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1.- INTRODUCCIÓN Los aceros inoxidables se definen como aquellas aleaciones hierro-carbono que contienen cromo en una proporción mayor a 10.5% en peso. El cromo juega un importante rol en la propiedad de estas aleaciones de pasivarse en un ambiente oxidante, por la formación de una película superficial de óxido de cromo que sirve de protección del metal frente a la corrosión. Los aceros inoxidables pueden solidificar en microestructuras austeníticas o ferríticas, o una combinación de ambas. Además pueden formarse compuestos intermetálicos en un rango de temperaturas intermedio. En base a la composición y estructura cristalina, los aceros inoxidables se clasifican en cuatro grupos: ferríticos, austeníticos, martensíticos y dúplex. Los aceros inoxidables ferríticos poseen estructura cristalina BCC y exhiben ferromagnetismo, similar al hierro puro a temperatura ambiente. Estas aleaciones contienen desde 12% a 30% de cromo, con pequeñas cantidades de elementos de aleación como C, Mo, Si, y Ti. Dado que el C es un estabilizador de austenita y forma carburos (reduce resistencia a la corrosión), usualmente su contenido está bajo el 0.12%. En búsqueda de mejorar la resistencia a la corrosión, u otras propiedades como la soldabilidad, otros elementos son agregados en pequeñas cantidades. La ventaja de los inoxidables ferríticos, teniendo relativamente alto contenido de Cr, es su excelente resistencia a la corrosión bajo tensión, por picadura y en grietas, en ambientes clorados. Sin embargo, los inoxidables ferríticos convencionales son generalmente restringidos en uso debido a su elevada tendencia a precipitación de fases secundarias que lleva a problemas en la soldabilidad. Una nueva generación de inoxidables ferríticos, frecuentemente llamados superferríticos, ha sido desarrollada por reducción de los contenidos de C y N. En adición a las altas propiedades de corrosión, estas aleaciones poseen buena ductibilidad, conformabilidad y soldabilidad. Los aceros inoxidables austeníticos son aleaciones no magnéticas que generalmente contienen 16 a 25% de Cr y desde un 7 a un 20% de Ni. Este tipo de aleación posee una elevada conformabilidad debido a su estructura FCC, y en términos generales son fácilmente soldables (mejor que los ferríticos). Su estructura cristalina es obtenida por la adición de un fuerte estabilizador de austenita, típicamente Ni. La adición de estabilizadores de austenita, como C, N y Mn, puede producir inoxidables que tengan excelentes propiedades mecánicas a temperaturas criogénicas y elevadas. Las aleaciones austeníticas no pueden ser endurecidos por tratamientos térmicos, pero si por conformado en frío (en cuyo caso es posible que se vuelvan ligeramente magnéticas). Altos contenidos de C puede resultar en la formación de carburos en los límites de grano durante enfriamientos lentos, haciéndolos susceptibles a corrosión intergranular. Esta dificultad puede evitarse en cierto grado disminuyendo el contenido de C o bien añadiendo un elemento aleante que se combine con el carbono existente. Los aceros inoxidables dúplex (AID) presentan numerosas ventajas sobre los aceros inoxidables austeníticos y ferríticos tradicionales. La resistencia mecánica de los AID es aproximadamente el doble de los aceros inoxidables austeníticos, combinada con una buena tenacidad. Presentan una elevada resistencia a la corrosión bajo tensión y la corrosión localizada en medios clorados. Su soldabilidad es superior a los aceros inoxidables ferríticos.

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Los AID surgieron en la década del 30 y desde entonces estas aleaciones han sufrido numerosas modificaciones, que van desde su composición hasta las tecnologías usadas en su producción. Los AID modernos poseen una excelente resistencia a la corrosión y buenas propiedades mecánicas. Esta combinación de propiedades ha popularizado su uso en ambientes altamente agresivos. Con el interés de mejorar la resistencia a la corrosión, las aleaciones más recientemente introducidas en el mercado, llamadas aceros inoxidables superdúplex (AISD), poseen una mayor cantidad de elementos de aleación. Por esto, esta modificación torna a estos materiales más susceptibles a la precipitación de fases intermetálicas. Un gran campo de aplicaciones industriales de los AID está en los sectores químico, petroquímico, alimenticio, de papel y celulosa, generalmente en equipos cuya fabricación envuelve operaciones de soldadura. Si la soldadura no fue ejecutada con los debidos cuidados, las ventajas de los AID y AISD sobre los aceros inoxidables tradicionales pueden ser perdidas. La mayor parte de la tecnología en soldadura asociada con los AID ha sido generada para aplicaciones en plataformas petroleras mar adentro, donde se da mayor énfasis a las propiedades para baja temperatura de la unión soldada. Considerando que cada vez es más frecuente el uso de los AID en el país, principalmente en la industria de la celulosa, y teniendo en cuenta las dificultades que se han presentado para ser soldados en terreno, se hace necesario estudiar su soldabilidad con el objeto de conocer e identificar las variables y parámetros con mayor influencia en las propiedades de las uniones soldadas. 1.2.- Objetivos Generales El objetivo del presente trabajo es profundizar en el conocimiento de la soldabilidad de los aceros inoxidables dúplex, con la finalidad de determinar los parámetros necesarios para la obtención de una unión soldada de buena calidad, desarrollando una Especificación de Procedimiento de Soldadura (WPS) y Registro de Calificación de Procedimiento (PQR). 1.3.- Objetivos Específicos • Revisión bibliográfica para conocer los defectos más comunes. • Normas que se aplican para determinar la soldabilidad. • Ensayos que se pueden aplicar para obtener los parámetros de una soldadura de buena

calidad. • Establecer criterios de selección de parámetros para una soldadura de calidad.

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2 ACEROS INOXIDABLES DÚPLEX Los aceros inoxidables dúplex son materiales basados en el sistema Fe-Cr-Ni. Su composición química y procesamiento termomecánico les confieren una microestructura bifásica con proporciones aproximadamente iguales de ferrita y austenita. Típicamente poseen 20 a 30% de cromo y 5 a 10% de níquel, con cantidades mucho más bajas de carbono (menores de 0.03%) y con adiciones de nitrógeno, molibdeno, tungsteno y cobre. Su microestructura bifásica balanceada les confiere una buena resistencia a la corrosión bajo tensión, alta resistencia a la corrosión intergranular y excelentes propiedades mecánicas. Así mismo, si la proporción de austenita aumenta, la resistencia a la corrosión bajo tensión y la resistencia mecánica disminuyen. Por otro lado, si la proporción de ferrita aumenta, disminuye la tenacidad del material. Los AID poseen un alto nivel de resistencia a la corrosión en la mayoría de los ambientes donde se usan los inoxidables austeníticos; sin embargo, existen algunos casos notables donde son rotundamente superiores. Estos resultados provenientes de su alto contenido de cromo, el cual es beneficioso en la oxidación por ácidos, junto con suficiente contenido de molibdeno y níquel proporcionan la resistencia en ambientes de ácidos reductores. Un contenido relativamente alto de cromo, molibdeno y nitrógeno también dan una muy buena resistencia a la corrosión en grietas (crevice) y por picadura (pitting). Su estructura dúplex es una ventaja en ambientes que potencialcialmente produzcan agrietamiento por corrosión bajo tensión (SCC) por cloruro. Si las microestructuras contienen al menos 25 o 30% de ferrita, los dúplex son lejos más resistentes a la SCC que los aceros austeníticos 304 o 316. La ferrita es, sin embargo, susceptible a fragilización por hidrógeno; así, los aceros dúplex no poseen alta resistencia en ambientes o aplicaciones donde pueda introducirse hidrógeno al metal. Presentan bajos coeficientes de expansión térmica, similar a los inoxidables ferríticos, que los tornan aconsejables para su uso en condiciones de ciclos térmicos, a temperaturas de aplicación menores que 300ºC. La conductividad térmica es mayor que los inoxidables austeníticos, lo que sumado a la baja expansión térmica, los hacen buenos candidatos a utilizar en intercambiadores de calor. Son fuertemente magnéticos debido a la presencia de ferrita, permitiendo el uso de fijadores magnéticos durante el proceso de maquinado y otros. Las propiedades mecánicas de los AID son resultado de la combinación de la composición química y de las propiedades de la ferrita y la austenita, principalmente de la ferrita, que tiene mayor límite de fluencia que la austenita. Así, el límite de fluencia de los AID es alto comparado con los aceros inoxidables austeníticos (casi el doble). Presentan alta resistencia a la tracción y con un porcentaje de elongación de hasta 25%. La resistencia al impacto tiene un valor intermedio entre los aceros inoxidables austeníticos y ferríticos. La mayor resistencia a tracción de los AID permite importantes reducciones de la sección resistente, obteniéndose grandes economías de peso. Además, debido a la excelente resistencia a la corrosión, la vida útil del equipamiento puede ser prolongada, dependiendo de la aplicación y de el material que esta siendo sustituido por el AID. De esta forma, estos materiales se tornan bastante atractivos del punto de vista económico. Dependiendo de la norma de fabricación aplicada y del material

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sustituido, la economía en peso puede llegar al 50% [1]. La tabla 2.1 muestra la economía en peso alcanzada cuando un acero inoxidable austenítico AISI 316L es sustituido por un AID UNS S31803 Tabla 2.1. Economía en peso alcanzada por la sustitución de acero inoxidable austenítico AISI 316L por AID

UNS S31803, con la aplicación de diversos códigos [1] Esfuerzo Admisible (e>5 mm, 20ºC)

[MPa] Código País AISI 316 L UNS S31803

Economía en peso [%]

ASME VIII EEUU 115 155 26 CODAP 90, f.1 Francia 170 275 38 BS 5.500 Inglaterra 150 289 48 ADW 2 Dinamarca 150 300 50

La microestructura típica de un AID laminado (figura 2.1.a) es formada por láminas (policristalinas) alternadas de ferrita (α) y austenita (γ). Sus fases en equilibrio pueden ser evaluadas usando una sección vertical con Fe constante del diagrama ternario Fe-Cr-Ni. La figura 2.2 muestra un diagrama seudo-binario 70%Fe-Cr-Ni, de la solidificación ferrítica de un AID de composición química típica. A medida que avanza el enfriamiento, parte de esa ferrita se transforma, en estado sólido, en austenita. De este modo, a temperatura ambiente, se tiene una estructura bifásica α/γ, mientras la condiciones de enfriamiento no impongan la formación de otras fases, las cuales serán discutidas más adelante.

Figura 1.1. Microestructura típica de los aceros inoxidables dúplex: (a) Fundido, (b) Laminado [2]

El mecanismo de descomposición de la ferrita en austenita en los AID depende de la temperatura en la cual ésta se da. A temperaturas elevadas (650-1200ºC), que es como ocurre en condiciones normales de fabricación de los AID, la austenita es formada por nucleación y crecimiento y sigue una curva de cinética en “C”. Posteriormente a temperaturas más bajas (300-650ºC) la transformación puede ser un proceso atérmico, similar a lo ocurrido en la transformación de martensita.

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Figura 2.1: Sección vertical con Fe constante (70%) del diagrama ternario Fe-Cr-Ni

La microestructura formada depende de la composición química de la aleación, del tratamiento termomecánico y de las condiciones de enfriamiento. En el caso que una aleación sea enfriada rápidamente desde un campo ferrítico, la formación de austenita puede ser parcialmente impedida. Cuando los AID son comparados con los aceros inoxidables austeníticos y ferríticos convencionales, poseen una excelente combinación de propiedades mecánicas, que como ya se dijo se debe al balance de fase entre la ferrita y austenita, condición que se logra mediante tratamiento de solubilización seguido de un enfriamiento rápido, con el fin de evitar la precipitación de otras fases. Esta precipitación, a partir de la ferrita, puede llevar a una seria reducción de la tenacidad y de la resistencia a la corrosión de estos aceros. Según la temperatura a la cual acontece, la fragilización de los AID puede ser dividida en dos grupos: Fragilización de baja temperatura: también llamada fragilización a 475ºC, que normalmente acontece en un rango de temperatura de 300 a 500ºC. Este tipo de fragilización limita la temperatura máxima de aplicación de servicio de los AID. Fragilización de alta temperatura: ocurre en el rango de temperatura de 600 a 1000ºC. Donde precipitan diversas fases intermetálicas (σ, χ, τ, R, Cr2N…). La fragilización a baja temperatura normalmente ocurre durante la utilización de equipos en servicio. Por otro lado, la fragilización a temperatura elevada generalmente acontece durante la fabricación y/o tratamiento térmico post-soldadura del equipo. En ambos los tipos de fragilización, las propiedades mecánicas pueden ser deterioradas. La precipitación de las fases intermetálicas, de α’ y γ2 también puede causar una importante disminución en la resistencia a la corrosión de los AID, comprometiendo el desempeño del material.

