. Para un proceso dado y
consumible, tales como SMAW con 316L, un incremento del depósito de contenido
de ferrita disminuye claramente la tenacidad a la fractura. Para procesos no
protegidos con fundente tales como el GTAW y el GMAW, la resistencia a la
fractura es superior a SMAW y SAW por el contenido de ferrita equivalente, debido
a la reducción de oxígeno en los depósitos de los procesos protegidos con gas
inerte.
Figura 2.16 Efecto del número de ferrita sobre la tenacidad a la fractura criogénica del tipo 316L con soldadura por arco metálico protegido.
44
Tabla 2.9 Tenacidad a la fractura a 4 K (-269 °C) para metales base y soldados de aceros
inoxidables austeníticos
a SMAW, shielded metal arc welding; SAW, submerged arc welding; GMAW, gas-metal arc welding; GTAW, gas-tungsten arc welding; FCAW, flux-cored arc welding b NR, No reportado.
Como se muestra en la Figura 2.16, una disminución del 50% en la
tenacidad a la fractura se produce cuando el contenido de ferrita en el metal de
soldadura aumenta de FN 0 a 10. También tenga en cuenta que existe una
considerable dispersión en la soldadura con FN 0.
Lippold et al [24] llegó a la conclusión de que esta variación se asoció con
microsegregación en el metal de soldadura y su efecto sobre la formación de
martensita durante la prueba criogénica. En particular, se encontró que la
segregación de manganeso en metales de aporte de alto Mn fue encontrado
promotor de la estabilidad de la austenita en las regiones interdendríticas del metal
de soldadura, lo que resulta en una menor resistencia a la fractura en metales de
soldadura cuando la transformación de la martensita estaba más completa.
45
Un grupo de investigadores “P, Shankar, H, Shaikh and S, Sivakumar” et al
[25] en la India estudiaron el efecto del envejecimiento sobre las propiedades de
tensión a temperatura ambiente de un acero inoxidable AISI tipo 316LN con una
composición en porcentaje en peso el cual se muestra en la Tabla 2.10, y fue
envejecido a 850 °C (1123 K) por diferentes tiempos, 0, 2, 10, 25, 100, 500 y 1000
h. Los cambios en las propiedades de tensión fueron analizadas con un
microscopio electrónico de trasmisión.
Se observó la precipitación de nitruro de cromo (Cr2N) intergranular y
posteriormente celular, encontrando que esta precipitación tiene una fuerte
influencia sobre la resistencia a la cedencia (YS) y la ductilidad del material. Sin
embargo, los resultados de resistencia última a la tensión (UTS) fueron casi
uniformes en todos los periodos de envejecimientos.
Tabla 2.10 Composición en porcentaje en peso del acero inoxidable AISI tipo 316LN [25].
Elemento C Mn Ni Cr Mo N S P
(% en peso) 0.021 1.74 12 17 2.4 0.078 0.002 0.023
Figura 2.17 Variación de resistencia a la cedencia y la resistencia última a la tensión con un envejecimiento a 850 °C (1123 K) [25].
46
Figura 2.18 (a) Variación en reducción de área. (b) Variación en la elongación total. Los dos con un envejecimiento a 850 °C (1123 K) [25].
Figura 2.19 Dependencia del porcentaje en peso de precipitados extraído sobre el tiempo de envejecimiento [25].
47
Los resultados obtenidos se muestran en la Figura 2.17 y Figura 2.18 de las
pruebas de tensión, y en la Figura 2.19 la característica de los precipitados.
El análisis por difracción de Rayos-X revela la presencia de fases M23C6,
Chi y Cr2N en los especímenes envejecido a más de 25 h y el precipitado que fue
más dominante sobre el envejecimiento a 25 h fue el Cr2N. y la fracción de este
disminuye con el incremento del tiempo de precipitación en comparación con la
fracción de las fases M23C6 y Chi, como se puede observar en la Tabla 2.11.
Tabla 2.11 Proporción de intensidad de los puntos por difracción de Rayos-X para dos fases diferentes en función sobre el tiempo de envejecimiento [25].
Tiempo de envejecimiento (h) 25 100 500 1000 2000
Cr2N / M23C6 3.098 2.74 2.0664 1.9388 1.675
Cr2N / chi 6.73 4.27 2.645 2.11 0.8272
Las conclusiones del presente estudio sobre el efecto del envejecimiento a
850 °C (1123 K) con base a las propiedades de tensión fueron las siguientes.
En un tiempo corto de envejecimiento como resultado hay un incremento en
la resistencia a la cedencia como consecuencia de la segregación del nitrógeno a
las dislocaciones. La formación de grupos de Cr-N en los especímenes
envejecidos por 10 h son asociados con una disminución en la resistencia a la
cedencia y el incremento en la ductilidad. La resistencia última a la tensión no
sufre efectos considerables siendo uniforme. La precipitación coherente de Cr2N
resultó en un incremento de la resistencia a la cedencia sobre un envejecimiento
para 25 h [25].
En base a los resultados se puede concluir que para un enfriamiento rápido
en agua, las formaciones de precipitados no ocurrirán y los resultados de las
pruebas de tensión serán similares a los antes mencionados en la Figura 2.17 y
Figura 2.18 al tiempo mínimo de envejecimiento.
48
2.4 Metalurgia de la soldadura en inoxidables austeníticos
La microestructura a temperatura ambiente de la zona de fusión de los
aceros inoxidables austeníticos es dependiente tanto en el comportamiento de
solidificación y transformaciones posteriores de estado sólido. Todos los aceros
inoxidables solidifican tanto en ferrita o austenita como fase primaria. Los aceros
inoxidables austeníticos pueden solidificar como ferrita primaria o austenita
primaria, dependiendo de la composición específica.
Los pequeños cambios en la composición dentro de un sistema de aleación
dado pueden promover un cambio de ferrita primaria a austenita primaria. El
intervalo de la composición de muchos aceros inoxidables austeníticos son lo
suficientemente amplio que ambos modos de solidificación son posibles. Después
de la solidificación, transformaciones adicionales pueden ocurrir en el estado
sólido sobre el enfriamiento a temperatura ambiente. Estas transformaciones son
las más importantes en las aleaciones sometidas a la solidificación de ferrita
primaria, ya que la mayoría de la ferrita se transformará en austenita [13].
2.4.1 Evolución de la microestructura en la zona de fusión
Hay cuatro solidificaciones y posibilidades de transformación de estado
sólido para metales soldados de acero inoxidable austenítico. Estas reacciones se
enumeran en la Tabla 2.12 y en relación con el diagrama de fases Fe-Cr-Ni en la
Figura 2.20. Note que los modos de solidificación A y AF se asocian con la
solidificación austenita primaria, mediante el cual la austenita es la primera fase
para formarse al solidificarse. Los tipos de solidificación FA y F tienen ferrita delta
como fase primaria. Después de la solidificación, una modificación
microestructural adicional se produce en el estado sólido para los tipos FA y F,
debido a la inestabilidad de la ferrita a temperaturas más bajas. Las diversas
microestructuras que son posibles en metales soldados de acero inoxidable
austenítico y su evolución se describen en las siguientes secciones.
49
Tabla 2.12 Tipos de solidificación, reacciones, y microestructuras resultantes en la zona de fusión.
Tipo de solidificación
Reacción Microestructura
A L→L + A→A Completamente austenítico, estructura de solidificación bien definida
AF L→L + A→L + A +
(A + F)eut→A + Feut Ferrita en los límites dendrítico y celular
FA L→L + F→L + F +
(F + A)per/eut→F + A
Esqueleto y/o lathy resultante de ferrita de la trasformación de ferrita a austenita
F L→L + F→F→F + A Ferrita acicular o matriz de ferrita con límite de grano en placas laterales de austenita y widmanstatten
Figura 2.20 Relación del tipo de solidificación para el diagrama de fases pseudobinario [13].
50
2.4.1.1 Solidificación Tipo A completamente austenítica
Cuando la solidificación ocurre como austenita primaria, dos
microestructuras de metal soldado son posibles. Si la microestructura es
totalmente austenítico al final de la solidificación, se mantendrá austenítico al
enfriar a temperatura ambiente y exhibirá una estructura de solidificación distinta
cuando se ve metalográficamente. Este se define como solidificación tipo A y se
muestra esquemáticamente en la Figura 2.21. Un ejemplo de la solidificación Tipo
A se muestra metalográficamente en la Figura 2.22.
Figura 2.21 Solidificación tipo A, completamente austenítico [26].
51
Figura 2.22 Microestructura resultante de la zona de fusión de la solidificación (Tipo A) completamente austenítico [13].
Note que la subestructura de solidificación (células y dendritas) es
fácilmente evidente en esta microestructura. Esto es característico de la
solidificación como austenita primaria debido a la segregación de elementos de
aleación e impureza que se produce durante la solidificación y la relativamente
baja difusividad de estos elementos a temperatura elevada, la cual conserva el
perfil de la segregación que se desarrolla durante la solidificación. Cuando
aleaciones tales como el tipos 304 y 316 se solidifican como Tipo A, el Cr y Mo ha
sido demostrado como partición en los límites de dendrita y celular.
2.4.1.2 Solidificación Tipo AF
Si algo de ferrita se forma al final del proceso de la solidificación de la
austenita primaria a través de una reacción eutéctica, la solidificación se denomina
Tipo AF. Esto ocurre si la suficiente partición de elementos promotores de ferrita
(principalmente Cr y Mo) en los límites de sub granos de solidificación durante la
solidificación promueve la formación de ferrita como un producto de solidificación
terminal.
52
Esto se cree que se producen por una reacción eutéctica y está
representado por la región triangular de tres fases del diagrama de fases en las
Figura 2.13a y Figura 2.20. La ferrita que se forma a lo largo de los límites es
relativamente estable y resiste la transformación a austenita durante el
enfriamiento de la soldadura, pues este ya se ha enriquecido de elementos
promotores de ferrita. Un esquema de solidificación AF se muestra en la Figura
2.23, y un ejemplo de una microestructura que presenta ferrita a lo largo de los
límites de solidificación en los sub granos se muestra en la Figura 2.24. Note que
esto es debido a la solidificación de austenita primaria, la subestructura de la
solidificación es fácilmente aparente.
Figura 2.23 Microestructura de la zona de fusión resultante de la solidificación Tipo AF [26].
53
Figura 2.24 Microestructura de la zona de fusión resultante de la solidificación Tipo AF [13].