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La amplia utilización que han tenido los AID en las últimas décadas se debe principalmente a su excelente resistencia a la corrosión localizada (picadura y grietas) y a la corrosión bajo tensión, sumada a sus propiedades mecánicas. Entre la gran variedad de AID disponibles hoy en el mercado se tienen aleaciones con una gama de resistencia a la corrosión similar a los aceros inoxidables austeníticos tradicionales, las aleaciones con Mo elevado y algunas en base a Ni. 2.1 PRECIPITACIÓN EN LOS ACEROS INOXIDABLES DÚPLEX Como fue mencionado, además de la ferrita y la austenita, otras fases pueden precipitar en los AID en un rango de temperaturas de 300 a 1000ºC. La exposición del material en estas temperaturas puede acontecer como resultado de las condiciones de servicio, de ciclos térmicos de soldadura o de tratamientos térmicos. La figura 2.2 presenta, esquemáticamente, las curvas TTT para fases que pueden precipitar en la ZAT, como: fases intermetálicas, austenita secundaria (γ2) y α’. La Tabla 2.2 resume las principales características de algunas de las fases más comunes que pueden precipitar en los AID. Tanto las propiedades mecánicas, principalmente la tenacidad, como la resistencia a la corrosión pueden ser perjudicadas de diversas formas, dependiendo de la fase presente.

Figura 2.2. Diagrama TTT esquemático de precipitación de fases secundarias en los AID [2]

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Tabla 2.2 Fases observadas en los AID [2,3]

Composición Química [%] Fase (Fórmula Química)

Estructura Cristalina

Rango de Temperatura

Fe Cr Ni Mo Otros

Ferrita(a) bcc - 54,5 27,9 8,4 2,9 0,05N

Austenita(a) fcc - 55,5 27 10 3,6 0,54N

Austenita Secundaria(a)

fcc 600-1000 56,8 25,3 11,2 2,4 0,19N

Nitruro(b) (Cr2N)

hexagonal 550-1000 4,6 85,5 - 4,8 5,1V N

Nitruro(b) (CrN)

fcc 550-1000 5,8 83,1 - 9,3 1,8 Mn N

Pi(b) (Mo13Fe7N4)

cúbica 500-600 28,4 34,9 2,8 33,9 N

Carburo(b) (M23C6)

fcc 550-900 35 60 2 3 C

Carburo (M7C3)

ortorrómbica 950-1100 - - - - -

Chi (Fe18Cr6Mo5)

bcc 400-950 48,2 26,7 3,3 21,8 -

sigma (FeCr) tetragonal 650-1000 55 29 5 11 -

épsilon (rica en Cu)

fcc 400-650 - - - - Cu

G(c) cúbica 300-500 16 25 26 16 14 Si

alfa prima (alfa rica en Cr)

bcc 350-750 12 72 3 10 3 Si

tau (Fe-Cr-Mo) ortorrómbica 550-650 43,4 23,9 5,9 22,8 3,6 Mn

Laves (Fe2Mo) hexagonal 650-815 34 25 6 35 - a: Las composiciones son ilustrativas para la aleación 25.66Cr-9.24Ni-3.8Mo-0.26N. b: Medidos solo los elementos metálicos. c: % atómico.

Dentro de estas fases, las que presentan una cinética favorable y/o un efecto fragilizante más acentuado son: los nitruros (debido a la vasta y común presencia en los AID soldados); la fase sigma (por sus perniciosos efectos en la tenacidad y la resistencia a la corrosión de los materiales); γ2

intragranular (la cual precipita durante el recrecimiento de regiones de la ZF o ZAT con elevadas cantidades de ferrita); y la fase α’ (fragilización a 475ºC), que por ser detectada tras largos periodos

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de tiempo en temperaturas tan bajas como 300ºC, limita la máxima temperatura de aplicación de los AID. Hasta mediados de la década del 90 se tenía como inadmisible la presencia de fases intermetálicas en los AID. Pero, debido a la importancia que los AID están tomando y a su propensión a la precipitación de este tipo de fase, vienen siendo publicados trabajos donde la cantidad de precipitados admitida ha sido paulatinamente incrementada. Por ejemplo, se ha sostenido que para fracciones volumétricas de fase σ menores de 4%, el valor de tenacidad convencionalmente aceptado entre los usuarios de AID de 27 J/cm2 es fácilmente alcanzado, o que fracciones de intermetálicos precipitados, de 0% en la superficie de 1 a 2% en medio del espesor son admisibles, tanto para soldaduras como para planchas. Proporciones de fases intermetálicas alrededor de 1.5% no causan reducción en la temperatura critica de pitting, pero porcentajes superiores a 5% reducen significativamente la resistencia a la corrosión por picadura [3]. En general se recomienda que la calificación de un procedimiento de soldadura para estos materiales debe ser basado en la medida de las propiedades de interés, sean están mecánicas o de resistencia a la corrosión. 2.1.1 Nitruros de Cromo – Cr2N – CrN En los aceros inoxidables que no tienen en su composición química elementos con una elevada capacidad de formación de nitruros (Ti, Nb o V), el límite de solubilidad del nitrógeno es dado por el equilibrio entre la matriz y el Cr2N. Por lo tanto, cuando la porción de nitrógeno supera ese límite, la aleación se torna termodinámicamente inestable y pueden precipitar nitruros entre 600 y 1050ºC. Los nitruros de cromo precipitan por nucleación y crecimiento, siguiendo una curva de cinética en “C”. La nucleación se da en las dislocaciones, inclusiones, límites de grano (α/α) e interfases (α/γ). La cinética de precipitación es altamente dependiente de la temperatura, de la composición química de la aleación y de su historial térmico. El nitruro de cromo puede precipitar a partir de la ferrita o de la austenita. En los AID, Cr2N o CrN precipitan a partir de la ferrita. Durante el enfriamiento a partir del campo ferrítico, ocurre una competición entre la precipitación de la austenita y de nitruros de cromo. Si la cantidad de austenita formada fuera próxima del valor de equilibrio, prácticamente todo el nitrógeno estará disuelto en ella. Como consecuencia, la cantidad de nitruro de cromo precipitado en la ferrita es prácticamente nula. Por otro lado, si la precipitación de austenita fue retrasada o impedida, la ferrita se torna sobresaturada en nitrógeno, precipitando nitruro de cromo [4]. En la ZAT no sólo puede precipitar nitruro hexagonal Cr2N, también puede estar presente el nitruro cúbico CrN. La precipitación de CrN podría probablemente ser explicada haciendo un análisis termodinámico del sistema Fe-Cr-Ni-Mo-N y considerando la diferencia en la difusidad del cromo y el nitrógeno en la ferrita durante el enfriamiento [5]. La gran mayoría de los autores reporta la precipitación de Cr2N en los AID en el rango de temperatura de 700 a 900ºC. En tanto, su precipitación a 400ºC fue verificada en la aleación fundida CF8M (Fe-20Cr-10Ni-2Mo-0.15N) en las interfaces α/γ, tras tiempos de 30.000 horas. Así, la precipitación de Cr2N se puede convertir en otro tipo de fragilización a bajas temperaturas. La precipitación de nitruros de cromo puede llevar a una disminución de la resistencia a la corrosión de los AID, siendo que, alrededor de estos precipitados se puede iniciar un tipo de corrosión

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localizada. La fracción de cromo de la matriz ferrítica adyacente a los nitruros es aproximadamente 3% menor que en el resto de la matriz. Como la difusión del cromo en la ferrita se facilita, esta diferencia tiende a disminuir para velocidades de enfriamiento menores durante la soldadura. Este pequeño empobrecimiento en Cr no parece justificar totalmente la corrosión localizada generada en estas regiones. Por lo tanto, otros fenómenos como la corrosión galvánica entre la zona empobrecida y la matriz, o los esfuerzos internos pueden contribuir para que la corrosión localizada acontezca. Las propiedades mecánicas de los AID también pueden ser afectadas por la precipitación de los nitruros. Esta precipitación puede llevar a una reducción significativa de la tenacidad. La figura 2.3 presenta la energía absorbida en el ensayo Charpy de un AID (Fe-27.5Cr-3.8Mo-Ni-N) en función de la masa de nitruros extraída de la ZAT, para fracciones volumétricas de ferrita mayores de 70%.

Figura 2.3. Relación entre la energía absorbida en el ensayo Charpy (273K) y la cantidad de nitruros en la

ZAT de un AID [3]. De una manera general, debido a sus fracciones volumétricas menores, la presencia de los nitruros de cromo en los AID es menos perjudicial que la de otras fases intermetálicas, como la fase sigma. 2.1.2 Fase sigma (σ) De las fases precipitadas, la fase sigma es la más importante debido a su mayor fracción volumétrica observada en la soldadura y a su influencia en las propiedades mecánicas y de resistencia a la corrosión. La faja de temperatura de precipitación de la fase sigma depende de la composición química de la aleación. Generalmente se encuentra en el rango de temperatura de 600 a 950 ºC. En los AID, la ferrita es termodinámicamente estable en la faja de temperatura de precipitación de la fase sigma. La ferrita también posee una proporción más elevada de los elementos formadores de fase sigma (por ejemplo Cr y Mo). De esta manera, la precipitación de fase sigma se da principalmente por la descomposición de ferrita. Esa descomposición generalmente ocurre a través de una reacción eutectoide, formando sigma y austenita. La reacción ocurre por nucleación y crecimiento, presentando una curva de transformación en “C”.

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La difusión no es el factor principal en el control de la precipitación de fase sigma, más si el rearreglo atómico en pequeña escala para formar la compleja estructura de esta fase. El lugar preferencial para la nucleación de sigma en los AID es en las interfases α/γ. Debido al pequeño desarreglo atómico que genera la relación de orientación adoptada entre la fase sigma y la austenita, la sigma núclea epitaxialmente en la austenita y crece hacia la ferrita. La morfología de la fase sigma precipitada es resultante de una reacción eutectoide. Para temperaturas de transformación más bajas, la morfología es laminar, recurrente de crecimiento competitivo. Para temperaturas más elevadas, la morfología es no laminar producto de una reacción eutectoide. Los principales factores que afectan la cinética de precipitación de fase sigma son:

• Composición de la aleación • Fracciones volumétricas de ferrita y austenita • Deformaciones en frío o en caliente • Temperatura de tratamiento térmico de solubilización.

Se ha notado que los elementos Cr, Mo, Si y Mn promueven la formación de fase sigma. Además, se ha encontrado que el níquel también enriquece la formación de fase sigma, pero reduce la fracción volumétrica de equilibrio. Esto ocurre por que el Ni induce la formación de austenita y también concentra los elementos que promueven la fase sigma en la ferrita sobrante. La deformación plástica puede retardar o acelerar la precipitación de la fase sigma, pero por lo general retarda la precipitación y la favorece solo cuando le sigue una recristalización. Finalmente, mayores temperaturas de recocido incrementan el contenido de ferrita, reducen la concentración de elementos que promueven sigma, y retardan su formación. La precipitación de fase sigma reduce la resistencia a la corrosión de los AID. La presencia de esta fase puede aumentar la velocidad de corrosión de un AID en hasta ocho veces. Cuando se someten a ambientes ácidos (HNO3, H2SO4), el ataque preferencial de la matriz empobrecida en Cr y Mo cerca de las partículas de fase sigma ha sido una de las explicaciones más comunes para este comportamiento. La resistencia a la corrosión bajo tensión también es reducida por la precipitación de fase sigma, sugiriéndose que la precipitación de pequeñas partículas de fase sigma en las interfases α/γ, generan elevadas energías de deformación en estos lugares, favoreciendo la corrosión. Las propiedades mecánicas de los AID también son seriamente perjudicadas con la precipitación de fase sigma. La precipitación en volumen de 25 a 30% de fase sigma eleva la dureza de 250 a 450 Vickers [6]. El límite de fluencia y el límite de resistencia a la tracción aumentan ligeramente, pero la elongación puede caer de 40% hasta 7%, con la precipitación de esta fase. La tenacidad también es bastante afectada, la precipitación de 1% de fase sigma, lleva a la energía absorbida en el ensayo Charpy a caer en un 50% del valor inicial. Para 10% de sigma precipitada, el valor de la energía absorbida disminuye hasta un 5% del valor de una aleación sin la presencia de esta fase. [7] LI et al. [8], modelaron las propiedades de los AID, entre ellas la precipitación de fase sigma para un acero SAF 2205 (Figura 2.4), donde se muestra que la transición dúctil a frágil según ensayo Charpy está asociado con una precipitación de fase sigma entre 5 a 10% en volumen, región que contiene la curva que representa una energía de impacto de 27 J, la cual es el límite crítico para la tenacidad aceptada por los usuarios de AID.

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Figura 2.4. Diagrama TTT calculado para 5 y 10% de fase σ en SAF 2205. Los símbolos

representan valores experimentales a temperatura ambiente para transición dúctil-frágil. [8] 2.1.3 Austenita Secundaria (γ2) Como ya fue presentado, los AID ligeramente bajo la temperatura de solidus son totalmente ferríticos. Así, durante el enfriamiento a partir del campo ferrítico parte de esta fase se transforma en austenita primaria (γ1). En el caso de que este enfriamiento sea muy rápido, la formación de γ1 puede ser perjudicada, obteniéndose una estructura metaestable con elevadas proporciones de ferrita. De esta forma, durante el re-calentamiento, sea por un tratamiento isotérmico o por un proceso de soldadura, la austenita secundaria (γ2) precipita a partir de la ferrita. En el metal de soldadura de AID se distinguen dos tipos de γ2. Una de ella es formada en las interfases α/ γ, en el rango de temperatura de 800 a 900ºC, no siendo otra cosa mas que un crecimiento de las partículas preexistentes de γ, pero con diferente composición química. El otro tipo es formado en el interior de la ferrita, en formas de finas partículas aciculares, en el rango de temperatura de 800 a 1000ºC. El proceso de nucleación de esta austenita acicular muestra una cinética de curva en “C”, indicando que la transformación es controlada por difusión. La nucleación intragranular ocurre en las discontinuidades e inclusiones. La formación de γ2 en la ZAT de soldaduras de pasos múltiples está íntimamente relacionada con la disolución de los precipitados de Cr2N. El nitrógeno liberado de la disolución de Cr2N entre los 1000 y 1200 ºC, actuando como elemento estabilizador de la austenita, promueve la formación de γ2. Los porcentajes de Cr, Mo y N de γ2 formada en el metal de soldadura de un AID son menores que los de la austenita previamente existente en la microestructura. Se acredita que la precipitación cooperativa de Cr2N y de γ2 tiene una relación directa con las bajas proporciones de Cr y N de γ2, dado que el nitruro retira estos elementos de α, que posteriormente se transformarán en γ2. De esta manera, la precipitación de γ2 lleva a una disminución en la resistencia a la corrosión localizada. Por

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otro lado, debido a la excelente tenacidad de γ, la precipitación de γ2 causa una mejora en la tenacidad de las juntas soldadas de los AID. En el caso de soldaduras de múltiples pasos, para limitar la formación de γ2, la energía de entrada en el segundo paso debe ser reducida, esto minimizará el efecto del recalentamiento y enfriamiento en la estructura del paso de raíz. 2.1.4 Fase alfa prima (α’) La fase α’ es responsable de una fragilización que suele ocurrir en aceros ferríticos y dúplex a temperaturas por debajo de 500°C. La ferrita puede endurecerse por tratamiento térmico, debido a la precipitación de fases intermetálicas y por el enriquecimiento en cromo de la ferrita. Esta fase se separa espontáneamente en zonas alternadas enriquecidas o empobrecidas en Cr. La ferrita así formada es denominada fase alfa prima. Después la estructura es formada por la ferrita (α) rica en hierro y la ferrita (α)’ rica en cromo. La fase α’ se puede formar de dos maneras: • en un acero con un contenido elevado de cromo y a temperaturas relativamente elevadas: por

nucleación y crecimiento; y • en un acero con poco cromo y a temperatura baja: la reacción llamada descomposición

espinodal. Causa una importante pérdida de tenacidad a temperatura ambiente en aceros inoxidables, después de largas exposiciones a temperaturas centradas en el rango de 475°C; este comportamiento se conoce como “fragilización a 475ºC”. En un estudio realizado a un AID S31803 [9], se encontró un razonable endurecimiento y fragilidad después de 100 hrs. a 475ºC, pero solo después de 500 hrs. se deterioró la resistencia a la corrosión en una solución de 10%HNO3 + 0.05%HF.

Figura 2.5. Energía de Impacto y dureza Brinell en función del tiempo de exposición a 475ºC [9]

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3 SOLDADURA DE ACEROS INOXIDABLES DUPLEX Gran parte de las aplicaciones actuales de los AID involucra algún proceso de soldadura. Por este motivo, la soldabilidad de estos aceros ha sido objeto de una amplia investigación. Los AID modernos han sido desarrollados para tener una excelente soldabilidad. No obstante, existen algunos cuidados que deben ser tomados durante la soldadura, para preservar las propiedades mecánicas y de la resistencia a la corrosión que estos materiales poseen. 3.1 TÉCNICA DE SOLDADURA Las prácticas de soldadura usados con los aceros inoxidables austeníticos, como limpieza, uso de gas de purga, evitar la contaminación con acero carbono, etc., deben ser usados también con los AID. Además de esto, la técnica de soldadura debe volcarse para mantener la microestructura balanceada en la junta soldada y consecuentemente, mantener las propiedades mecánicas y de resistencia a la corrosión lo menos alteradas posibles. Eso envuelve tanto los cambios de composición química en la poza de fundición, como el control de la historia térmica de la unión. 3.1.1 Procesos de Soldadura Prácticamente todos los procesos de soldadura al arco convencionales pueden ser usados en la soldadura de los AID. El uso de procesos con una fuente de calor de alta densidad, como el flujo de electrones o el láser, tienen una aplicación limitada. En estos casos la formación de austenita es impedida debido a las elevadas velocidades de enfriamiento de la junta. Lo mismo acontece en la soldadura por resistencia y por fricción. SAW con electrodo en cinta, ESW y soldadura por explosión han sido utilizados para hacer revestimientos con AID. 3.1.2 Metal de Aporte Las velocidades de enfriamiento registradas durante la soldadura pueden ser tales, que la fracción de ferrita en la ZF puede ser bastante elevada. Como consecuencia, ocurre una disminución de la tenacidad y de la resistencia a la corrosión. Por lo tanto, el uso de aportes con composición química igual al metal base es limitado a la soldadura de algunos AID y uniones que serán sometidas a tratamiento térmico post-soldadura [10]. Con el intento de facilitar la formación de austenita en la ZF, generalmente son usados metales de aporte con una cantidad de Ni de 2.5 a 3.5% sobre el metal base. Por ejemplo, para soldar un acero UNS S31803 (Fe-22Cr-5.5Ni-3Mo) es utilizado un aporte de tipo Fe-22Cr-9Ni-3Mo. Con el uso de estos aportes y el control de dilución, las proporciones de ferrita deben ser mantenidas alrededor de 50%. En caso que ocurra un aumento exagerado de Ni en el aporte, este puede llevar a la precipitación de fases intermetálicas en la ZF. La proporción de austenita en la ZF también puede ser controlada por la introducción de N en la poza de fusión a través del metal de aporte. Además, con un aumento en N, se evita que este elemento migre de la ZAT por la poza de fusión. Por lo tanto, el N de la ZAT puede ser mantenido en su porción original, facilitando la formación de austenita.

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Aleaciones de Ni han sido usadas para soldar AID, pero pueden facilitar la precipitación de fases intermetálicas y la pérdida de nitrógeno de la ZAT. Los aportes deben garantizar las proporciones de C, P y S en el metal de soldadura menores o iguales a los del metal base. 3.1.3 Gases de Protección El gas básico usado con los procesos que precisan de protección gaseosa es el argón. Para mejorar las condiciones de soldadura, este gas puede ser mezclado con otros gases como He, N2 o CO2. El He permite el aumento de la velocidad de soldadura y las emisiones de O3, pero su costo puede ser prohibitivo, dependiendo de la aplicación. La adición de 1-10% en volumen de N2 al gas tiene como fin aumentar el porcentaje de nitrógeno en la ZF y mantener su proporción original en la ZAT. Como el nitrógeno es un elemento de aleación gamágeo, su aumento conlleva a una fracción volumétrica mayor de austenita en la ZF. Además, el nitrógeno aumenta el potencial de ionización de la mezcla gaseosa, estabilizando el arco eléctrico. En el caso de GMAW, la adición de CO2 al gas de protección mejora la mojabilidad del metal líquido y estabiliza el arco. Por eso, debido al problema de introducción de carbono en la ZF, mezclas con más de 5% en volumen de CO2 no deben ser utilizadas. El hidrógeno en el gas de protección mejora la penetración del cordón de soldadura, pero puede llevar a agrietamiento por hidrógeno y, por lo tanto, no debe ser adicionado al gas de protección. WIKTOROWICZ; CROUNCH [11] propusieron las mezclas Ar-20He-1.1N y Ar-20He-2.25N para soldadura GTAW de AID y AISD, respectivamente. Para soldadura GMAW se propone una mezcla Ar-2.5CO2. Para la protección de raíz es usado como gas de purga Ar, N2 o mezclas de estos gases. 3.1.4 Energía de Soldadura Una energía de soldadura elevada tiende a producir una velocidad de enfriamiento menor de la junta. Como consecuencia, favorece la precipitación de austenita, equilibrando la microestructura. De la misma manera puede favorecer la precipitación de fases intermetálicas y el crecimiento de grano, dependiendo de la temperatura máxima alcanzada. Una energía de soldadura baja lleva a una velocidad de enfriamiento elevada. Así, la precipitación de austenita es dificultada, produciendo una fracción elevada de ferrita. En este caso ocurre la precipitación de nitruros de cromo en la ferrita. En ambos casos se tiene una severa disminución en la tenacidad y la resistencia a la corrosión del material. Por lo tanto, han sido propuestas por diversos autores ventanas operacionales basadas en la energía de soldadura. Pero, como la energía de soldadura no es el único factor que influye en la microestructura obtenida, se encuentra en la literatura una gran dispersión entre los datos reportados. En general son sugeridos valores menores de energía de soldadura para los AISD que para los AID. La figura 3.1 presenta un ábaco para calcular el tiempo de enfriamiento entre 1200 y 800ºC (∆ t 12-8) en función del espesor de plancha y de la energía de soldadura. En este rango de temperaturas ocurre principalmente la precipitación de austenita, entre otras fases. Él presenta dos líneas entrecortadas definiendo los tiempos de enfriamiento mínimos para el AID UNS S31803. El ∆ t 12-8 menor fue propuesto por HONEYCOMBE; GOOCH. La otra línea representa el tiempo mínimo de enfriamiento para producir en la ZF y en la ZAT una fracción de austenita superior a 20%,

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llevándose en cuenta las variaciones químicas normales en este material. En otro estudio se presenta como recomendación general para obtener una microestructura balanceada en la junta soldada de un AID, el uso de ∆ t 12-8 en un rango de 4 a 15 segundos.[3]

Figura 3.1. Ábaco para estimar el tiempo de enfriamiento de 1200ºC a 800ºC en función de la energía de

soldadura y del espesor de plancha [3]. 3.1.5 Otras Variables Generalmente el pre-calentamiento no es recomendado, pero algunas veces es usado cuando planchas gruesas de un AID de bajo nitrógeno son soldadas con una energía de soldadura baja. En el caso de AID de alta aleación, el pre-calentamiento puede perjudicar las propiedades de la junta. Cuando sea solicitado, la temperatura máxima recomendada es de 150ºC. La temperatura entre pasadas de soldadura debe ser la más baja posible a fin de evitar la precipitación de fases intermetálicas. La faja de temperatura recomendada es de 60 a 150ºC cuando se esté soldando AISD y de 150 a 250ºC en caso de AID. El tratamiento térmico post-soldadura no es muy común, excepto cuando se suelden planchas gruesas con metal de aporte de baja aleación o sin él (autógena). El calentamiento hasta la temperatura de tratamiento debe ser bastante rápido. Las temperaturas recomendadas son de 1050-1100ºC para los AID y de 1070-1120ºC para los AISD. Un tiempo de 5-30 minutos son suficientes para disolver los nitruros, carburos y demás fases intermetálicas que puedan existir y para obtener las fracciones adecuadas de ferrita y austenita. El enfriamiento posterior debe ser rápido para evitar la precipitación de fases intermetálicas.