2.4.1.3 Solidificación Tipo FA
Cuando se produce la solidificación como ferrita primaria, también hay dos
posibilidades. Si algo de austenita se forma al final de la solidificación, se
denomina Tipo FA. Esta austenita se forma a través de una reacción peritéctico-
eutéctica y existe en los límites de solidificación de ferrita al final de la
solidificación.
1. Al final de la solidificación de ferrita primaria, una reacción peritéctico-eutéctica
resulta en la formación de austenita a lo largo de la celda de ferrita y límites
dendríticos. Esta reacción se produce dentro y a lo largo de la región triangular
de tres fases como se muestra en las Figura 2.13a y Figura 2.20. Esto se llama
una reacción peritéctico-eutéctica, ya que es dependiente de la composición y
los resultados de una transición de reacción peritéctica en el sistema Fe-Ni a
una reacción eutéctica en el sistema Fe-Cr-Ni.
2. Cuando la solidificación es completada, la microestructura consiste de
dendritas de ferrita primaria con una capa interdendrítica de austenita. La
cantidad de austenita que está presente depende de las condiciones de
54
solidificación y el valor de Creq/Nieq. A medida que aumenta el Creq/Nieq,
disminuye la cantidad de austenita hasta que la solidificación es totalmente
ferrítica. En este punto el tipo de solidificación se desplaza de FA a F.
3. A medida que el metal de soldadura se enfría a través de las dos fase, ferrita
delta + campo austenítico, la ferrita se vuelve cada vez más inestable y la
austenita comienza a consumir la ferrita a través de una reacción controlada
por difusión. La difusión a través de la interfaz de austenita-ferrita controla el
ritmo y la naturaleza de la transformación.
4. Cuando las velocidades de enfriamiento de soldadura son moderadas y/o
cuando el Creq/Nieq es bajo, pero aún dentro del rango FA (Figura 2.20), resulta
una morfología de ferrita vermicular o esqueletal. Esta es una consecuencia del
avance de la austenita consumiendo a la ferrita hasta que la ferrita es
enriquecida lo suficientemente de elementos promotores de ferrita (cromo y
molibdeno) y empobrecida en elementos promotores de austenita (níquel,
carbono y nitrógeno) que son estable a bajas temperaturas donde la difusión
es limitada. Esta microestructura esquelética se muestra esquemáticamente en
la Figura 2.25a y en la micrografía en la Figura 2.26a.
5. Cuando las velocidades de enfriamiento es alta y/o cuando el incremento de
Creq/Nieq dentro del rango FA en la Figura 2.20, da resultado una morfología de
ferrita Lathy. Las formas de morfología Lathy en lugar de la morfología
esquelética, se debe a la difusión restringida durante la transformación de
ferrita-austenita. Cuando se reducen las distancias de difusión este es más
eficiente para la transformación y procede como listones espaciados más
estrechamente, lo que resulta en un patrón de ferrita residual que corta a
través de la dendrita original o dirección de crecimiento celular. Esto se
muestra esquemáticamente en la Figura 2.25b y la micrografía en la Figura
2.26b.
55
6. Cuando la solidificación y velocidades de enfriamiento son extremadamente
rapidas, como por ejemplo durante soldadura láser o haz de electrones, una
completa transformación de ferrita a austenita puede ser posible debido a una
difusión, transformación "masiva". Un desplazamiento de modo de
solidificación primaria de ferrita a austenita puede también ocurrir a altas
velocidades de solidificación.
Figura 2.25 Solidificación Tipo FA: (a) Ferrita esquelética; (b) Morfología lathy [26].
56
Figura 2.26 Microestructura de la zona de fusión como resultado de una solidificación FA: (a) ferrita esquelética; (b) ferrita lathy [13].
2.4.1.4 Solidificación Tipo F
Si la solidificación ocurre completamente como ferrita, se denomina Tipo F.
En este caso, la microestructura es completamente ferrítica al final de la
solidificación, como se muestra en la Figura 2.20. Cuando el metal de soldadura
se enfría por debajo de la línea solvus como ferrita, la austenita se formará dentro
de la microestructura, por lo general primero en los límites de granos de ferrita.
57
Debido a que la estructura fue totalmente ferrítica en el estado sólido entre el
sólidus y solvus ferrita la difusión elimina la mayoría o todos los gradientes de
composición resultantes de la solidificación, y por lo tanto, cuando se inicia la
transformación, la microestructura consiste de grandes granos de ferrita
relativamente homogéneos.
El grado de transformación en austenita depende de nuevo del Creq/Nieq y la
velocidad de enfriamiento. A valores bajas de Creq/Nieq dentro del rango F (Figura
2.20), la transformación comienza a una temperatura más alta, y a baja
velocidades moderada de enfriamiento de soldadura, la mayor parte de la ferrita
se consume. Con velocidades de enfriamiento más altas, se suprime la difusión y
la austenita no consumirá la mayor cantidad de ferrita. Del mismo modo, si el valor
de Creq/Nieq se incrementa dentro del rango F, la ferrita solvus se oprime y la
transformación se producirá a temperaturas más bajas. En ambos casos, soldar
metales con alto contenido de ferrita este será el resultado.
La microestructura que se forma como resultado de la solidificación del Tipo
F en aceros inoxidables austeníticos, de nuevo es una función de la composición y
la velocidad de enfriamiento. A valores bajos de Creq/Nieq dentro del rango F
(Figura 2.20) una estructura de ferrita acicular se forma dentro de los granos de
ferrita. Esta estructura se muestra esquemáticamente en la Figura 2.27a. Tenga
en cuenta que las redes de austenita continuas estando presentes en los límites
de los granos de ferrita anteriores y que la ferrita acicular ya no estará más tiempo
contenida dentro de los límites de las dendritas de ferrita originales, como durante
la solidificación de FA con la formación de ferrita Lathy (Figura 2.25b). Esto se
produce porque la ausencia de austenita dentro de los granos de ferrita durante la
solidificación Tipo F. La estructura es completamente ferrítica en el estado sólido
antes de que comience la transformación a austenita.
Cuando esta estructura se enfría por debajo de ferrita solvus, la austenita
primero se forma en el límite de grano de ferrita, pero el frente de la
transformación se rompe y agujas paralelas de austenita se forman dentro de la
58
ferrita. Al igual que en el caso de la solidificación FA con la ferrita Lathy, la
restricción de la difusión de largo alcance a la temperatura de transformación más
baja obliga a la transformación que se produzca a través de distancias más cortas.
Esto produce la estructura acicular la cual se muestra en la Figura 2.27a.
Figura 2.27 Solidificación esquemática del Tipo F: (a) ferrita acicular; (b) Ferrita y austenita Widmanstatten [26].
En valores más altos de Creq/Nieq (dada la misma velocidad de enfriamiento)
la microestructura consistirá en una matriz de ferrita con límite de grano de
austenita y placas de austenita Widmanstatten que nucleada en el límite de grano
de la austenita o dentro de los granos de ferrita. Esta microestructura se muestra
esquemáticamente en la Figura 2.27b y la micrografía en la Figura 2.28. En este
caso, la transformación no se produce por completo a través del grano de ferrita.
59
La austenita inicial de nuevo se forma en el límite del grano de ferrita, pero la
transformación a través de todo el grano es suprimida por el índice de difusión
más bajos y una menor fuerza de accionamiento (la microestructura en equilibrio
contiene más ferrita). De nuevo, esto se puede entender a partir del diagrama
pseudobinario en la Figura 2.20. Con el incremento de Creq/Nieq, las disminuciones
de ferrita solvus y el equilibrio del incremento del contenido de ferrita, reducen de
este modo la fuerza impulsora para la transformación de ferrita a austenita y la
temperatura a la cual inicia la transformación.
Figura 2.28 Microestructura de la zona de fusión resultante de la solidificación F: Nuclea austenita Widmanstatten de la austenita a lo largo de los límites de grano de ferrita. Esta microestructura es
muy inusual en los aceros inoxidables austeníticos [13].
En la práctica, la solidificación Tipo F es muy inusual en la microestructura
de la soldadura de acero inoxidable austenítico. La mayoría de los metales de
aporte se formulan de tal manera que se produce la solidificación en el modo FA,
con contenidos de ferrita de metal soldado que van de 5 a 20 FN (Número de
ferrita). Sólo metales de aporte altamente aleados, tales como el tipo 309LMo y el
Tipo 312 (30Cr-10Ni) sería de esperar que exhibiera una microestructuras con los
niveles más altos de ferrita. La solidificación Tipo F (tal como el que se muestra en
la Figura 2.28) es más característico en los aceros inoxidables dúplex [13].
60
2.4.2 Zona afectada por el calor
La naturaleza de la zona afectada por el calor (ZAC) en los aceros
inoxidables austeníticos depende de la composición y la microestructura del metal
base. Las siguientes reacciones metalúrgicas pueden ocurrir en la ZAC en las
aleaciones austeníticas.
2.4.2.1 Crecimiento del grano
La mayoría de los aceros inoxidables se sueldan en la condición de
recocido por disolución o laminado en caliente, por lo que el crecimiento del grano
es generalmente restringido a menos que la entrada de calor de soldadura sea
muy alta. Algunos engrosamientos del grano por lo general se pueden observar,
pero en la mayoría de los casos no es dramático. En los metales base que han
sido reforzados por trabajo en frío, la recristalización y el crecimiento de grano
puede provocar un significativo reblandecimiento en la ZAC. En este caso, unos
resultados distintos en la ZAC y el tamaño de grano son claramente mayor que la
del metal base.
2.4.2.2 Formación de ferrita
Como se muestra en las Figura 2.13a y Figura 2.20, aleaciones cuyas
composiciones estén a la derecha del rango de solidificación de austenítica
completamente, formará ferrita cuando sea calentado a temperaturas justo por
debajo de la temperatura sólidus. Cuanto mayor sea la proporción del Creq/Nieq de
la aleación, será la formación de ferrita más probable. Cuando se forma la ferrita,
que es por lo general a lo largo del límite de grano, tal como se muestra en la
Figura 2.29. La formación de la ferrita a lo largo de los límites de grano de la ZAC
restringirá el crecimiento del grano y también minimiza la susceptibilidad de
agrietamiento de licuación en la ZAC.
61
El grado de formación de ferrita es por lo general bajo, ya que la
transformación austenita a ferrita es relativamente lento y el ciclo térmico en la
ZAC normalmente es bastante rápido. También es posible que algo de ferrita que
se forma durante la exposición a temperatura elevada se transformará de nuevo
en austenita durante el enfriamiento.