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3.2 EVOLUCIÓN MICROESTRUCTURAL DE LOS AID DURANTE L A SOLDADURA. La estructura obtenida en la ZF y la ZAT dependen entre otros factores de la historia térmica a la cual es sometida cada una de estas regiones. Los cambios microestructurales que ocurren durante el calentamiento y el enfriamiento de una soldadura de un AID, deben ser controladas de modo que las propiedades de la junta sean las mejores posibles. Conforme a lo discutido anteriormente, este control puede ser ejercido a través de la composición química y/o de la historia térmica. La composición química de la ZF puede ser cambiada a través del metal de aporte y/o del gas de protección. Por otro lado, la historia térmica determinará básicamente la microestructura de la ZAT de los AID y, eventualmente, de la ZF. La figura 3.2 presenta algunas modificaciones microestructurales ocurridas en la junta soldada de un AID. Se observa de esta figura, que se distinguen 5 regiones en la junta soldada: zona fundida, zona parcialmente fundida, zona de crecimiento del grano de ferrita, zona bifásica parcialmente transformada y zona bifásica similar a el metal base. En esta figura no fue representada la precipitación de otras fases además de la ferrita y la austenita.

Figura 3.2. Diagrama esquemático de los cambios microestructurales ocurridos en la junta soldada de un

AID. Una energía de soldadura elevada tiende a producir una velocidad de enfriamiento menor de la junta, dependiendo del espesor de la plancha. Como consecuencia, promueve la precipitación de austenita, balanceando, en parte, la microestructura. De la misma manera, puede favorecer la precipitación de fases intermetálicas y el crecimiento de grano, dependiendo de la temperatura máxima alcanzada en la ZAT. En la situación contraria, una energía de soldadura baja lleva a una velocidad de enfriamiento elevada. Así, la precipitación de austenita se ve dificultada, generando una fracción elevada de ferrita, lo que a su vez acarrea la precipitación de una gran cantidad de nitruros de cromo en el interior de la ferrita. En ambos casos se tiene como resultado una severa disminución en la tenacidad y la resistencia a la corrosión del material.

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3.2.1 Zona Afectada Térmicamente (ZAT) La ZAT de los AID puede ser divida en dos sub-regiones. La región sometida a altas temperaturas (ZATAT) y la región sometida a bajas temperaturas (ZATBT). La primera es delimitada por las temperaturas de solvus de la ferrita, y la temperatura de solidus de la aleación, donde el acero está completamente ferritizado. La segunda presenta como limite superior la temperatura de solvus de la ferrita. En esta última región de la ZAT el AID permanece en el campo bifásico, pero, con una fracción volumétrica final de austenita que puede ser bien diferente a la del metal base original. 3.2.1.1 Zona Afectada Térmicamente a Alta Temperatura (ZATAT) La extensión de la ZATAT es determinada por los parámetros de soldadura, por la geometría de la junta y por la composición química del AID. De acuerdo a lo presentado en la figura 3.3 del ciclo térmico genérico en la ZATAT se pueden distinguir tres diferentes estados: el estado I describe el calentamiento hasta la temperatura de solvus de la ferrita. Durante el estado II el material se encuentra dentro del campo ferrítico. El estado III consiste en el enfriamiento desde la temperatura de solvus de la ferrita hasta la temperatura ambiente.

Figura 3.3. Estados del ciclo térmico de soldadura de la ZATAT

Durante el estado I la austenita se transforma en ferrita, asistida por la difusión de elementos intersticiales y substitucionales. La cinética de dilución de la austenita depende de la tasa de calentamiento. Si la velocidad de calentamiento fue muy elevada, la disolución de austenita puede ser impedida, incluso a temperaturas mayores que la de solvus de la ferrita. Algunos precipitados como nitruros, carburos, o intermetálicos también se pueden disolver durante el calentamiento, dependiendo de la tasa de calentamiento. Durante el estado II los precipitados y la austenita continúan disolviéndose, pero con una cinética acelerada a temperatura más elevada. En caso que la velocidad de calentamiento no sea muy alta, estas transformaciones se completan, restando solamente la ferrita. El crecimiento de grano depende de la temperatura y del tiempo de permanencia del material encima de la temperatura de solvus de la ferrita. Este tiempo encima de la temperatura de solvus depende de la energía de soldadura, de la geometría de la junta y de la composición química de la aleación, la cual determina el intervalo de temperatura donde el material es totalmente ferrítico. Diversos modelos han sido propuestos para predecir el tamaño de grano en la ZAT de los AID a partir del tiempo sobre la temperatura de solvus o el (∆ t 12-8). Este crecimiento de grano puede llevar a una severa caída en la tenacidad del material.

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El enfriamiento en el estado III tiene una precipitación de austenita a partir de la ferrita. Con altas velocidades de enfriamiento la austenita precipitada en los límites de grano de ferrita puede ser discontinua. A medida que la velocidad de enfriamiento disminuye, la austenita en los límites se torna cada vez más continua. A partir de la saturación de los sitios para la nucleación en los límites de grano, la austenita crece en dirección al centro de grano de la ferrita, como austenita de Widmanstätten. Para velocidades de enfriamiento más bajas puede ocurrir una precipitación de austenita intragranular. La cantidad y morfología de la austenita precipitada depende no solo de la velocidad de enfriamiento, si no también de la composición química de la aleación y del tamaño de grano ferrítico. La proporción de nitrógeno altera la posición de la temperatura de solvus de la ferrita. De esta forma, aumentándose el porcentaje de nitrógeno, aumenta la temperatura de solvus. En este caso la precipitación de austenita comienza a temperaturas más elevadas, produciendo una cantidad mayor de austenita de Widmanstätten. Por otro lado, una disminución de nitrógeno en la aleación genera una fracción volumétrica mayor de austenita intragranular. Durante el enfriamiento pueden precipitar otras fases como, nitruros y carburos. La cinética de la precipitación de estas fases depende básicamente de la composición química de la aleación, del ciclo térmico experimentado y de la fracción volumétrica de austenita formada. 3.2.1.2 Zona Afectada Térmicamente a Baja Temperatura (ZATBT) Debajo de la temperatura de solvus de la ferrita, que delimita el comienzo de la ZATBT, se encuentra la temperatura donde las fracciones volumétricas de ferrita y austenita son las de equilibrio (Tα/γ). Además, puede ser definido el rango de temperaturas de precipitación de algunas fases de interés. Asimismo, dependiendo de la temperatura máxima alcanzada en la región en estudio, en el ciclo térmico pueden ser delimitados hasta dos estados principales. En el estado I se tiene una disolución parcial de austenita y, dependiendo de la velocidad de enfriamiento, su posterior precipitación. En este caso, los granos de austenita no disueltos inhiben el crecimiento del grano ferrítico. Ya durante el enfriamiento posterior la austenita crece continuamente a partir de las islas intergranulares de austenita no disueltas. La fracción final de austenita en esta zona es mayor que en la ZATAT, por lo tanto la precipitación intergranular de nitruros es significativamente menor. El estado II es delimitado por las temperaturas máxima y mínima de precipitación de las fases de interés. La precipitación de estas fases depende de la cinética de transformación y del tiempo de permanencia en este rango. La figura 3.4 presenta, a modo de ejemplo, los ciclos térmicos en dos regiones diferentes de la ZATBT. En la primera región (figura 3.4.a) se alcanza una temperatura máxima encima de Tα/γ. En este caso se puede distinguir los dos estados del ciclo térmico. El segundo ciclo térmico (figura 3.4.b) representa una región de la ZATBT donde la temperatura máxima alcanzada está comprendida en el intervalo de precipitaron de las fases de interés. En este caso se tiene solamente el estado II del ciclo, prácticamente sin modificaciones en la fracción volumétrica de la austenita.

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Figura 3.4. Estados de un ciclo térmico de soldadura en la ZATBT. En (a) la temperatura máxima

sobre Tα/γ y en (b) dentro del intervalo de precipitación de una fase. 3.2.2 Zona Fundida (ZF) Durante la solidificación de la posa de fusión, el crecimiento epitaxial y competitivo a partir de los granos de ferrita de la zona parcialmente fundida, producen una estructura columnar grosera de granos de ferrita en la ZF. Así, el tamaño de grano de la ZATAT tiene una influencia directa en la microestructura de la ZF. Posteriormente, durante el enfriamiento, similar a lo que acontece en la ZATAT, ocurre una precipitación de austenita y las demás fases posibles. Los mecanismos de las transformaciones en estado sólido dentro de la ZF son básicamente los mismos descritos para la ZAT. Conforme fue presentado anteriormente, la composición química de la ZF puede ser ajustada a través del metal de aporte y del gas de protección, junto con el control de la dilución. Esto permite el control de la fracción de austenita y por lo tanto de la precipitación de nitruros de cromo. Además de eso, el control del ciclo térmico no debe ser olvidado, principalmente cuando son realizadas soldaduras autógenas o con metal de aporte con la misma composición química del metal base. 3.3 SOLDADURA DE MÚLTIPLES PASOS DE AID Durante la soldadura de múltiples pases, tanto la ZF como la ZAT son sobrecalentadas. Esto puede llevar a cambios microestructurales en estas dos regiones, que dependen de la microestructura generada en cada región por los ciclos térmicos precedentes. Un recalentamiento repetido de la ZF y de la ZAT puede llevar a la precipitación de fases intermetálicas, como la fase sigma y la fase R. Por otro lado, una fracción de austenita de la ZAT aumenta cuando la junta es recalentada por los pasos sucesivos. Un recalentamiento de la ZATAT en temperaturas elevadas, puede llevar al crecimiento de austenita intergranular y la precipitación de austenita intragranular. De esta misma manera, los nitruros son parcial o totalmente disueltos, generando un aumento no menor de nitrógeno en la matriz. Como resultado, la precipitación de la austenita es favorecida. Para un recalentamiento a temperaturas más bajas, alrededor de 900ºC, puede ocurrir una precipitación de nitruros de cromo tanto en la ZATAT como en la ZATBT Para obtener una resistencia a la corrosión optima en el paso de raíz de una soldadura de pases múltiples, se recomienda el uso de la técnica de paso frío. Esta técnica consiste en entregar una energía de soldadura elevada en el paso de raíz y una baja en el segundo paso. Con esto, se obtiene una fracción volumétrica elevada de austenita y poca precipitación de nitruros, tanto en la ZF como en la ZAT del paso de raíz. Asimismo, durante el recalentamiento del paso de raíz causado por la