Figura 2.29 Ferrita a lo largo de los límites de grano de austenita en la ZAC de acero inoxidable tipo 304L [13].
2.4.2.3 Precipitación
Desde que la ZAC se calienta a temperaturas cercanas a la temperatura
sólidus de la aleación, muchos de los precipitados que están presentes en el metal
base puede disolverse. Esto puede conducir a una sobresaturación de la matriz de
austenita durante el enfriamiento, lo que resulta en la formación de diversos
precipitados. Carburos y nitruros son los más propensos a formar precipitados en
la ZAC de los aceros inoxidables austeníticos. Por lo general, se forma a lo largo
de los límites de grano o en la interfaz ferrita-austenita (si está presente la ferrita).
62
La referencia en los diagramas de fase calculados en la Figura 2.30
muestra los rangos de temperatura sobre el cual los carburos M23C6 y nitruros
Cr2N son estables. A pesar de que no es aparente metalográficamente, es
probable que estos precipitados estén presentes en la ZAC de la mayoría de las
aleaciones austeníticas. Su tamaño, la distribución y la morfología dependen de la
composición de aleación y el ciclo térmico en la ZAC. Amplia precipitación de
carburos rico en cromo puede conducir a la degradación en la resistencia a la
corrosión.
Figura 2.30 Diagramas de fase calculados usando ThermoCalc (a) Fe–18Cr–10Ni–1.5Mn–0.5Si–0.04N, variable C; (b) Fe–10Ni–1.5Mn–0.5Si–0.04C–0.04N, variable Cr [13].
2.4.2.4 Licuación en los límites de grano
También puede ocurrir fusión local a lo largo de los límites de granos de
austenita. Esto suele ser resultado de la segregación de los elementos de
impurezas que reducen la temperatura de fusión en el límite de grano. Las
aleaciones que contienen titanio y niobio, forman carburos MC ricos en estos
elementos, y pueden sufrir licuación constitucional, un fenómeno que puede
conducir al agrietamiento de licuación en la ZAC. La segregación de los elementos
de impurezas, particularmente azufre y fósforo en el límite de grano, también
puede promover la licuación [13].
63
2.5 Soldabilidad
Aunque las aleaciones austeníticas son generalmente consideradas a ser
muy soldables, estas pueden estar sujetas a un número de problemas de
soldabilidad si las precauciones correctas no son tomadas. La solidificación en la
soldadura y agrietamiento de licuación pueden ocurrir dependiendo de la
composición del metal base, el metal de aporte y el nivel de impureza, en
particular azufre y fosforo.
A pesar de la buena resistencia a la corrosión en general de los aceros
inoxidables austeníticos, estos pueden estar sujetos a corrosión en los límites de
grano y en la ZAC (ataque intergranular y agrietamiento por esfuerzo de corrosión
intergranular) o en las concentraciones de esfuerzo en y alrededor de la
soldadura. Debido a que muchos de los metales de soldadura contienen ferrita, y
en temperatura intermedia puede ocurrir fragilización debido a la fase sigma, y
también la formación de carburos
Al igual que con las aleaciones ferríticas, la reacción de precipitación de la
fase sigma es relativamente lento y conduce a la fragilidad ya que la fase sigma
esta por lo general relacionado a un problema de fabricación. Sin embargo, esto
puede ocurrir durante el tratamiento térmico posterior a la soldadura de grandes
estructuras o secciones gruesas cuando las velocidades de enfriamiento desde la
temperatura de tratamiento térmico posterior a la soldadura son extremadamente
lentas [13].
2.5.1 Agrietamiento de solidificación en la soldadura
El agrietamiento de solidificación en la soldadura puede ser un problema
formidable con los aceros inoxidables austeníticos. La susceptibilidad al
agrietamiento esta principalmente en función de la composición. Soldar metales
que solidifican en el modo A, y que son totalmente austenítico (no contienen
ferrita) tienden a ser los más susceptibles. Aquellos que se solidifique en el modo
64
FA tienden a ser muy resistente al agrietamiento por solidificación. Los altos
niveles de impurezas, en particular de azufre y fósforo, tienden a incrementar la
susceptibilidad en las aleaciones que solidifican en el modo A y AF. Ejemplos de
grietas de solidificación en soldadura en los metales de soldadura que solidifican
en los modos A y FA, se muestran en la Figura 2.31.
Condiciones de retención de soldadura y la forma de soldadura también
influyen en la susceptibilidad del agrietamiento, en particular cuando se produce la
solidificación como austenita primaria (A o AF). Las condiciones de soldadura que
imponen altos niveles de retención en la solidificación del metal de soldadura
tienden a aumentar la susceptibilidad al agrietamiento.
Entradas de alto calor que resulta de grandes cordones de soldadura o
velocidades excesivas de viajes que promueven grupos de soldadura en forma de
gota son más problemática con respecto al agrietamiento. Forma del cordón
cóncavo y los cráteres no rellenos en las detenciones de la soldadura también
promueven el agrietamiento de solidificación [13].
Figura 2.31 Agrietamiento de solidificación en la soldadura en muestras Varestraint probados a 5% de tensión (a) metal de soldadura completamente austenítico (FN 0) y (b) metal de soldadura
con FN 6 - modo de solidificación FA [13].
65
El agrietamiento de solidificación en la soldadura está fuertemente en
función de la composición, como se muestra en la Figura 2.32 la representación
esquemática de la susceptibilidad al agrietamiento contra el Creq/Nieq (equivalentes
al WRC-1992). Tenga en cuenta que las composiciones que dan como resultado
la solidificación de austenita primaria (A y AF) son más susceptibles al
agrietamiento, mientras que el modo FA ofrece la mayor resistencia al
agrietamiento de solidificación.
Figura 2.32 Susceptibilidad al agrietamiento de solidificación en la soldadura en función de la composición basado sobre los datos de Verestraint [13].
El modo F es más susceptible al agrietamiento que el FA, pero superior al
modo A y AF. Por lo tanto, la composición se puede utilizar de manera muy eficaz
para el control del agrietamiento de solidificación en la soldadura. La solidificación
como ferrita primaria en el modo FA se ha demostrado que asegura una
resistencia superior al agrietamiento de solidificación al soldar sobre aleaciones
que solidifican como austenita. La razón principal de esta resistencia superior es la
66
presencia de una mezcla de dos fases de austenita + ferrita a lo largo de los
límites de grano al final de la solidificación que resiste la humectación por la
película de líquido y presenta un límite torcido (no recto y suave) a lo largo de las
grietas que deben propagarse.
A temperatura ambiente el metal de soldadura que contiene ferrita se puede
utilizar como una aproximación del comportamiento de solidificación. Si el número
de ferrita (“FN” Ferrite Number) es 0, se presume que la aleación tiene una
solidificación en el modo A. Entre FN 0 y 3, la solidificación probablemente ocurrirá
como AF. Por encima de 3 FN, pero menos que 20 FN, es más probable que la
solidificación sea del modo FA. El último rango se ha demostrado que es
extremadamente resistente al agrietamiento de solidificación en la soldadura.
Nótese, sin embargo, en el diagrama WRC-1992 (Figura 2.33), el límite que
separa la solidificación AF de FA no es paralelo a cualquier línea cerca isoférritica.
Figura 2.33 Diagrama WRC-1992 (De Kotecki y Siewert [27]. Cortesía de la American Welding Society).
67
Composiciones de aleación como la del metal de aporte AWS A5.4 16-8-2
(16% Cr, 8% de Ni, 2% de Mo) se predice por el diagrama que solidifica como
ferrita primaria incluso a menos de 2 FN. Estas aleaciones se sabe que tienen alta
resistencia al agrietamiento de solidificación. Por el contrario, las aleaciones ricas
tales como el 317LM y 209 pueden solidificar como austenita primaria con 5 FN o
más y son sensibles al agrietamiento de solidificación en 3 o 4 FN, o incluso
superior [28].
2.5.2 Efectos beneficiosos de la solidificación como ferrita primaria
Históricamente, un número de factores se han utilizado para explicar el
efecto beneficioso de la ferrita, o solidificación de ferrita, en la resistencia al
agrietamiento por solidificación en aceros inoxidables austeníticos. Estos se
resumen en la Tabla 2.13. Muchos de éstos se han encontrado tener poco o
ningún efecto en la susceptibilidad, como se indica en la columna de la derecha.
Tabla 2.13 Efecto benéfico propuesto de ferrita para la prevención del agrietamiento de solidificación en la soldadura.
Efecto Factor
Alta solubilidad de elementos de impurezas Algo
Mejor ductilidad en alta temperatura que la austenita. Despreciable
Más bajo CTE que la austenita Despreciable
Rango más pequeño de temperatura de solidificación Despreciable
Menos partición durante la solidificación Algo
Menos humectabilidad en los límites de F-F y F-A Fuerte
Más difícil la propagación de grieta a lo largo de los límites tortuoso de F-A al final de la solidificación
Fuerte
La ferrita sin duda tiene una mayor solubilidad de las impurezas tales como
el azufre y el fósforo, que restringe la partición de estos elementos en las regiones
interdendríticas durante la solidificación de ferrita primaria. Los factores más
importantes, son la naturaleza de humectación en los límites y la tortuosidad en
límite inherente que se produce cuando la ferrita y austenita son ambos presentes
al final de la solidificación.
68
En el modo FA, un límite de ferrita-austenita está presente al final de la
solidificación que es tanto difícil para películas líquida mojar y presenta un
recorrido de la fisura no muy plana. Por lo tanto, una vez que se inicia la grieta, se
hace muy difícil para que se propague a lo largo de estos límites ondulados.
Cuando los límites de austenita-austenita (Tipo A) y ferrita-ferrita (Tipo F) son
mucho más recto, y ya que ningún producto de solidificación secundario está
presente. Esto hace que la propagación de grietas sea mucho más fácil. En el
modo AF, algo de ferrita está presente a lo largo de un relativamente límite liso A-
A que resulta en algún mejoramiento con respecto de la solidificación de austenita
completa (Tipo A).
Figura 2.34 Efecto del tipo de solidificación sobre la tortuosidad en el límite de grano: (a) Solidificación A; Solidificación FA con ferrita esqueletal. (De Brooks et al [29] Cortesía de American
Welding Society.)
El efecto del límite tortuoso se muestra esquemáticamente en la Figura
2.34. Grietas de solidificación de soldadura se producen preferentemente a lo
largo de los límites de grano de solidificación (“SGBs” solidification grain
boundaries). Bajo una solidificación Tipo A, estos límites son muy rectos, no
contienen ferrita residual, y ofrecen poca resistencia a la propagación de grietas si
moja una película líquida los límites. Por el contrario, un SGB bajo la solidificación
Tipo FA que contiene una mezcla de ferrita y austenita que mitiga la humectación
69
de la película líquida y complica la propagación de grietas, ya que la grieta debe
seguir una interfaz de austenita-ferrita muy tortuosa.
2.5.3 Efecto de elementos de impurezas
Es bien conocido que los elementos de impurezas, especialmente el fósforo
y el azufre, promueven el agrietamiento de solidificación en aceros. Incluso las
bajas concentraciones de estos elementos pueden promover el agrietamiento en
las soldaduras de acero inoxidable austeníticos si se produce la solidificación
como austenita primaria (A o AF). Esto se muestra claramente en el diagrama
Suutala (Figura 2.35) donde los niveles de P + S son tan bajos como 0.02% en
peso y es lo suficientes para promover el agrietamiento cuando el valor del
Creq/Nieq está por debajo de 1.48 [13].
Figura 2.35 Diagrama de Suutala para predecir el agrietamiento de solidificación en la soldadura en base a la composición del metal de soldadura. (De Kujanpää et al. [30].)
70
En aceros inoxidables, típicos niveles P + S están en el rango de 0.02 a
0.05% en peso, en función del tipo de acero y la especificación. La extracción del
azufre de los aceros inoxidables se logra fácilmente realizando una práctica de
fusión de descarburación argón-oxígeno (AOD). Con esta práctica, una mezcla de
Ar-O2 se sopla en el acero fundido para reducir el nivel de carbono a través de la
formación y emisión de CO y CO2. Al mismo tiempo, el oxígeno se combina con el
azufre, formando SO2, el cual también se escapa del metal fundido.
En los aceros procesados AOD son posibles lograr niveles de azufre tan
bajo como 0.001% en peso (10 ppm). Desafortunadamente, la eliminación de
fósforo es mucho más difícil y niveles por debajo de 0.02% en peso se consigue
sólo mediante el control cuidadoso de la iniciación de las acciones. [13]
2.5.4 Prevención del agrietamiento de solidificación en la soldadura
Para evitar o minimizar el agrietamiento de solidificación en la soldadura en
los aceros inoxidables austeníticos se logra simplemente y más eficaz mediante el
control de la composición de los materiales base y de aporte. Al asegurar la
solidificación como ferrita primaria, el potencial para el agrietamiento será
efectivamente nulo. Para la mayoría de los metales de soldaduras de acero
inoxidable austenítico, esto significa que la composición debe ser controlada para
lograr el modo de solidificación FA, lo que resulta en la presencia de FN 3 a 20 en
el depósito de soldadura. Como se muestra en la Figura 2.36, el diagrama de
WRC-1992 se puede utilizar con bastante eficacia para lograr esto si se conoce la
composición de los metales base y relleno.
En sistemas en los que la composiciones del metal base y aporte impiden la
solidificación FA “es decir que ocurra la solidificación como austenita primaria (A o
AF)”, el potencial para el agrietamiento será mucho mayor. La forma más efectiva
para evitar el agrietamiento en estos metales de soldadura es reduciendo el
contenido de impurezas (véase la Figura 2.35, diagrama de Suutala) y/o reducir al
mínimo el sistema de retención de soldadura. Metales de soldadura
71
completamente austenítico de alta pureza pueden ser bastante resistentes al
agrietamiento en condiciones de baja a moderada restricción. Forma del cordón
convexo y finales de soldadura en el aporte (cráteres) también promueven el
agrietamiento de solidificación.
Figura 2.36 Uso del diagrama WRC-1992 para predecir el comportamiento de solidificación y número de ferrita [13].
Dependiendo de la aplicación y las condiciones de servicio, algo de cuidado
debe ser tenido cuando se determine un contenido de ferrita en el metal de
soldadura. Mientras que la presencia de los niveles de ferrita este en el rango de
FN 3 a 20 es casi seguro que se puede evitar el agrietamiento de solidificación, de
hecho por encima de FN 10, puede poner en peligro las propiedades mecánicas si
la soldadura va a tener un alivio de esfuerzo o la estructura se ponga en servicio
ya sea en temperaturas criogénico o temperaturas elevadas.
Las temperaturas de servicio de 425 a 870 °C (800 a 1600 °F) puede
conducir a la fragilidad debido a la formación de alfa-prima y la fase sigma, ambos
de los cuales se forman preferentemente en la interfaz ferrita-austenita. Para los
metales de soldadura por encima de FN 10, la formación de estas fases puede
reducir gravemente la tenacidad y la ductilidad.
72
Altos contenidos de ferrita también han demostrado que a temperaturas
elevadas reduce las propiedades de esfuerzo de ruptura. Por lo tanto, es atractivo
usar el diagrama WRC-1992, simplemente para controlar la composición para
producir solidificación FA y un nivel "seguro" de metal de soldadura de ferrita
relativa para el agrietamiento de solidificación en la soldadura, el ingeniero debe
ser consciente de las implicaciones de un contenido alto de ferrita en el metal de
soldadura [13].
2.6 Resistencia a la corrosión
Aunque los aceros inoxidables austeníticos se seleccionan a menudo
debido a su resistencia a la corrosión, se requieren algunas precauciones cuando
estas aleaciones son soldadas y expuestas a ciertos ambientes. La resistencia a la
corrosión atmosférica de los aceros inoxidables austeníticos es muy buena. A
temperatura ambiente, la corrosión atmosférica es esencialmente nula y la
integridad mecánica del material será conservada por un mayor tiempo. A
temperatura elevada, incrementa el índice de corrosión, la degradación y la
pérdida del material se producirá en menor tiempo.
En ambientes marinos de agua dulce, las velocidades de corrosión en
general también son bajas, del orden de 2.5 x 10-5 mm/año o menores. Además de
la corrosión en general, los aceros inoxidables austeníticos pueden presentarse
las siguientes formas de corrosión: picaduras, intergranular, asistida por esfuerzos,
crevice, galvánica, corrosión por erosión y corrosión inducida microbiológicamente
[31] [32].
La soldadura puede producir modificaciones metalúrgicas que pueden
aumentar la susceptibilidad al ataque de corrosión. En combinación con los
esfuerzos residuales que están presentes después de la soldadura, estas
modificaciones pueden resultar como una aceleración a estos ataques de la región
soldada.
73
Dos formas de corrosión relacionada con soldadura se han estudiado
ampliamente en los aceros inoxidables austeníticos, debido a la posibilidad que
involucra la utilidad de ingeniería en estructura soldada. Estas formas son
corrosión intergranular (CIG Intergranular Corrosion), a menudo llamados ataque
intergranular (IGA Intergranular Attack), en la ZAC, y la corrosión bajo esfuerzo
(SCC Stress Corrosión Cracking).
2.6.1 Corrosión intergranular
La Figura 2.37 representa la aparición de una soldadura que ha sido
sometida a un ataque intergranular en la ZAC. En la superficie de la soldadura
expuesta al ambiente corrosivo, a menudo aparece una zona lineal de ataque que
es paralelo a los límites de fusión. Éstos a veces son llamados "vías de vagones",
ya que son simétricas y paralelas a cada lado de la soldadura.
Figura 2.37 Ataque intergranular en la ZAC de un acero inoxidable austenítico [13].
En la sección transversal, el ataque severo se puede observar a lo largo de
una banda sensitizada en la ZAC. Tenga en cuenta que esta banda está a cierta
distancia de los límites de fusión. Esto se debe al hecho de la precipitación de
74
carburos que conduce a la sensitización y se produce en un rango de temperatura
aproximadamente de 600 a 850 °C (1110-1560 °F). Por encima de este rango de
temperatura, los carburos vuelven a estar en solución y por lo tanto la región
adyacente al límite de fusión está relativamente libre de carburos, suponiendo que
las velocidades de enfriamiento es lo suficientemente rápida se evita la
precipitación de carburos durante el enfriamiento.
En la ZAC de la mayoría de los aceros inoxidables austeníticos, los
carburos M23C6 ricos en Cr se forman preferentemente a lo largo de los límites de
grano, como se muestra en la Figura 2.38. Esto resulta en una zona de
agotamientos del cromo a lo largo del límite de grano que es "sensible" al ataque
corrosivo. Por lo tanto, el término sensitización se utiliza a menudo para describir
el estado metalúrgico que conduce al ataque intergranular. La excepción a esto
son los grados estabilizados de acero inoxidable que contiene Nb y/o Ti (tales
como los tipos 347 y 321). En estos aceros el Nb y Ti reaccionan con el carbono
en forma de carburos del tipo MC y reduce la formación de carburos M23C6 en los
límites de grano [13].
Figura 2.38 Precipitación de carburos en el límite de grano y agotamiento del cromo local [13].
Los resultados es la corrosión intergranular por la precipitación localizada
de carburos ricos en Cr, o carbonitruros, en el límite de grano. Esta precipitación
75
requiere difusión de corto alcance de Cr en la matriz adyacente y produce una
región empobrecida de Cr alrededor de los precipitados, como se muestra en la
Figura 2.39. Esto reduce la resistencia a la corrosión local de la microestructura y
promueve un ataque rápido en la región del límite de grano. Y en ciertos
ambientes corrosivos el efecto es local en los límites de grano, como se muestra
en la sección metalográfica de la Figura 2.39. En casos extremos, los granos en
realidad dejan de asistir la estructura por el completo ataque en el límite de grano
y disolución [13].
Figura 2.39 Corrosión intergranular: (a) ataque en el límite de grano en la ZAC de un tipo 304 (C 0.06% en peso); (b) agotamiento adyacente de Cr por el carburo en el límite de grano [13].