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aplicación del segundo paso, la precipitación de austenita intraganular, o de otras fases, en la ZF y ZAT del paso de raíz será disminuida. En el caso de soldadura de pasos múltiples, el control de la temperatura entre las pasadas es más critico aún. En el caso de que esta temperatura esté mucho más arriba de 100ºC, puede ocurrir la precipitación de α’, γ2 y fases intermetálicas. La α’ puede acarrear una perdida de la tenacidad en el material. La presencia de γ2 y de fases intermetálicas puede perjudicar la resistencia a la corrosión localizada y la tenacidad de los AID. 3.4 DISCONTINUIDADES EN SOLDADURA DE AID. La discontinuidad en soldadura es una interrupción en su estructura, es decir, es la carencia en las características mecánicas, metalúrgicas y físicas del material o soldadura. La presencia de discontinuidades en la soldadura es inevitable debido a los diferentes procesos metalúrgicos que ocurren en el momento en que se suelda. Todas las interacciones metalúrgicas deben ser cuidadosas y estrictamente controladas para evitar que ocurran discontinuidades en la soldadura, lo cual no es posible el 100% de las veces. Una discontinuidad se convierte en defecto cuando su tamaño, forma, orientación, ubicación o propiedades son inadmisibles para alguna norma específica. Los AID pueden presentar pérdida de sus propiedades mecánicas y resistencia a la corrosión no tan solo con la precipitación de fases intermetálicas o un desbalance de fases, si no que también por otras discontinuidades que se pueden generar en las soldaduras, sin importar el material a soldar. LUNDIN [12] clasificó las discontinuidades en 3 grupos: discontinuidades de Proceso y Procedimiento, de Diseño y de Metalurgia. Dentro de las discontinuidades asociadas a la metalurgia, se encuentran la porosidad y el agrietamiento, que a continuación se definen y analizan para el caso de soldadura de AID. 3.4.1 Porosidad Se define como un tipo de discontinuidad en forma de cavidad formado por un gas que queda atrapado durante la solidificación. Son varios los tipos de porosidad que se encuentran en la fusión y se pueden clasificar por tipo, forma, localización con respecto a la soldadura y distribución dentro de ésta. Como el nitrógeno influye en la microestructura del metal de soldadura y sus propiedades, es importante controlar su contenido durante la soldadura. Cuando se usan gases libres de nitrógeno en procesos de soldadura que utilizan protección con gases, como GTAW, GMAW y SAW, el resultado es normalmente una pérdida de nitrógeno (Fig. 3.5), debido a la baja solubilidad de este elemento en el charco de soldadura. Para solucionar este problema se usan mezclas de gases con cierto contenido de nitrógeno. Cuando se utilizan gases de protección con demasiado nitrógeno puede conducir a porosidad en el metal de soldadura. La probabilidad de que esto ocurra depende de los parámetros de soldadura, de la composición de la aleación y del modo de solidificación. Ejemplo de ello, es que al parecer un arco de mayor longitud (alto voltaje) es perjudicial. Esto es presumiblemente una función del aumento de la probabilidad de ingreso del aire en la protección, que puede aumentar efectivamente

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el contenido de nitrógeno de la cubierta. Además, parece que el contenido de nitrógeno del metal de soldadura aumenta a lo largo de la longitud de la soldadura, incrementando la posibilidad de porosidad

Región A: Posible salpicado, chisporroteo, porosidad. Región B: Balance del metal de soldadura. Región C: Perdida de nitrógeno y de la resistencia a la corrosión por picaduras

Figura 3.5. Efecto del nivel de nitrógeno en el gas de protección de Ar sobre el contenido de nitrógeno

del metal de soldadura con GTAW de aceros 2205.[12] En el caso particular de una unión que requiere de pasos múltiples de soldadura mediante el proceso GTAW que utilizan mezclas de gases con relativamente elevadas cantidades de nitrógeno, lo que produce un aumento del contenido de nitrógeno en el metal de soldadura ocasionado por los sucesivos pasos de soldadura. Esto se puede explicar de la siguiente forma, como en caliente los pasos de relleno tienen baja dilución del acero base y por lo tanto el contenido de nitrógeno del metal de soldadura depende del contenido de nitrógeno del gas y de la pasada anterior. Luego, si la pasada anterior está cerca del límite de solubilidad del nitrógeno, la pasada siguiente puede favorecer la sobresaturación y producir poros.

3.4.2 Agrietamiento Ocurren en el metal base y en el metal de soldadura, cuando las tensiones localizadas exceden la resistencia última del material. La mayor parte de las normas consideran que las grietas son, independientemente de su longitud, defectos y por lo tanto una vez detectadas deben removerse, eliminarse. De acuerdo si la formación de las grietas ocurre durante o después la solidificación, el agrietamiento puede clasificarse en caliente o en frío. [12]

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3.4.2.1 Agrietamiento en caliente Es el resultado de fracturas intergranulares producidas a altas temperaturas, cercanas a la temperatura de solidus, el cual puede ocurrir en el metal soldado, en la zona afectada térmicamente (ZAT) inmediatamente adyacente a la línea de fusión, o en ambas regiones. Cuando el agrietamiento ocurre durante la solidificación del metal soldado, éste es denominado Agrietamiento por Solidificación (agrietamiento producido en la zona de fusión), para que se produzca este tipo de fisuras durante el ciclo térmico de la soldadura se hacen necesarias dos pre-condiciones: que el metal carezca de ductibilidad, y que la resistencia a la tracción como resultado de la contracción excedan el correspondiente esfuerzo a la fractura. En situaciones en donde el agrietamiento se forma en la zona afectada térmicamente producto de la licuación de microconstituyentes de bajo punto de fusión, éste es conocido como Agrietamiento por Licuación Constitucional. Los resultados del ensayo Varestraint demuestran que los aceros inoxidables dúplex comerciales son menos susceptibles al agrietamiento por solidificación del metal de soldadura que las aleaciones austeníticas con solidificación de austenita primaria. Los aceros inoxidables dúplex solidifican en ferrita y la formación de la austenita ocurre solamente en el estado sólido. Esto puede reducir los beneficiosos efectos de la formación de austenita en obstáculo al agrietamiento por solidificación, y se ha demostrado que las composiciones que solidifican en un modo ferrítico (ferrita 5-20%) pueden ser susceptibles a agrietarse por solidificación. Algunos trabajos incluso han indicado que las aleaciones con un contenido más alto de ferrita, por ejemplo, los aceros dúplex actuales, tienen una estructura columnar más gruesa y son más probables de exhibir las grietas por solidificación. La ocurrencia de agrietamiento por licuación en la ZAT de los aceros dúplex la sido evaluada, en donde se ha mostrado que la susceptibilidad es aproximadamente comparable a los aceros austeníticos con bajos niveles de ferrita, lo que indica que los aceros dúplex poseen buena resistencia a este tipo de agrietamiento bajo moderadas condiciones de control.

3.4.2.2 Agrietamiento en frío Estos tipos de grietas se forman después de que se termina la solidificación, y dependen de la presencia de una tensión residual, microestructura susceptible e hidrógeno disuelto; dicha tensión puede presentarse por los distintos componentes de soldadura o por las tensiones térmicas. La susceptibilidad de la microestructura al agrietarse en frío se relaciona directamente con la solubilidad del hidrógeno y la posibilidad de su sobresaturación (a este fenómeno también se le denomina “Agrietamiento por Hidrógeno”). La presencia de hidrógeno en una soldadura al arco es debido a la presencia de humedad que se introduce con el gas de protección, el cual es disociado por el arco para formar hidrógeno elemental, que a la vez se disuelve en la zona fundida y la ZAT. En estado sobresaturado el hidrógeno se recombina en las zonas de alta tensión y se puede producir una grieta. Para evitar que se agriete, se debe hacer un precalentamiento, y luego un tratamiento térmico posterior a la soldadura para que el hidrógeno salga por difusión.

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Este agrietamiento se presenta en el metal de soldadura GTAW, el cual utiliza en el gas de protección un contenido de hidrógeno entre un 2-10%. Este agrietamiento frío retrasado ocurre después de cierto tiempo de incubación en soldaduras muy contenidas y además si el contenido de ferrita está sobre 50-60 %, como se muestra en la Figura. 3.6. Mediante el proceso de soldadura SMAW, el alto contenido de hidrógeno en el metal de soldadura se puede evitar por medio del almacenado de los electrodos en hornos a temperaturas apropiadas para el secado adecuado de ellos. La solución para evitar este problema es realizar un tratamiento térmico con el objetivo de promover la difusión del hidrógeno fuera del material de soldadura solidificado.

Figura 3.6 Efecto del contenido de ferrita en la susceptibilidad al agrietamiento por hidrógeno con gas de protección Ar+H2. [2]

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4 ENSAYOS Y NORMAS APLICABLES A LA SOLDADURA DE AID

Por lo general el concepto de soldabilidad es asociado simplemente con la medida de que tan fácil es hacer una soldadura en un material en particular sin la presencia de grietas. Si es fácil evitar el agrietamiento, el material es estimado “soldable”. Pero, para que una soldadura sea realmente exitosa, es también necesario para ésta tener adecuada propiedades mecánicas, y poder soportar la degradación en su servicio (ejemplo, deterioro por corrosión). Así, la soldabilidad es una medida de que tan fácil es:

• Obtener soldaduras libres de grietas. • Conseguir adecuadas propiedades mecánicas • Producir soldaduras resistentes a la degradación en servicio.

La soldabilidad no es un parámetro fijo para un material dado, sino que dependerá del detalle de la unión, requerimientos del servicio, y los procesos de soldadura. [13]. Las condiciones de servicio pueden ser caracterizadas a través de las siguientes variables:

• Modo de aplicación de las cargas (estáticas, dinámicas, cíclicas, impulsivas, etc.) • Temperatura • Naturaleza del medio ambiente (ácido, alcalino, oxidante, inerte, etc)

En la mayoría de los proyectos en los cuales se hace uso de aceros inoxidables dúplex, se especifican requisitos para un rango similar de propiedades, los cuales buscan asegurar que las características de la unión soldada (mecánicas, metalúrgicas y físicas) sean del mismo o mejor nivel que las del metal base, entre ellas las más comunes son:

- Esfuerzo de tensión. - Tenacidad - Dureza - Contenido de ferrita - Corrosión - Otros requerimientos, ej. END y prueba de doblado.

4.1. CALIFICACIÓN DE PROCEDIMIENTO DE SOLDADURA Los reportes y certificaciones de calificación de soldaduras son declaraciones de las empresas de que los procedimientos de soldadura y el personal han sido probados de acuerdo con el código o especificación apropiado y que han sido encontrados aceptables. Es una práctica normal para los fabricantes de equipos de proceso desarrollar o mantener especificaciones para procedimientos de soldadura, para los distintos tipos, dado que se han dado cuenta de las ventajas generadas por la calificación de procedimientos y soldadores, ya que cuando el personal y los métodos de fabricación han sido probados es menos probable que haya rechazos de soldadura y por ende demoras en los trabajos que arrojen costos excesivos.

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Internacionalmente, cada país tiene sus propias normas o códigos individuales. Afortunadamente, hay una tendencia hacia la aceptación o intercambio de especificaciones, con el interés de eliminar recalificaciones no deseadas. Dentro de los códigos aceptados internacionalmente, los más usados son: • Código ASME (American Society of Mechanical Engineers), Boiler and Pressure Vessel

Code – Sección IX, Welding And Brazing Qualifications.[14] • Norma AWS (American Welding Society) AWS B2.1 Standard for Welding Procedure and

Performance Qualification.

En general, para calificar un procedimiento de soldadura para un AID, se realizan ensayos para asegurar su excelente combinación de propiedades mecánicas (tensión, dureza y tenacidad) y de resistencia a la corrosión (contenido de ferrita y precipitación de fases intermetálicas).

4.2 CARACTERÍSTICAS DE TENSIÓN

Siempre que se emplee el metal de aporte dúplex apropiado, no habrá dificultad en cubrir los valores de fuerza de tracción especificados para el acero base sobre el rango de temperaturas normalmente utilizadas para los aceros inoxidables dúplex. Además, hay un pequeño cambio en las propiedades de tensión sobre un amplio rango de los niveles de ferrita en el metal de soldadura. Si se utiliza metal de aporte con base de níquel, el metal fundido puede ser completamente austenítico dando como resultado una reducida fuerza de tracción. Además, con la alta dilución del acero base existe el riesgo de precipitación de fases intermetálicas, que puede comprometer la ductilidad entre otras propiedades. La elongación del metal de soldadura es normalmente más bajo que el del metal base, pero se obtienen valores alrededor del 25 %.

El Código ASME, Sección IX se refiere a las Pruebas de Tensión (QW-150) para la calificación de soldaduras, en él se entregan valores de tensión mínima para metales base (QW/QB-422) y se establece en el criterio de aceptación de la resistencia de tensión mínima (QW-153) que, para pasar la prueba de tensión, la probeta tendrá una resistencia de tensión que no sea menor a:

(a) La mínima resistencia de tensión especificada del metal base, o (b) La mínima resistencia de tensión especificada del mas débil de los dos, si se usan metales

base de resistencias de tensión mínima diferentes, o (c) La mínima resistencia de tensión especificada del metal de soldadura cuando la Sección

aplicable da disposiciones para el uso de metal de soldadura que tiene resistencia a temperatura ambiente inferior que el metal base;

(d) Si la probeta se rompe en el metal base fuera de la soldadura o de la línea de fusión, la prueba será aceptada como que satisface los requerimientos, siempre y cuando la resistencia no esté más del 5% bajo de la mínima resistencia de tensión especificada del metal base.