El contenido de carbono tiene la influencia más profunda en la
susceptibilidad al IGC en los aceros inoxidables austeníticos. El uso de aleaciones
de bajo contenido de carbono “grado L” minimiza el riesgo de sensitización por la
disminución de la reacción de precipitación de carburo. Las curvas de tiempo-
temperatura-precipitación se muestran en la Figura 2.40 demuestran el efecto del
contenido de carbono sobre el tiempo de precipitación. Se observa que en bajos
contenidos de carbono (C < 0.04% en peso), la nariz de la curva es más allá de 1
hora, mientras que para los niveles de carbono 0.06 hasta 0.08% en peso, el
tiempo para la precipitación puede ser menos de un minuto. Esta diferencia
demuestra el beneficio de las aleaciones de bajo contenido de carbono (grados L)
76
para reducir o eliminar la sensitización en los límites de granos de la ZAC durante
la soldadura. La presencia de esfuerzos residuales en la ZAC también puede
servir para acelerar la reacción de precipitación.
Figura 2.40 Curva del M23C6 tiempo – Temperatura – Precipitación para una aleación 18Cr–8Ni con contenido de carbono variable (de Peckner and Bernstein [31] Cortesía de McGraw-Hill.)
En la mayoría de los casos, la sensitización ocurre en la ZAC como un
resultado directo del ciclo térmico de soldadura. Cabe señalar, que el rango de
temperatura del relevado de esfuerzos para la mayoría de los aceros inoxidables
austeníticos se traslapan con el rango de precipitación de carburo. Se debe tener
cuidado de no sensitizar toda la estructura durante tratamiento térmico posterior a
la soldadura. Esta es una preocupación particular con aleaciones que contengan
más del 0.04% en peso de C.
En general, los metales de soldadura, tales como 308 y 316 son menos
propensos a ser sensitizado que los metales base correspondiente al 304 y 316.
La ferrita que se encuentra normalmente en el metal de soldadura es más rica en
Cr que la austenita, y el Cr difunde mucho más rápidamente en la ferrita que en la
austenita, lo que ayuda a superar cualquier agotamiento de Cr. Los carburos
M23C6 tienden a precipitar en los límites de ferrita – austenita tortuosos en lugar
que en los límites de austenita – austenita que son mucho más recto. Todos estos
factores limitan en gran medida la tendencia para la sensitización en los metales
de soldadura de los aceros inoxidables austeníticos que contienen ferrita [33]. Por
77
lo tanto, excepto en los metales de soldaduras de aceros inoxidable
completamente austenítico, la sensitización es en gran medida un problema en la
ZAC, no un problema del metal de soldadura.
2.6.1.1 Prevención de la sensitización
Es posible reducir al mínimo o eliminar la corrosión intergranular en las
soldaduras de acero inoxidable austenítico por los siguientes métodos.
Seleccionar los metales base y de aporte con un valor de contenido de
carbono tan bajo como sea posible (grados L como 304L y 316L).
Utilizar los metales base que sean "estabilizado" por las adiciones de niobio
(Nb) y titanio (Ti). Estos elementos son más fuertes formadores de carburos
que el cromo y reacciona con el carbono, minimizando la formación de
carburos ricos en Cr en los límites de granos.
Utilizar material base recocido o previo al recocido a la soldadura para
eliminar cualquier trabajo en frío “el trabajo en frío acelera la precipitación de
carburo”.
Utilizar entrada de calor bajas en la soldadura y temperaturas entre pasos
bajas para aumentar la velocidad de enfriamiento en la soldadura,
reduciendo así al mínimo el tiempo en el rango de temperatura de
sensitización.
En la soldadura de tubería, agua fresca en el interior de la tubería después
del paso de raíz. Esto ayudará a eliminar la sensitización en el diámetro
interior y será efectivo para los pasos subsiguientes.
Solución de tratamiento térmico después de la soldadura. El calentamiento
de la estructura en el rango de temperatura de 900 a 1100 °C (1650 - 2010
°F) disuelve cualquier carburo que esté presente a lo largo de los límites de
grano en la ZAC. La estructura es entonces templada a partir de esta
78
temperatura previniendo la precipitación de carburos durante el enfriamiento.
Tenga en cuenta, que hay una serie de consideraciones prácticas que
tienden a limitar la utilidad de este último enfoque. La distorsión durante el
enfriamiento rápido es un problema serio para estructuras de placa. La
incapacidad para enfriar soldaduras de tuberías complejas es también un
factor limitante [13].
2.6.2 Corrosión bajo esfuerzo
El SCC puede ocurrir tanto intergranular y trasgranular, dependiendo de la
microestructura y el estado del esfuerzo. Cuando se produce intergranularmente,
se llama agrietamiento por corrosión bajo esfuerzo intergranular (IGSCC
Intergranular Stress Corrosion Cracking) [13].
Muchos de los aceros inoxidables austeníticos son inherentemente
susceptibles a la SCC, en particular en entornos que produce Cl (tales como agua
de mar). La curva de Copson [34], que se muestra en la Figura 2.41 representa la
resistencia al SCC en ebullición de cloruro de magnesio en función del contenido
de níquel. El uso de este ambiente agresivo está destinado a acelerar el proceso
de corrosión que se producirían en otros entornos que producir Cl (tales como
agua de mar). Tenga en cuenta que el punto más bajo de la curva de resistencia
se produce en el rango de 8 a 12% de Ni. Este es precisamente el rango de níquel
de muchas aleaciones austeníticas populares, tales como el 304 y 316.
El SCC puede ser evitado por la selección de la aleación el cual puede ser
mayor a 20% o menor que el 5% del contenido de níquel. El uso de aleaciones de
base níquel o súper austeníticos es muy común. En el caso de aceros inoxidables
de bajo contenido de níquel, ferríticos o dúplex son igual a menudo seleccionados.
La mejor forma de ser evitado el SCC es por la correcta selección de la
aleación, el uso de aceros inoxidables ferríticos y dúplex pueden ser
79
seleccionados en aplicaciones donde no puede estar los aceros inoxidables
austenítico el SCC puede ser evitado.
Figura 2.41 Curva de Copson del SCC para los aceros inoxidables, la región sombreada representa el rango de la mayoría de los aceros inoxidables austeníticos [34].
La sensitización puede promover IGSCC en tantos los aceros inoxidables
ferríticos y austeníticos. Los diseños de soldadura o condiciones que generan
grandes esfuerzos residuales o crean concentraciones de esfuerzo pueden
también promover SCC. El relevado de esfuerzo después de terminar la soldadura
puede ser usado para reducir estos esfuerzos y minimizar la susceptibilidad al
SCC. Pero como se mencionó antes, el relevado de esfuerzo al finalizar la
soldadura tiene que ser hecho con cuidado para evitar la sensitización.
80
CAPÍTULO 3. DISCUSIÓN Y ANÁLISIS
DE BIBLIOGRAFÍA
3.1 Análisis de bibliografía
Aplicación de la metodología de superficie de respuesta para la predicción de la dilución en el revestimiento por arco trasferido por plasma de aceros inoxidables sobre acero al carbono.
En el presente artículo V. Balasubrarnanian y compañeros et al [35] en
2009, estudiaron ampliamente la aplicación de la metodología de respuesta de
superficie y fue destacado para predecir y optimizar el porcentaje de dilución de
una superficie de revestimiento base hierro, producido por el proceso de soldadura
de arco trasferido por plasma (PTA).
La importancia de este artículo es la forma en que realizo los registros, es
decir la medición de la dilución del revestimiento hacia el metal base. En el cual el
depósito del revestimiento endurecido fue cortado en secciones por la mitad y el
procedimiento de metalografía común fue realizado para preparar los
especímenes. Los perfiles del cordón de la soldadura están representados en la
Figura 3.1.
Los perfiles de los cordones fueron trazados usando un proyector de perfil
óptico y fueron medidas las dimensiones de los cordones, penetración (P), Ancho
(W) y altura del refuerzo (H). Con la ayuda de un planímetro digital, fue medida las
áreas del metal base que fueron fundidos, y la formación del metal de soldadura
“el refuerzo”. Usando los parámetros del cordón geométrico ya medidos Figura 3.1
81
el porcentaje de dilución (DI) fue calculado individualmente usando la siguiente
ecuación.
𝑫𝑰 = 𝑩
𝑨 + 𝑩 𝑿 𝟏𝟎𝟎
Donde A es el área del refuerzo en mm2, y B es el área de penetración en
mm2. El porcentaje de dilución fue medido en tres diferentes localizaciones del
depósito de soldadura y los valores promedio de las tres medidas fue el utilizado
[35].
Figura 3.1 Muestra del perfil del cordón de los especímenes.
Para el presente trabajo dentro del capítulo 4 caso de estudio, se realizará
la medición de la dilución en todas las soldaduras siguiendo los pasos de V.
Balasubrarnanian [35], con la finalidad de poder determinar el tipo de solidificación
en base al número de ferrita con el Diagrama WRC-1992 (Figura 2.33).
Variación de la porosidad a lo largo de múltiples pasos en soldadura húmeda bajo el agua y su influencia sobre las propiedades mecánicas.
Ezequiel Caires Pereira Pessoa y Alexandre Queiroz Bracarense et al [36].
En 2006 estudiaron la influencia de la variación de la porosidad a lo largo de
múltiples pasos de soldadura. Electrodos recubiertos comerciales (E6013 y
E7024) y tres diferentes tipos de aceros (A-36, A-572 y API 5L grado B) fueron
usados para realizar la soldadura húmeda dentro de una cámara presurizada
simulando una profundidad de 50 y 100 m. Prueba Charpy de muesca en V,
pruebas de doblez lateral y pruebas de tensión fueron realizadas para determinar
la correlación de la porosidad en la soldadura.
82
Basándose sobre los resultados obtenidos fue posible concluir que:
La porosidad se reduce a lo largo de la longitud de la soldadura en uniones
de múltiples pasos soldado bajo el agua, La resistencia a la tensión y la ductilidad
fueron influenciadas por la variación de la porosidad, las muestras extraídas al
final de la soldadura mostraron más alta resistencia y ductilidad.
Figura 3.2 Foto del cordón de la soldadura y radiografía. Con electrodo E6013, en acero A36 a 50 metros de profundidad.
Las soldaduras producidas por el electrodo E6013 cumplieron los criterios
de aceptación de macroataque por AWS D3.6M para la clase B para ambas
profundidades “50 y 100 m”, y la realizada con E7024 solo cumplió para 50 m de
profundidad. En cuanto a los criterios de aceptación para prueba de impacto, estos
cumplieron con el código antes mencionado.
Debido a esto se concluye que si se realizan soldadura en acero inoxidable
austenítico a 50 y 100 m de profundidad, el mismo efecto de la porosidad a lo
largo de la soldadura ocurrirá, y las propiedades mecánicas serán mejor al final de
la soldadura debido a la disminución de la porosidad.