Los tipos de probetas utilizados para las pruebas de tensión se definen en el párrafo QW-151 y se ilustran en QW-462.1 de dicho código.

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4.3. DUREZA

La dureza de las uniones soldadas dúplex es a menudo más alta que la del material base, debido a la tensión inducida por el calentamiento y el ciclo de enfriamiento. El aumento de la dureza se manifiesta en el metal fundido y en la ZAT, particularmente en la región de raíz. El endurecimiento inducido por tensión es causado por la compresión de la región durante el enfriamiento y es una función del número de pasos de soldadura, esto es, para el caso de soldaduras de pasos múltiples en materiales de mayor espesor los valores de dureza obtenidos son más altos. La dureza de los aceros dúplex ha recibido atención especialmente debido al estándar NACE MR0175 [15], en el que se establece una variación de durezas de 28-34 Rockwell C (HRC) dependiendo del tipo de aleación. Para el caso de las uniones soldadas, se indica que deben tener los mismos límites de dureza que el material base, dada en la escala Rockwell C (HRC). Sin embargo, el sistema de medida de dureza en la escala HRC utiliza un indentor cónico relativamente grande, que es algo grueso y no es adecuado para medir en forma exacta en regiones discontinuas, tales como pasos pequeños de soldadura o bien la angosta ZAT. Para este propósito, se prefiere un identor Vickers más pequeño. Pero surge el problema de que no existe ninguna conversión estandarizada entre estas dos escalas, por lo que se sugiere la conversión ASTM E l40 para los aceros al carbón. En la Figura 4.1 se indican valores de dureza en escalas Rockwell C y en Vickers 10 (VH10) para los materiales dúplex, incluyendo diferentes regiones de la soldadura. Se demuestra claramente que la conversión de ASTM no es apropiada para los materiales dúplex, por lo cual ha sido calculada una relación que permita realizar un mejor ajuste entre ellas para cubrir las soldaduras, la cual se indica a continuación:

2.4 - HV 0.091 =HRC (4.1)

En el estándar MR0175 se indican varios límites de HRC dependiendo del grado de acero dúplex, de su condición y límites ambientales. Estos límites se presentan en la Tabla 4.1, junto con los equivalentes estimados de dureza Vickers determinados por medio de la ecuación 4.1. Cuando las soldaduras dúplex están sujetas a condiciones corrosivas y a SSCC, se recomienda poner énfasis en el material base, realizando pruebas de dureza Vickers de la soldadura y comparándolas con el estándar de la NACE utilizando la Tabla 4.1. Si esta comparación no induce la confianza necesaria para aceptar la unión y ponerla en servicio, se sugiere realizar pruebas en ambientes simulados.

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Figura 4.1. Comparación entre la dureza HRC Y ASTM E 140

Tabla 4.1 Valores para la dureza HRC proporcionados por MR0175 y su equivalente en Vickers

Dureza Rockwell C (HRC)

Dureza Vickers HV10

17 213 20 246 24 290 28 334 32 378 34 400 36 422

4.4. TENACIDAD 4.4.1. Resistencia al impacto Normalmente, la energía absorbida por el área de soldadura es más baja y su temperatura de transición de dúctil a frágil (DBTT) es más alta en comparación con el material base, particularmente por la condición del metal fundido. Por esta razón, la tenacidad alcanzable del metal fundido a menudo se acomoda para que los aceros dúplex se puedan utilizar en una aplicación particular a baja temperatura. Según se indica en la Figura 4.2, los procesos protegidos por fundente SMAW, SAW poseen siempre una tenacidad más baja en comparación con los métodos protegidos por gas. Estas diferencias son principalmente una función del nivel del oxígeno contenido en el metal y su inclusión en la soldadura. Esto explica porqué los depósitos hechos con los sistemas de fundente básicos dan a menudo lugar a una tenacidad más alta que los rutílicos. El contenido de ferrita entre aproximadamente un 50-60%, influye de manera insignificante en la absorción de energía, mientras que para niveles más altos de ella se presenta de forma evidente un efecto negativo, lo mismo ocurre para niveles inferiores al 35%, al parecer debido a un cambio en el modo de la solidificación que causa segregación y precipitación de la fases intermetálicas. Sin embargo otras investigaciones han demostrado una disminución progresiva en la energía de impacto sobre un amplio rango de ferrita. La tendencia general es que una velocidad de

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enfriamiento más lenta promueve la formación de austenita y con ello el aumento de la tenacidad. Los depósitos de pasos múltiples de soldadura pueden también demostrar una tenacidad más alta como resultado de la formación adicional de austenita en las regiones recalentadas. Un tratamiento térmico post-soldadura puede ocasionar una mejora en la tenacidad, si se restaura el balance de fase y se disuelven los precipitados. La exposición del metal fundido en el rango de temperaturas 600-900°C causará una precipitación más rápida de fases intermetálicas que en el metal base. Esto puede dar lugar a una reducción substancial de la tenacidad (fragilización) y debe ser controlado. Se ha reportado que hasta cerca de un 4% las fases intermetálicas puede estar presente en el material forjado (material base) sin pérdida significativa en la energía de impacto. Niveles comparables se han encontrado también para los metales de soldadura, sin embargo, como la tenacidad inicial es normalmente más baja en los metales de soldadura y el comportamiento de la precipitación puede variar considerablemente con el tiempo, la temperatura y morfología, es difícil establecer un cierto nivel aceptable de precipitados para una aplicación en particular. El riesgo de fragilidad a los 475°C en los metales de soldadura parece ser más alto que para el material base. Este proceso es una descomposición de la ferrita y depende principalmente de la composición de la ferrita en la aleación. Debido a una microestructura más austenítica, la ferrita es más rica en cromo y molibdeno que en el metal base. Una implicación práctica de fragilidad acelerada en el metal de soldadura es que las estructuras soldadas deben ser limitadas bajo la temperatura máxima de servicio del material base, es decir 250°C en vez de 280°C para aceros 22%Cr. La ZATAT tiene un gran potencial para presentar alto contenido de ferrita y baja tenacidad, pero debido a su delgada naturaleza, es difícil tasar su trascendencia en soldaduras. Las simulaciones térmicas de la ZATAT han demostrado una mayor fragilidad comparada con el metal base y que la velocidad de enfriamiento tiene un efecto bien definido en la transformación de la austenita que altera la tenacidad. Los ciclos térmicos posteriores con altas temperaturas (mayores a 800°C) tienen una tendencia a recuperar la tenacidad. Sin embargo, generalmente se observa que la ZAT exhibe una mayor absorción de energía que el metal fundido.

Figura 4.2. Variación de la tenacidad del metal de soldadura con el proceso de soldadura y el fundente [2]

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4.3.2 Resistencia a la fractura Hasta el año 1996, los criterios empleados para la resistencia en los aceros inoxidables dúplex se basaban con frecuencia en características y pruebas de validación para los aceros inoxidables ferríticos de menor resistencia y que demuestran un comportamiento absolutamente diferente de transición. Por este motivo los requerimientos de resistencia para las soldaduras dúplex eran considerados demasiado conservadores. Más recientemente, los datos de resistencia a la fractura para los metales de soldadura dúplex y la ZAT, medidos vía ensayo de desplazamiento de la abertura en el extremo de la grieta (CTOD), han demostrado tener bastante buena correlación con los datos de impacto Charpy, aunque dependen del espesor. También para las fuerzas de impacto muy bajas, se obtienen valores razonables de CTOD. Se han propuesto los siguientes requerimientos de energía Charpy según las experiencias prácticas realizadas:

- Un promedio de 35 J, con un mínimo de 27 J para espesores inferiores de 35 mm determinados a la temperatura mínima de diseño no inferior a -40°C.

- Se requieren 40 J para la temperatura mínima de funcionamiento independiente del espesor, solo hasta 50 mm.

Estos datos incluyen en las muestras un contenido de fases intermetálicas hasta un 8% y demuestran que la correlación CTOD y Charpy aún persiste. Estos resultados indican que el requisito para cuantificar el nivel de precipitación intermetálica desde un punto de vista de la resistencia llega a ser innecesario, siempre que los requisitos apropiados de tenacidad sean cubiertos. El Código ASME, Sección IX se refiere a las Pruebas de Tenacidad de Muesca V de Charpy (QW-170) para la calificación de soldaduras, en donde se indica que los procedimientos y aparatos de prueba cumplirán los requerimientos de SA-370. Según Código ASME, Sección VIII, División 1 [16], las soldaduras deberán ser probadas por impacto de acuerdo a la sección UG-84 y UHA-51 a -40ºF. Las pruebas deberán ejecutarse sobre el metal de soldadura depositado y la zona afectada térmicamente (ZAT). Esto se aplica a materiales que tengan un espesor de 3/16” o mayores, a menos que los requisitos del código ASME requieran pruebas para materiales de menor espesor. Los Criterios de Aceptación serán de acuerdo a UHA-51; además, la energía impacto en la (ZAT) deberá ser por lo menos de 40 ft-lbs. La energía de impacto del metal de soldadura depositado por FCAW podrá rebajarse a 20 ft-lbs, siempre que la soldadura tenga por lo menos la expansión lateral mínima requerida por el código y la soldadura pase la prueba de corrosión Método C ASTM A923 (el Método A no puede usarse para eliminar la prueba del Método C). 4.5. MEDICIÓN DEL CONTENIDO DE FERRITA Se mencionó anteriormente que el contenido de ferrita en la unión soldada se encuentra entre un 30-70%. Para medir el contenido de ferrita en los metales de soldadura y el material base existen dos métodos, el primero de ellos requiere una cuidadosa preparación metalográfica para 1 µm final, seguido por un grabado de las pistas en una solución al 40% de KOH en 7-8 V. La fase de ferrita se presenta con un color marrón o naranja en contraste con la austenita que es blanca, de este modo el volumen contenido de ferrita se puede medir utilizando un procedimiento de recuento de puntos, siguiendo las reglas de la norma ASTM E 562 (manual) o E 1245 (automatizada). Los sistemas del

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análisis de imagen se pueden emplear para la evaluación del material base, pero no se aconseja para el metal de soldadura debido a la respuesta más variable al líquido abrasivo. La ventaja del recuento de puntos es que puede ser aplicada a todas las microestructuras, incluyendo la angosta ZAT, pero es generalmente considerado una técnica destructiva y además relativamente lenta y costosa. La segunda técnica aprovecha las diferentes propiedades magnéticas que poseen las dos fases, el ferromagnetismo de la ferrita, mientras que la austenita no lo es. Para este procedimiento se le asigna un número de ferrita (Ferrite Number, FN) arbitrario a un determinado nivel de atracción magnética, el que se encuentra definido en estándares primarios y por el balance de rayos magnéticos, conocido comercialmente como instrumento de MagneGage o Feritscope. La ventaja que presta este tipo de procedimiento es la utilización de instrumentos portátiles no destructivos. Las normas ISO 8249 y AWS A4.2 [17] describen procesos para la calibración de instrumentos magnéticos para medir ferrita en aceros dúplex soldados. Para la predicción del balance de fase en los sistemas Fe-Cr-Ni, el diagrama de Schaeffler entrega una descripción empírica de las microestructuras del metal de soldadura. Este tipo de diagrama se ha utilizado por muchos años para predecir la microestructura del metal de soldadura en aceros austeníticos y otros inoxidables convencionales y hasta un cierto grado para optimizar las composiciones del metal base y del metal de aporte. Pero llegó a ser evidente que el diagrama de Schaeffler no predijo muy bien las microestructuras dúplex, por este motivo se hizo necesario que otros diagramas y relaciones fueran propuestos, culminando con el diagrama WRC en 1992 ilustrado en la figura 4.3. El diagrama WRC proporciona un acuerdo razonable en muchos casos prácticos, aunque para contenidos de nitrógeno relativamente bajos (menores a 0.19%) y altos (mayores a 0.26%), los valores de FN que entrega son sobre y bajo estimados respectivamente. Esto puede demostrar que un factor variable para el nitrógeno está siendo requerido, según lo propuesto por DeLong (1956), o bien que la velocidad de enfriamiento sea considerada, sin embargo, el diagrama WRC aún se recomienda como la primera aproximación al contenido del metal de soldadura. Los términos para este diagrama se definen como sigue: NbMoCrCreq 7.0++= (4.2)

Cu 0.25N 20C 35 +++= NiNieq (4.3)

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Figura 4.3 Diagrama WRC 1992 [18]

4.6. DETECCIÓN DE FASES INTERMETÁLICAS Los ensayos de corrosión para aleaciones recocidas, en acuerdo con la norma A 923, es uno de los métodos de ensayo más efectivo, respecto al costo, para la detección de condiciones perjudiciales. La precipitación de fases intermetálicas y posiblemente nitruros de cromo en un balance de fase con exceso de ferrita, son detectados con una pérdida de resistencia al pitting. Estas fases causan una pérdida de 15 ºC o más, de la CPT (critical pitting temperatura) típicamente esperada para el material correctamente recocido. La medición de la CPT para una muestra es relativamente cara porque requiere de múltiples ensayos. En cambio, realizar un único test de corrosión 10 a 15 ºC bajo la CPT típica para un acero inoxidable dúplex revelará la presencia de fases perjudiciales. Cuando se usa un test de corrosión para detectar la presencia de fases dañinas, cualquier picadura (pitting) ya sea en las caras o bordes deben ser incluidos como una base de rechazo, este test es pretendido para detectar fases intermetálicas, y lo mas probable es que estén presentes en la línea de centro, lo cual es evaluado cuando el ataque en los bordes esta incluido. Previo al desarrollo de la norma ASTM A 923, el test de corrosión fue comúnmente llamado por referencia al “test modificado G 48”. Sin embargo, el G 48 es una descripción de la metodología de investigación en laboratorio, mas que un test de aprobación del material. Un requerimiento para ensayos por el G 48 no es completo sin una determinación de cual práctica del G 48 va a ser ejecutada, y la declaración de otras variables de ensayo, incluyendo:

• Preparación de superficie • Temperatura de ensayo • Duración del test • Inclusión o exclusión de corrosión en los bordes • Definición de un criterio de aprobación

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La norma A 923 es un test de aprobación diseñado para demostrar la ausencia de fases intermetálicas perjudiciales en productos de fábrica, con un método relativamente rápido y rentable. El estándar A 923, método C, expresa el criterio de aceptación como una velocidad de corrosión. Esto puede parecer sorprendente cuando el tema en cuestión es la detección de corrosión por pitting; sin embargo, este método fue usado por dos razones: 1) Por basarse en la pérdida de peso como método de aprobación. La pérdida de peso requerida para el rechazo es lo bastante grande para ser fácilmente medido, pero demasiado pequeño para detectar fácilmente el tipo de pitting asociado con la presencia de fase intermetálica en un test de 24 horas. 2) Por usar una velocidad de corrosión, en la cual casi cualquier tamaño o forma de muestra puede ser testeado siempre que el área total de superficie pueda ser determinada. El test de corrosión es conservador y no es sensible a la geometría y ubicación de la muestra, en contraste al ensayo Charpy, el cual es sensible a la orientación y ubicación de la entalla. El test de corrosión es apropiado como parte de la calificación de procesos de soldadura, y con un eficiente costo de ensayo para control de calidad aplicados a muestras de producción soldadas cuando puedan ser obtenidas. Sin embargo la asignación debe ser hecha por la diferencia en la resistencia a la corrosión de productos recocidos y juntas soldadas. Aún una soldadura hecha correctamente puede exhibir una CPT 5 a 15 ºC más bajos que el del metal base dependiendo del proceso de soldadura, gas de protección y el grado de acero dúplex soldado.

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5 MATERIALES Y METODOS Concluido el análisis a la soldadura de los AID, que incluye su desarrollo microestructural y las variables esenciales que pueden modificar las propiedades del metal, es posible calificar un procedimiento de soldadura utilizando las normas y ensayos vistos anteriormente para estos aceros. De la literatura revisada se concluye que, para que la soldadura de un AID no vaya en desmedro de las propiedades del material sin soldar, existen dos variables fundamentales que deben ser controladas: la composición química y la velocidad de enfriamiento de la soldadura. La composición química es de un control relativamente fácil si se siguen las recomendaciones en el uso de metal de aporte y gas de protección. Por lo tanto, la variable determinante para obtener una soldadura exitosa es la velocidad de enfriamiento, la cual es influenciada principalmente por dos factores: la energía de entrada y la temperatura de interpase. Así, la parte experimental tiene como finalidad calificar un procedimiento de soldadura, de modo de obtener las propiedades de la unión soldada a través de probetas de ensayo fabricadas con parámetros en los rangos adecuados, que garanticen una buena calidad de la unión. 5.1 MATERIAL Y PREPARACION DE PROBETAS El cupón de prueba para calificar el procedimiento de soldadura consiste en la unión de dos planchas de acero UNS S31803 (SAF 2205), cuya composición química según fabricante se muestra en la Tabla 5.1. Las dimensiones del cupón para obtener las probetas de ensayo son el resultado de la unión a tope de dos placas de 100 mm x 200 mm y 10 mm de espesor, según configuración mostrada en la Figura 5.1.

Figura 5.1. Geometría de Cupón de Ensayo.

Los biseles fueron hechos por medio de esmeril angular usando discos de desbaste de acero inoxidable. La separación de raíz se logró por medio de trozos de acero dúplex soldados por punto al principio y al final del cordón para permitir el encendido y extinción del arco sin formar un cráter en la pieza de trabajo. La fuente de poder utilizada corresponde a la marca Miller, modelo XMT 304 CC/CV, con las siguientes características eléctricas de salida: 10-35 V, 5-400 A.

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La unión se llevó a cabo usando el proceso de soldadura por arco de metal protegido (SMAW) en el cuál se utilizaron electrodos E2209-16 de dos diámetros, 3/32” para el cordón de raíz y 1/8” para dos cordones de relleno, uno de remate y uno de respaldo de la raíz.

Tabla 5.1 Composición química de los materiales utilizados. (%) Metal Designación C Si Mn P S Ni Cr Mo N Cu Ti Nb Base S 31803 0,02 1.0 2.0 0,035 0,005 5,7 22 3.1 0.17 -- -- --

Aporte E2209-16 0,03 0,38 1,01 0,011 0,013 10,10 22,90 3,00 0,093 0,21 -- -- La unión se ejecutó de acuerdo a lo establecido en la Especificación de Procedimiento de Soldadura (WPS), cuya preparación y parámetros se detallan en Anexo III. Una vez confeccionada la unión, se generó el Registro de Calificación de Soldadura (PQR) con los datos obtenidos del proceso de soldadura, de acuerdo a la norma ASME, Sección IX. El diseño de la unión y la secuencia de soldadura se presentan en la Figura 5.2, cuyos parámetros se muestran en la tabla 5.2.

Figura 5.2. Diseño y secuencia de soldadura.

Tabla 5.2. Parámetros de soldadura cupón calificación. Metal de Aporte Corriente Otros:

Paso Nº Proceso Clase Diámetro

[mm] Tipo de

Polaridad Rango

Amp [A]

Rango Volt [V]

Veloc. de

Avance [mm/min]

Energía de

Soldadura [KJ/mm]

Temp. Interpaso Máx. [ºC]

1 SMAW E2209-16 2,4 DC (+) 79-81 24-25 107 1,10 ---

2 SMAW E2209-16 3,2 DC (+) 117-119 22-24 154 1,06 90

3 SMAW E2209-16 3,2 DC (+) 118-120 23-24 115 1,45 60

4 SMAW E2209-16 3,2 DC (+) 117-119 22-24 89 1,83 60

5 SMAW E2209-16 3,2 DC (+) 118-120 22-24 160 1,03 90

5.2 ENSAYOS El orden de remoción de las probetas de ensayo para calificación de procedimiento, según norma ASME – IX (QW-463.1.b), se muestra en la Figura 5.3. Las probetas fueron extraídas del cupón por

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medio de corte al arco de plasma (PAC), luego se procedió a limpiar los bordes con esmeril angular, que a su vez sirve como un primer desbaste, para posteriormente facilitar la obtención de las dimensiones requeridas en la geometría de las probetas por medio de maquinado.

Figura 5.3. Orden de Remoción de Probetas de ensayo. Las secciones achuradas indican el material

desprendido en el corte. Además de los ensayos asociados a la calificación del proceso de soldadura, doblado y tracción, se soldó un segundo cupón de acuerdo al procedimiento ya calificado, para obtener probetas que entregaran datos de la tenacidad de la unión soldada, con parámetros de soldadura según tabla 5.3.

Tabla 5.3. Parámetros de soldadura cupón para impacto. Metal de Aporte Corriente Otros:

Paso Nº Proceso Clase Diámetro

[mm] Tipo de

Polaridad Rango

Amp [A]

Rango Volt [V]

Veloc. de

Avance [mm/min]

Energía de

Soldadura [KJ/mm]

Temp. Interpaso Máx. [ºC]

1 SMAW E2209-16 3,2 DC (+) 118-120 24-25 145 1,22 ---

2 SMAW E2209-16 3,2 DC (+) 117-118 22-23 133 1,19 85

3 SMAW E2209-16 3,2 DC (+) 118-120 23-24 126 1,33 80

4 SMAW E2209-16 3,2 DC (+) 117-119 22-24 100 1,63 90

5 SMAW E2209-16 3,2 DC (+) 118-120 24-26 203 0,88 90

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5.3. RESULTADOS 5.3.1 Tracción Las dimensiones de las probetas de tracción utilizadas en la calificación de procedimiento corresponden a la especificada por la norma ASME – Sección IX para ensayos de tracción de sección reducida, y se presentan en la Figura 5.4.

Figura 5.4. Dimensiones probeta de tracción.

Las probetas fallaron como se observa en la figura 5.5, donde la muestra inferior y superior corresponden a la probeta T1 y T2 respectivamente. Se observa que ambas se fracturaron fuera del metal de soldadura y la deformación plástica que presentan es propia de una fractura dúctil.

Figura 5.5. Falla producida en probetas de tracción.

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Los resultados obtenidos de los ensayos de tracción cumplen con el criterio de aceptación establecido por la norma ASME IX, donde se especifica un esfuerzo mínimo para la tensión última de 90 ksi para el acero S31803, ya que en promedio se obtuvo un esfuerzo 27.6% mayor a lo solicitado. La tabla 5.4 muestra los resultados de los ensayos.

Tabla 5.4. Resultados ensayos de tracción.

Probeta Nº

Ancho [mm]

Espesor [mm]

Area [mm2]

Carga Ultima

Total [Kg]

Esfuerzo Ultimo Unitario

[psi] T1 19,5 10,6 206,7 16800 115603 T2 19,3 10,7 206,5 16575 114160

5.3.2 Doblado Las dimensiones de las probetas de doblado, corresponden a las especificadas por la norma ASME – IX para doblado transversal lateral, que según el espesor del cupón de prueba se presentan en la figura 5.6.

Figura 5.6. Dimensiones probeta de doblado lateral

Se realizaron cuatro ensayos de doblado lateral, los cuales no presentaron defectos o grietas visibles después del doblado a 180º. La figura 5.7 muestra el proceso y las dimensiones de la matriz de doblado usada, según ASME – IX (QW-466).

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Figura 5.7. Ensayo de doblado. Dimensiones según ASME para materiales con porcentaje de

elongación mayor o igual a 20%.

De los ensayos de tracción y doblado, cuyos resultados satisfacen la norma aplicada, se infiere que el procedimiento de soldadura confeccionado en este trabajo se encuentra calificado.

Figura 5.7. Probetas de doblado lateral.

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5.3.3 Impacto Como ya se mencionó en el punto 5.2, además de las pruebas de tracción y doblado para calificación de procedimiento, se extrajeron probetas del cupón extra para realizar ensayos de impacto Charpy con entalla en V, para verificar que la tenacidad en la unión cumple con los requerimientos mínimos especificados según EN 10028-7, la cual a temperatura ambiente debe ser superior a 60 J.

Figura 5.8. Dimensiones de probeta de impacto Charpy-V.

Se ensayó un set de 3 probetas de impacto en el metal fundido a temperatura ambiente, las cuales arrojaron los siguientes resultados:

Tabla 5.5 Resultados de ensayo de impacto Charpy-V

Probeta Energía Impacto [J]

I1 75,5 I2 66,7 I3 68,6

Promedio 70,3

Se aprecia que todas las muestras superan el mínimo establecido, además las superficies de fractura tiene un carácter fibroso típico de ductibilidad, de lo que se deduce que la unión posee buenas propiedades de tenacidad. 5.3.4 Medición de Porcentaje de Ferrita Utilizando el diagrama WRC-1992, se puede estimar el porcentaje de ferrita de la zona fundida. El procedimiento es a través de un método gráfico, para lo cual se calculan los valores de cromo y níquel equivalente para el metal base y el metal de aporte (expresiones 4.2 y 4.3), con esas coordenadas se ingresa al diagrama y se traza una línea entre los dos puntos. Luego, considerando el porcentaje de dilución del material depositado para arco manual de acuerdo a la literatura [18], el metal base colabora con un 30% de la unión. Así, el porcentaje de ferrita de la unión corresponde al punto sobre la línea trazada, ubicado a una distancia del 30% del segmento con respecto al punto que corresponde al metal de aporte.

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Matemáticamente puede ser calculado por las expresiones: Aporte] Metal[Cr Diluc)-(1 Base] Metal[CrDiluc ]Fundido Metal[ eqeq ×+×=eqCr (5.1)

Aporte] Metal[Ni Diluc)-(1 Base] Metal[NiDiluc ]Fundido Metal[ eqeq ×+×=eqNi (5.2)

Luego, utilizando los valores dados en la tabla 5.1 de la composición química para el metal base y de aporte, se obtienen los resultados de FN presentados en la tabla 5.6.

Tabla 5.6. Contenidos de ferrita utilizando diagrama WRC-1992 Metal Cr eq Ni eq FN Base 25,1 9,8 86

Aporte 25,9 13,1 40 Fundido 25,7 12,1 52

Figura 5.9. Cálculo de Número de Ferrita estimado, según WRC-1992.

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6. DISCUCION Y CONCLUSIONES Los AID se caracterizan por tener una microestructura bifásica formada por austenita y ferrita en concentraciones aproximadamente iguales, es por esto que presenta propiedades de los inoxidables austeníticos y ferríticos, dándole grandes ventajas con respecto a estos aceros, al tener una excelente combinación de resistencia a la corrosión y propiedades mecánicas. Las ventajas que tienen los AID sobre los aceros inoxidables de uso más común, pueden verse afectadas negativamente en las uniones soldadas. Las principales causas del deterioro de la combinación de propiedades que poseen estos aceros son un desbalance de fases de la microestructura y la precipitación de fases intermetálicas. Dentro de las fases que pueden precipitar en los AID, las que presentan un desarrollo favorable en la estructura bifásica y un mayor efecto fragilizante y corrosivo, son los nitruros, la fase sigma, la austenita secundaria y la fase alfa prima. Con respecto a los problemas que lleva un desbalance de fases, se tiene que, a mayor concentración de ferrita disminuye la tenacidad del material, y en el caso de inclinarse la balanza a favor de la austenita, disminuye la resistencia a la corrosión bajo tensión y la resistencia mecánica. Para mantener las propiedades del metal base en la unión soldada, éstas deben ser controladas por su historial térmico y composición química; el control de esta última no presenta mayor dificultad al elegir correctamente un metal de aporte de igual o mejores propiedades que el metal base, además en este caso el electrodo elegido (E2209-16), con composición química y propiedades mecánicas especificadas en la norma ANSI/ASME A5.4, mantiene el balance de fase en el metal de soldadura ya que de la estimación de la cantidad de ferrita mediante el diagrama WRC-1992 se obtuvo un FN 52. El historial térmico, es decir la energía de soldadura, la velocidad de enfriamiento, el espesor del material, el precalentamiento y la temperatura de interpase son todas variables influyentes en la microestructura resultante en la unión. Es por esto que se dio especial énfasis en la preparación del procedimiento a la elección de los parámetros eléctricos y la velocidad de avance de modo de obtener la energía de soldadura óptima para el espesor de la plancha. Además en la ejecución de la soldadura se controló que la temperatura entre los pasos de soldadura no fuera mayor a 150ºC, la cual estuvo entre 60-90ºC. Por lo general la soldabilidad es simplemente conocida como la medida de que tan fácil es hacer una soldadura en un material en particular sin la presencia de grietas. Si es fácil evitar el agrietamiento, el material es estimado “soldable”. Pero el concepto es más amplio, ya que, para que una soldadura sea exitosa también debe involucrar que la unión tenga adecuadas propiedades mecánicas y que soporte la degradación en su servicio, en otras palabras velar por la calidad de la soldadura.

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La calidad de una soldadura es el grado con que las características de la unión cumplen con los requisitos de cierta norma, y para lograr una soldadura de calidad, la calificación de procedimientos de soldadura es la base de un esquema de calidad por que evita el “ensayo y error”. Los resultados obtenidos de los ensayos realizados al cupón soldado de acuerdo al procedimiento de soldadura preparado en el trabajo fueron satisfactorios según norma ASME - Sección IX, ya que no se observaron grietas ni defectos en las 4 pruebas de doblado lateral y la resistencia a la tracción de las probetas de sección reducida fueron 797 y 787 MPa, los cuales superan ampliamente al mínimo especificado por el código para acero dúplex designación UNS S31803, cuyo valor es 620 MPa. Por lo tanto el procedimiento de soldadura para plancha en el rango de espesores entre 4.8 y 20 mm, para proceso SMAW en posición 1G, queda calificado. Al soldarse un segundo cupón con el procedimiento ya calificado, los resultados de las pruebas de impacto a temperatura ambiente arrojaron un promedio de 70.3 [J] con un mínimo de 66.7 [J], sobrepasando el piso establecido por norma EN 10028-7, la cual a temperatura ambiente debe ser superior a 60 [J]. Estos resultados minimizan la probabilidad de precipitación de fases intermetálicas en la unión soldada. Caso contrario, si se hubiesen registrado valores bajo lo recomendado evidenciado una fragilización en la unión, se estaría presente ante una situación más que probable de precipitación de fases intermetálicas, que pondrían en riesgo la resistencia a la corrosión de la junta. Cabe mencionar que valores de impacto aceptables entregan solo una medida de tenacidad y no implican la completa ausencia o escasa precipitación de fases intermetálicas. Pero, como ya se ha mencionado, los requerimientos de una soldadura dependen de las condiciones de servicio para las cuales se necesita, y si la resistencia a la corrosión es la prioridad, se debe solicitar detectar y/o cuantificar el porcentaje de fases secundarias en la unión soldada como prueba para calificar el procedimiento de soldadura, así como también determinar exactamente el contenido de ferrita. De lo anterior, y considerando que el proceso utilizado es netamente manual y el soldador que realizó la unión no estaba pre-calificado en AID, se puede decir que este acero posee buena soldabilidad, ya que tomando ciertas precauciones como elección correcta del metal de aporte, controlar las variables eléctricas que determinan la energía de entrada y no excederse con la temperatura de interpase, es posible obtener una soldadura de buena calidad. Esto no implica que toda soldadura hecha a futuro con este procedimiento resulte exitosa, ya que, de lo observado durante la ejecución de la unión, se comprendió la importancia del rol de la supervisión continua para lograr soldaduras de buena calidad.

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pressure vessels.

45

ANEXO I

Composición, Propiedades Físicas y Mecánicas de los AID.

46

Tabla I.1. Composición química (% peso) de aceros inoxidables Dúplex. *

* Máximo, a menos que se diga otra cosa. ** No se define en las especificaciones. *** Este grado fue originalmente hecho sin nitrógeno, por eso se considera de primera generación.

47

Tabla I.2. Propiedades físicas a altas temperaturas de aceros dúplex comparadas con aceros al carbono e inoxidables austeníticos

Nombre Nº UNS 20ºC 100ºC 200ºC 300ºC 400ºC 500ºC

Módulo Elástico de Tensión en función de la Temperatura en GPa

Acero al Carbono G10200 207 - - - - - Tipo 304 S30400 193 192 183 177 168 159 Tipo 329 S32900 200 195 185 - - - 3RE60 S31500 200 190 180 170 160 150 2304 S32304 200 190 180 170 160 150 2205 S31803 200 190 180 170 160 150 UR 47N S32750 205 194 181 170 - - Ferralium 255 S32550 210 200 198 192 182 170 UR 52N+ S32520 205 185 185 170 - - 2507 S32750 200 190 180 170 160 150

Coeficiente de Expansión Térmica, desde 20ºC a T en 1/ºC*10-6 Acero al Carbono G10200 NA 12,1 13,0 - 14,0 - Tipo 304 S30400 NA 16,4 16,9 17,3 17,6 18,0 Tipo 329 S32900 NA 10,9 11,0 11,6 12,1 12,3 3RE60 S31500 NA 13,0 13,5 14,0 14,5 15,0 2304 S32304 NA 13,0 13,5 14,0 14,5 15,0 2205 S31803 NA 13,0 13,5 14,0 14,5 15,0 UR 47N S32750 NA 12,5 13,0 13,5 - - Ferralium 255 S32550 NA 12,1 12,6 13,0 13,3 13,6 UR 52N+ S32520 NA 12,5 13,0 13,5 - - 2507 S32750 NA 13,0 13,5 14,0 14,5 15,0

Conductividad Térmica en función de la Temperatura en W/m ºC Acero al Carbono G10200 52,0 51,0 49,0 - 43,0 - Tipo 304 S30400 14,5 16,2 17,8 19,6 20,3 22,5 Tipo 329 S32900 - - - - - - 3RE60 S31500 16,0 17,0 19,0 20,0 21,0 22,0 2304 S32304 16,0 17,0 19,0 20,0 21,0 22,0 2205 S31803 16,0 17,0 19,0 20,0 21,0 22,0 UR 47N S32750 17,0 18,0 19,0 20,0 - - Ferralium 255 S32550 13,5 15,1 17,2 19,1 20,9 22,5 UR 52N+ S32520 17,0 18,0 19,0 20,0 - - 2507 S32750 16,0 17,0 19,0 20,0 21,0 22,0

48

Tabla I.3. Propiedades mínimas de tracción y máximas de dureza a temperatura ambiente para aceros inoxidables forjados. ASTM A240

Dureza Acero Grados UNS

Rp0,2 [MPa]

Rm [Mpa] HB HRC

S40900 205 380 179 - Ferrítico

S44700 415 550 223 20

S31603 170 485 217 - Austenítico

S31254 300 650 223 -

S31200 450 690 293 31

S31260 485 690 290 -

S31803 450 620 293 31

S32304 400 600 290 32

S32550 550 760 302 32

S32750 550 795 310 32

S32760 550 750 270 -

S32900 485 620 269 28

Dúplex

S32950 485 690 293 32

49

ANEXO II

Diseños de uniones para AID

50

Tabla II.1 . Ejemplos de diseños de juntas para soldadura usados con aceros dúplex.

51

ANEXO III

Calificación de Procedimiento de soldadura para AID

52

III. CALIFICACION DE PROCEDIMIENTO DE SOLDADURA Tomando como referencia el código ASME, Sección IX, el primer paso para calificar un procedimiento de soldadura es preparar una Especificación de Procedimiento de Soldadura (WPS), en el cual se entregan las variables que intervienen en un procedimiento de soldadura, luego soldar piezas de ensayo (Cupones) y realizar pruebas para generar el Registro de Calificación del Procedimiento (PQR), finalmente comparar variables de WPS sin calificar con resultados de PQR de acuerdo a requerimientos de la norma, para certificar o rechazar el procedimiento. La Especificación de Procedimiento de Soldadura (WPS), es un documento escrito, preparado y calificado que provee directrices al personal que ejecuta e inspecciona soldaduras de producción. Su propósito es definir y documentar todos los detalles que se deben tener en cuenta al soldar materiales o partes específicas. Una WPS debe contener:

• Todas las variables esenciales relativas a cada proceso usado en el procedimiento • Todas las variables no esenciales relativas a cada proceso usado en el procedimiento • Variables esenciales suplementarias si se requiere impacto • Rangos aceptables para el procedimiento • Cualquier otra información útil

El Código ASME, Sección IX entrega para cada proceso de soldadura una lista de las variables esenciales, esenciales suplementarias y no esenciales. Estas variables se agrupan teniendo en cuenta ciertos factores y se detallan en párrafos del código tal como se indica en la tabla III.1.

Tabla III.1 Variables de soldadura. Párrafo Variable Párrafo Variable QW-402 Juntas QW-407 PWHT QW-403 Metales Bases QW-408 Gas QW-404 Metales de Aporte QW-409 