83
Efecto del envejecimiento sobres las propiedades de tensión a
temperatura ambiente de un acero inoxidable AISI 316LN.
P, Shankar, H, Shaikh and S, Sivakumar” et al [25] en 1999 estudiaron el
efecto del envejecimiento sobre las propiedades de tensión a temperatura
ambiente de un acero inoxidable AISI tipo 316LN. El cual fue envejecido a 850 °C
(1123 K) por diferentes tiempos, 0, 2, 10, 25, 100, 500 y 1000 horas.
Los cambios en las propiedades de tensión fueron analizadas con un
microscopio electrónico de transmisión (TEM) y se observó la precipitación de
nitruro de cromo (Cr2N) intergranular y posteriormente celular. Encontraron que
esta precipitación tiene una fuerte influencia sobre la resistencia a la cedencia
(YS) y la ductilidad del material. Sin embargo, los resultados de resistencia última
a la tensión (UTS) fueron casi uniformes en todos los periodos de envejecimientos.
También se encontraron otros precipitados como el M23C6 y Chi, por lo que a
medida que el tiempo de envejecimiento aumentaba estos precipitados también se
incrementan disminuyendo el precipitado de Cr2N.
Como se puede observar en la Figura 2.19, los precipitados con
respecto al tiempo del envejecimiento aumentaban y se puede concluir que para
un tiempo de enfriamiento rápido, “que es el caso de una soldadura húmeda” no
ocurrirán precipitados en la soldadura, debido que la cinética de formación
requiere de tiempos más largos, por lo cual con un enfriamiento bajo el agua se
tendrá una matriz austenítica limpia de precipitados en un acero inoxidable
austenítico.
84
CAPÍTULO 4 CASO DE ESTUDIO
4.1 Metodología
Para el desarrollo del caso de estudio se realizaron soldaduras dentro de
una cámara presurizada con la variación de parámetros. La soldaduras fueron
realizadas sobre una placa de acero inoxidable AISI 304, posteriormente ésta fue
cortada en secciones trasversales para el análisis de metalografía.
Una vez teniendo las muestras, fueron atacados con Viella’s y observadas
en seguida con un microscópico óptico. Posteriormente se realizó la medición de
la dilución con la ayuda de un estereoscopio, con la finalidad de realizar el cálculo
del número de ferrita en el diagrama WRC-1992 (Figura 2.33) para predecir el tipo
de solidificación. Posteriormente se obtuvo el perfil de microdureza para la
comparación de las muestras. En la Figura 4.1 se representa la metodología
empleada.
Figura 4.1 Metodología empleada para el desarrollo del caso de estudio.
Soldadura en cámara
presurizada
Preparación y corte
MetalografíaAnálisis con microscopio
óptico
Medición de la dilución con
estereoscopio
Perfil de microdureza
Comparación Conclusión
85
4.2 Materiales y equipos
A continuación se describe detalladamente el material y equipo utilizado
para el desarrollo de la soldadura húmeda y análisis de las muestras.
Una cámara presurizada con una capacidad para 20 atmósfera de presión y un
sistema mecanizado para la sujeción del electrodo, desarrollado por el
Laboratorio de Robótica, Soldadura y Simulación de la Universidad Federal de
Minas Gerais. Belo Horizonte, Brasil.
Se utilizó una fuente de soldadura para ambiente marino marca Hiper-1 con
una capacidad de corriente de hasta 180 Amperes y 60 volts.
El metal base utilizado fue una placa laminada de acero inoxidable AISI 304
con un espesor de 0.375 pulgada. La composición química fue utilizada en
base al “ASTM A240/A240M 2005”, [37] y se muestra en la Tabla 4.1.
El metal de aporte utilizado fue un electrodo recubierto de acero inoxidable
SofTouch AWS E312-16 con un diámetro de 1/8” [9], la composición química
del metal de aporte fue determinada por el fabricante y fue comparada con la
clasificación “AWS-A5.4/A5.4M 2006” [38] y se muestra en la Tabla 4.2.
Los materiales y quipo utilizado en el análisis metalográfico se describen a
continuación.
Desbastadora de disco giratorio. Marca STRUERS, modelo KNUTH
ROTOR.
Lijas de carburo de silicio números: 120, 320, 800 y 1200.
Pulidora de disco giratorio. Marca STRUERS, modelo PLANOPOL.
Microscópio óptico. Marca OLYMPUS, modelo PMG-3.
Pasta de diamante de 1µ.
El ataque químico usado para revelar la microestructura fue Viella’s con
una composición química de 5 ml ácido clorhídrico “HCl”, 1 gramo de
86
ácido pícrico y 100 mL de etanol (95%). Número de ataque “80” del
ASTM E407-99 [39].
Estereoscopio marca OLYMPUS SZX10.
Durómetro marca FOTORE-TECH, modelo FM-7.
4.3 Experimento realizado
Las soldaduras fueron realzadas mediante el proceso de arco metálico
protegido (Manual Metal Arc Welding “MMAW”) en una cámara presurizada con
una capacidad para 20 atmósferas de presión y fue utilizada para simular una
profundidad de 10 m con agua dulce a presión. Tres depósitos de soldaduras
fueron realizada en posición plana sobre una placa de acero inoxidable austenítico
AISI 304 la cual fue soldada con un electrodo para soldadura húmeda SofTouch
E312-16. Una variación de corriente y tres diferentes entradas de calor fueron
usadas para la experimentación, los cuales se muestran en la Tabla 4.3.
El proceso fue llevado a cabo de forma mecanizada y la velocidad de la
soldadura fue controlada usando un posicionador para el electrodo recubierto
midiendo la longitud final de la soldadura divido entre el tiempo de soldadura se
obtuvo la velocidad de avance. La entrada de calor fue calculada utilizando la
ecuación número 1.
Ecuación No. 1: 𝐸𝑛𝑡𝑟𝑎𝑑𝑎 𝑑𝑒 𝑐𝑎𝑙𝑜𝑟 = (𝑉𝑜𝑙𝑡𝑎𝑗𝑒 (𝑉) × 𝐴𝑚𝑝𝑒𝑟𝑎𝑗𝑒 (𝐴) × 60
𝑉𝑒𝑙𝑜𝑐𝑖𝑑𝑎𝑑 𝑑𝑒 𝑎𝑣𝑎𝑛𝑐𝑒 (𝑐𝑚/𝑚𝑖𝑛)) ÷ 1000 = 𝐾𝐽/𝑐𝑚
Fuente: ASME Sección IX - QW-409 Características eléctricas [40].
Tabla 4.1 Composición química del metal base AISI 304. “Cortesita de ASTM A240/A240M” [37].
Tipo
AISI
Designación
UNS
Composición en porcentaje en peso (%)
C Mn Si Cr Ni P S N Fe
304 S30400 0.08 2.00 1.00 18.0-20 8.0-10.5 0.045 0.03 0.10 66.34 - 74
87
Tabla 4.2 Composición química del metal del aporte SofTouch E 312-16 [9], comparado con la
especificación de AWS-A5.4/A5.4M-2006 [38].
Clasificación
AWS Descripción C Cr Ni Mo Nb Mn Si P S N Cu
AWS
E312-XX W31310 0.15
28.0–
32.0
8.0–
10.5 0.75 —
0.5–
2.5 1.00 0.04 0.03 — 0.75
Broco
E312-16 SofTouch 0.12 29.3 9.40 — — 1.80 0.56 0.022 0.021 — —
Tabla 4.3 Parámetros de soldadura.
PARÁMETROS Cordón 1 Cordón 2 Cordón 3
Corriente (A) 90 110 120
Voltaje (V) 26 28.15 28.9
Presión (Atm) 1 1 1
Profundidad (m) 10 10 10
∢ Angulo de trabajo 0° 0° 0°
∢ Angulo de avance 60° 60° 60°
Velocidad de avance (cm/min) 20.7 20.7 20.7
Entrada de Calor (KJ/cm) 6.78 8.98 10.05
Posteriormente se realizó la metalografía y el análisis de la estructura
utilizando un microscopio óptico, y se dimensiono la soldadura, las áreas del
refuerzo y penetración de la soldadura con la ayuda de un estereoscopio para
determinar el porcentaje de dilución.
Una vez realizado la medición de la dilución se calculó el cromo y níquel
equivalente del acero y el metal de aporte en base a la composición química
siguiendo las fórmulas de las ecuaciones 2 y 3 del diagrama WRC-1992 (Figura
4.9) para determinar un aproximado del número de ferrita en la soldadura y el tipo
de solidificación, y así poder conocer la relación de la susceptibilidad al
agrietamiento de solidificación en la soldadura (Figura 4.8).
Ecuación 2: 𝑁𝑖𝑒𝑞 = 𝑁𝑖 + 35𝐶 + 20𝑁 + 0.25𝐶𝑢
Ecuación 3: 𝐶𝑟𝑒𝑞 = 𝐶𝑟 + 𝑀𝑜 + 0.7𝑁𝑏
Fuente de las formulas: Diagrama WRC-1992. De Kotecki y Siewert et al [27].
88
Una vez teniendo todo los datos antes mencionados, se procedió a realizar
la medición del perfil de microdureza como se muestra en la Figura 4.2.
Figura 4.2 Medición del perfil de microdureza.
4.4 Resultados
La microestructura obtenida del metal base se muestra en la Figura 4.3
encontrando una estructura de granos austeníticos equiaxiales y ferrita delta en
los límites de granos. La microestructura obtenida se comparó con las
microestructuras de la Figura 4.4b presentada por el ASM HandBook Vol. 9 [41], la
cual es una microestructura de un acero inoxidable 304 recocido por 5 minutos a
1065 °C (1950 °F), y enfriado al aire, y la estructura consiste de granos
austeníticos equiaxiales, maclas de recocido y pequeñas inclusiones alargadas.
Por lo cual la microestructura apunta que material base utilizado tiene un proceso
de recocido durante su fabricación.
Figura 4.3 Metalografía del metal base AISI 304, Estructura de granos austeníticos equiaxiales con presencia de ferrita en los límites de grano. (a) 200X ataque 35s, (b) 500X a 12s y (c) 500X a
12s atacado con vilella´s.
89
Figura 4.4 a y b) Acero inoxidable AISI 304 recocido por 5 minutos a 1065 °C (1950 °F), y enfriado al aire. a) atacado a 10 mL HNO3, 10 ml ácido acético, 15 ml HCl, and 2 gotas de glicerol. 250X. b) Electrolítico: HNO3 ácido acético, y luego 10% ácido oxálico. 100X.” ASM HandBook Vol. 9 [41]. c)
Metal base de prueba 100X atacado con vilella’s.
En la metalografía a y b de la Figura 4.4, se observa que la microestructura
fue revelada atacada con dos diferentes químicos, ASM HandBook Vol. 9 [41] en
el cual la metalografía “a” tiene una estructura de granos austeníticos equiaxiales y
maclas de recocido y en la metalografía “b” se presenta la misma estructura solo
con la aparición de pequeñas inclusiones alargadas, y se observa que la
microestructura “c” que fue la experimentada es parecida a la “b”, solo que esta
fue revelada con vilella´s.
En la Figura 4.5 se presenta los perfiles de las soldaduras obtenidas, en las
cuales se puede observar que en las tres soldaduras que se llevaron a cabo a una
presión de 1 atmósfera simulando una profundidad de 10 metros se encontró la
aparición de poros, y claramente se aprecia que el tamaño de la porosidad fue
aumentando a medida que la entrada de calor era mayor a una presión contante,
como se observa en la Figura 4.6a.
Las dimensiones de la soldadura se muestran en la Figura 4.6b y de
acuerdo a la gráfica de la geometría de la soldadura, donde las medidas son: 1
ancho, 2 altura y 3 penetración de la soldadura, se observó que el ancho y la
altura de refuerzo aumenta con respecto al incremento de la entrada de calor,
mientras que la penetración fue menor para la soldadura de 110 A.
90
Figura 4.5 Perfil de soldadura. 1) 90, 2) 110 y 3) 120 Amp.
a) b)
Figura 4.6 a) Relación del tamaño de poros y b) relación de la geometría de las soldaduras.
Una vez teniendo las dimensiones de la soldadura, se realizó la medición
de las áreas de refuerzo y de penetración de la soldadura con el estereoscopio,
para el porcentaje de la dilución se calculó con la ecuación 4, donde A es el área
de penetración y B el área del refuerzo de soldadura, los resultados obtenidos se
presentan en la Tabla 4.4, y la gráfica que representa la dilución de las tres
soldadura se muestra en la Figura 4.7.
Ecuación 4: 𝐷𝑖𝑙𝑢𝑐𝑖ó𝑛 = 𝐵
𝐴+𝐵 × 100%
Tabla 4.4 Resultado del dimensionamiento de la soldadura y cálculo de la dilución
Amperaje (A)
Calor de entrada (KJ/cm)
Área A (mm2)
Área B (mm2)
Dilución (%)
Ancho de la soldadura
(mm)
Altura de la corona
(mm)
Penetración (mm)
90 6.78 6551.74 1146.02 14.89 4.95 1.89 0.50
110 8.98 16190.22 1777.47 9.89 7.92 2.91 0.40
120 10.05 16615.33 3102.22 15.73 8.62 2.79 0.63
91
Figura 4.7 Gráfica del % de dilución en la soldadura. 1) 90, 2) 110 y 3) 120 Amp.
Posteriormente se procedió a calcular el níquel y cromo equivalente de
acuerdo a la ecuación 2 y 3, respectivamente. Los resultados se muestran en la
Tabla 4.5, luego se trazaron los puntos en el diagrama WRC-1992 para el metal
base y metal de aporte uniéndolos cada uno de ellos, con el porcentaje de dilución
y el diagrama, se estimó el número de ferrita y la predicción del tipo de
solidificación, en la Figura 4.9 se muestra el trazo en el diagrama WRC-1992.
Tabla 4.5 Resultados del Cr y Ni equivalente.
Creq Nieq Creq/Nieq
Metal base 19 13.8 1.38
Electrodo 29.3 13.6 2.15
En la Figura 4.8 se representa el Creq/Nieq obtenido de los resultados de la
Tabla 4.5, la susceptibilidad al agrietamiento en la soldadura será mucho menor
que en el metal base debido al elevado contenido Creq/Nieq, y la predicción de la
microestructura en la soldadura será completamente ferrítica.
Como se puede observar en la Figura 4.9 las líneas azules representan la
proyección del Cr y Ni equivalente del acero inoxidable austenítico AISI 304, y las
líneas rojas representan la intersección del electrodo E-312-16, una vez teniendo
los dos puntos en la gráfica se unen las dos intersecciones con la línea verde y
con el porcentaje de dilución de cada soldadura se proyecta en la línea verde para
obtener un aproximado del número de ferrita que se espera en la soldadura y el
tipo de solidificación.
92
Figura 4.8 Representación de la susceptibilidad al agrietamiento de solidificación en la soldadura
de acuerdo al Creq/Nieq [13].
Figura 4.9 Proyección de los resultados de Cr y Ni equivalente en el diagrama WRC-1992 [27].
93
Para este caso los resultados en las tres soldadura fueron una solidificación
tipo F, todas con un número mayor de 45 FN, esto se debe al porcentaje elevado
de Creq/Nieq el cual fue 1.38 para el metal base y 2.15 para el electrodo. Sin
embargo con este tipo de solidificación se previene en gran porcentaje el
agrietamiento en caliente ya que el contenido de ferrita es mayor que 3 FN en %
en peso. La fase primaria que se espera en la soldadura será ferrita. Los
resultados se muestran en la Tabla 4.6.
Tabla 4.6 Resultados del modo de solidificación y número de ferrita obtenidos en % en peso.
Espécimen Corriente
(A) Modo de
solidificación Número de
ferrita
1 90 Tipo F 53
2 110 Tipo F 60
3 120 Tipo F 48
En la Figura 4.10 se presenta la microestructura de la prueba soldada a 120
amperes el cual se muestra desde el metal base, zona afectada por el calor y
soldadura.
De acuerdo a las metalografías tomadas en cada sección de la soldadura
se observa que en la microestructura 3, el tamaño de grano sufrió un refinamiento
comparado con el tamaño de grano original en la metalografía 2. A medida que se
acerca a la interface del metal base - soldadura, ocurrió una trasformación de
austenita a ferrita widmanstatten secundaria en los límites de granos austeníticos
y ferrita acicular durante el proceso de soldadura. Esto se cree que es debido al
elevado contenido de Cr en la soldadura con respecto al metal base, el cual tiene
una relación de 1 a 1.6 de Creq/Nieq, y ya que es un elemento Alfágeno, al
mezclarse con el metal base en la zona afectada por el calor promueve la
formación de ferrita en la interface y esto es porque el metal base no cuenta con el
suficiente contenido de níquel para mantener la estructura en austenita.
94
Figura 4.10 Perfil de metalografía en la muestra de 120 A. 1) Metal base, 3, 4, 5 y 6) Zona
afectada por el calor, 7, 8 y 9) soldadura. Observadas a 500X.
Sin embargo, en la soldadura como el metal de aporte tiene contenidos de
cromo y níquel altos, la microestructura que se presentó fue ferrita primaria con
granos de austenita globular. Durante el calentamiento del ciclo térmico de la
soldadura la austenita nuclea y crece en dos diferentes morfología, globular y
acicular, y si no tiene el suficiente contenido de níquel esta puede transformar a
martensita, durante un enfriamiento rápido [42]. Sin embargo, para el caso de la
soldadura el níquel es lo suficientemente alto para mantener estable la austenita a
temperatura ambiente.
95
Por último, se realizó la medición de la microdureza Vickers como se
muestra en la Figura 4.2, se observa una mayor dureza en la soldadura que en el
metal base, y esto se debe al mayor contenido de carbono en la soldadura. La
gráfica de la microdureza se muestra en la Figura 4.11, lo cual se observó que a
medida que se incrementaba el amperaje en la soldadura, los valores de dureza
aumentaron en la zona afectada por el calor, debiendo a que a mayor amperaje
ocurre mayor difusión de carbono en la interface de la soldadura mejorando las
propiedades mecánicas.
Figura 4.11 Gráfica de microdureza en Vickers, representando las tres soldaduras.
96
CAPÍTULO 5. CONCLUSIONES
En base a los resultados obtenidos del caso de estudio de fases presentes,
propiedades mecánicas (microdureza) y experimentación de las uniones
realizadas mediante soldadura húmeda en aceros inoxidables austeníticos serie
300 por el proceso MMAW (electrodo revestido) en ambiente húmedo, se puede
apreciar lo siguiente:
Los aceros inoxidables austeníticos serie 300 tienen muy buena soldabilidad,
pero para lograr esto depende ampliamente del cuidado y la selección del
metal de aporte y metal base adecuado para llevar a cabo un proceso de
soldadura bajo el agua.
Hay que tomar en cuenta el tipo de aceros inoxidable para someterlo a los
ambientes húmedo, ya que algunos acero inoxidable austeníticos al estar en
contacto con agua salada ocurre un fenómeno de agrietamiento por corrosión
bajo tensión” (Stress corrosion cracking) debido a la sensitización de material.
Para evitar el agrietamiento de solidificación en los aceros inoxidables
austeníticos, hay que procurar seleccionar un metal de aporte el cual
proporciona una solidificación tipo FA con un porcentaje de ferrita de 3 a 20
FN.
Se pudo comprobar que la soldadura de los aceros inoxidables austeníticos en
ambiente húmedo es muy buena hasta una profundidad de 10 metros ya que al
aumentar la profundidad a 50 y 100 metros, se formará mucha porosidad en la
soldadura disminuyendo las propiedades mecánicas.
97
Cuando ocurre una solidificación tipo F, debido al elevado contenido de cromo
y níquel en el metal de aporte, la estructura resultante será ferrita primaria con
austenita globular, proporcionando una dureza mayor que el metal base, lo
cual se estima que tendrá una buena resistencia mecánica.
98
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101
LISTADO DE TABLAS
Tabla 2.1 Electrodos para soldadura bajo el agua y requisitos de corrientes recomendados ........ 17
Tabla 2.2 Breve historia de los aceros inoxidables. (13) ................................................................. 18
Tabla 2.3 Rango de composición de los aceros inoxidables austeníticos estándar. (13) ............... 22
Tabla 2.4 Composición de los aceros inoxidables austeníticos. ...................................................... 23
Tabla 2.5 Composición química del acero inoxidable austenítico 316 ............................................ 33
Tabla 2.6 Composición química detallada del acero inoxidable austenítico 304 y 316. (18) .......... 34
Tabla 2.7 Propiedades mecánicas mínimas a temperatura ambiente de aceros inoxidables austeníticos forjado (ASM Handbook, Vol. 6, p.468.) ....................................................................... 41
Tabla 2.8 Propiedades mecánicas mínimas de aceros inoxidables austeníticos común en metales de soldadurasa ................................................................................................................................... 42
Tabla 2.9 Tenacidad a la fractura a 4 K (-269 °C) para metales base y soldados de aceros inoxidables austeníticos .................................................................................................................... 44
Tabla 2.10 Composición en porcentaje en peso del acero inoxidable AISI tipo 316LN. (25) .......... 45
Tabla 2.11 Proporción de intensidad de los puntos por difracción de Rayos-X para dos fases diferentes en función sobre el tiempo de envejecimiento. (25) ........................................................ 47
Tabla 2.12 Tipos de solidificación, reacciones, y microestructuras resultantes .............................. 49
Tabla 2.13 Efecto benéfico propuesto de ferrita para la prevención del agrietamiento de solidificación en la soldadura. ........................................................................................................... 67
Tabla 4.1 Composición química del metal base AISI 304. “Cortesita de ASTM A240/A240M” [37]. ........................................................................................................................................................... 86
Tabla 4.2 Composición química del metal del aporte SofTouch E 312-16 [9], comparado con la especificación de AWS-A5.4/A5.4M-2006 [38]. ................................................................................ 87
Tabla 4.3 Parámetros de soldadura. ................................................................................................ 87
Tabla 4.4 Resultado del dimensionamiento de la soldadura y cálculo de la dilución ...................... 90
Tabla 4.5 Resultados del Cr y Ni equivalente. ................................................................................. 91
Tabla 4.6 Resultados del modo de solidificación y número de ferrita obtenidos en % en peso. ..... 93
LISTADO DE FIGURAS
Figura 2.1 Extracción de un hábitat de soldadura [5]. ....................................................................... 9
Figura 2.2 Representación de un hábitat de soldadura instalada en un ducto en el océano. ......... 10
Figura 2.3 Soldadura húmeda [2]. .................................................................................................... 12
Figura 2.4 Esquema del proceso de soldadura húmeda MMAW [3]. .............................................. 13
Figura 2.5 Componentes del proceso de soldadura MMAW [7]. ..................................................... 14
Figura 2.6 Cables conductores de diversos diámetros .................................................................... 15
Figura 2.7 Porta electrodo para soldadura bajo el agua. ................................................................. 16
102
Figura 2.8 Diagrama de fase en equilibrio del Fe-Cr. [14] .............................................................. 25
Figura 2.9 Diagrama en equilibrio de aleaciones de hierro-cromo: A) aleaciones martensítica; B) Aleaciones semi-ferríticas; C) Aleaciones ferríticas. [15] .................................................................. 26
Figura 2.10 Efecto del carbono sobre la expansión del campo de fase austenita [13]. .................. 27
Figura 2.11 Diagrama de equilibrio del Hierro–Cromo–Carbono con 0.1% de carbono [16]. ......... 28
Figura 2.12 Estructura de un acero de bajo carbono y 18% de Cr con respecto al contenido de níquel y la temperatura. Debajo del 5-6% de níquel, la austenita que se forma puede transformar a martensita. [15] .................................................................................................................................. 29
Figura 2.13 Sección pseudobinaria del sistema ternario Fe–Cr–Ni. (a) 70% en peso de Fe y (b) 60% en peso de Fe [13]. ................................................................................................................... 30
Figura 2.14 Diagrama de Schaeffler. Efecto de elementos de aleación sobre la estructura básica de los aceros inoxidables Cr-Ni. [17] ................................................................................................ 32
Figura 2.15 Efecto del carbono en solución sólida sobre el límite de cedencia del hierro [20]. ...... 35
Figura 2.16 Efecto del número de ferrita sobre la tenacidad a la fractura criogénica del tipo 316L con soldadura por arco metálico protegido ....................................................................................... 43
Figura 2.17 Variación de resistencia a la cedencia y la resistencia última a la tensión con un envejecimiento a 850 °C (1123 K) [25]. ............................................................................................ 45
Figura 2.18 (a) Variación en reducción de área. (b) Variación en la elongación total. Los dos con un envejecimiento a 850 °C (1123 K) [25]. ....................................................................................... 46
Figura 2.19 Dependencia del porcentaje en peso de precipitados extraído sobre el tiempo de envejecimiento [25]. .......................................................................................................................... 46
Figura 2.20 Relación del tipo de solidificación para el diagrama de fases pseudobinario [13]. ...... 49
Figura 2.21 Solidificación tipo A, completamente austenítico [26]................................................... 50
Figura 2.22 Microestructura resultante de la zona de fusión de la solidificación (Tipo A) completamente austenítico. [13]. ..................................................................................................... 51
Figura 2.23 Microestructura de la zona de fusión resultante de la solidificación Tipo AF [26]. ...... 52
Figura 2.24 Microestructura de la zona de fusión resultante de la solidificación Tipo AF [13]. ...... 53
Figura 2.25 Solidificación Tipo FA: (a) Ferrita esquelética; (b) Morfología lathy [26]. ..................... 55
Figura 2.26 Microestructura de la zona de fusión como resultado de una solidificación FA: (a) ferrita esquelética; (b) ferrita lathy [13]. ............................................................................................. 56
Figura 2.27 Solidificación esquemática del Tipo F: (a) ferrita acicular; (b) Ferrita y austenita Widmanstatten. [26] .......................................................................................................................... 58
Figura 2.28 Microestructura de la zona de fusión resultante de la solidificación F: Nuclea austenita Widmanstatten de la austenita a lo largo de los límites de grano de ferrita. Esta microestructura es muy inusual en los aceros inoxidables austeníticos [13]. ................................................................. 59
Figura 2.29 Ferrita a lo largo de los límites de grano de austenita en la ZAC de acero inoxidable tipo 304L [13]. .................................................................................................................................... 61
Figura 2.30 Diagramas de fase calculados usando ThermoCalc (a) Fe–18Cr–10Ni–1.5Mn–0.5Si–0.04N, variable C; (b) Fe–10Ni–1.5Mn–0.5Si–0.04C–0.04N, variable Cr [13]. ................................ 62
Figura 2.31 Agrietamiento de solidificación en la soldadura en muestras Varestraint probados a 5% de tensión (a) metal de soldadura completamente austenítico (FN 0) y (b) metal de soldadura con FN 6 - modo de solidificación FA [13]. ............................................................................................ 64
103
Figura 2.32 Susceptibilidad al agrietamiento de solidificación en la soldadura en función de la composición basado sobre los datos de Verestraint [13]. ................................................................ 65
Figura 2.33 Diagrama WRC-1992 (De Kotecki y Siewert [27]. Cortesía de la American Welding Society). ............................................................................................................................................. 66
Figura 2.34 Efecto del tipo de solidificación sobre la tortuosidad en el límite de grano: (a) Solidificación A; Solidificación FA con ferrita esqueletal. (De Brooks et al [29] Cortesía de American Welding Society.)............................................................................................................................... 68
Figura 2.35 Diagrama de Suutala para predecir el agrietamiento de solidificación en la soldadura en base a la composición del metal de soldadura. (De Kujanpää et al. [30].) .................................. 69
Figura 2.36 Uso del diagrama WRC-1992 para predecir el comportamiento de solidificación y número de ferrita [13]. ....................................................................................................................... 71
Figura 2.37 Ataque intergranular en la ZAC de un acero inoxidable austenítico [13]. .................... 73
Figura 2.38 Precipitación de carburos en el límite de grano y agotamiento del cromo local [13]. .. 74
Figura 2.39 Corrosión intergranular: (a) ataque en el límite de grano en la ZAC de un tipo 304 (C 0.06% en peso); (b) agotamiento adyacente de Cr por el carburo en el límite de grano [13] .......... 75
Figura 2.40 Curva del M23C6 tiempo – Temperatura – Precipitación para una aleación 18Cr–8Ni con contenido de carbono variable (de Peckner and Bernstein [31] Cortesía de McGraw-Hill.) ...... 76
Figura 2.41 Curva de Copson del SCC para los aceros inoxidables, la región sombreada representa el rango de la mayoría de los aceros inoxidables austeníticos (77). .............................. 79
Figura 3.1 Muestra del perfil del cordón de los especímenes. ......................................................... 81
Figura 3.2 Foto del cordón de la soldadura y radiografía. Con electrodo E6013, en acero A36 a 50 metros de profundidad. ..................................................................................................................... 82
Figura 4.1 Metodología empleada para el desarrollo del caso de estudio ...................................... 84
Figura 4.2 Medición del perfil de microdureza. ................................................................................ 88
Figura 4.3 Metalografía del metal base AISI 304, Estructura de granos austeníticos equiaxiales con presencia de ferrita en los límites de grano. (a) 200X ataque 35s, (b) 500X a 12s y (c) 500X a 12s atacado con vilella´s. ......................................................................................................................... 88
Figura 4.4 a y b) Acero inoxidable AISI 304 recocido por 5 minutos a 1065 °C (1950 °F), y enfriado al aire. a) atacado a 10 mL HNO3, 10 mL ácido acético, 15 mL HCl, and 2 gotas de glicerol. 250X. b) Electrolítico: HNO3 ácido acético, y luego 10% ácido oxálico. 100X.” ASM HandBook Vol. 9 (40). c) Metal base de prueba 100X atacado con vilella´s. ....................................................................... 89
Figura 4.5 Perfil de soldadura. 1) 90 Amp. 2) 110 Amp. 3) 120 Amp. ............................................. 90
Figura 4.6 a) Relación del tamaño de poros y b) relación de la geometría de las soldaduras. ....... 90
Figura 4.7 Gráfica del % de dilución en la soldadura. 1) 90 Amp, 2) 110 Amp y 3) 120 Amp. ....... 91
Figura 4.8 Representación de la susceptibilidad al agrietamiento de solidificación en la soldadura de acuerdo al Creq/Nieq (13). .......................................................................................................... 92
Figura 4.9 Proyección de los resultados de Cr y Ni equivalente en el diagrama WRC-1992. (27) . 92
Figura 4.10 Perfil de metalografía en la muestra de 120 A. 1) Metal base, 3, 4, 5 y 6) Zona afectada por el calor, 7, 8 y 9) soldadura. Observadas a 500X. ....................................................... 94
Figura 4.11 Gráfica de microdureza en Hardness Vickers, representando las tres soldaduras. .... 95
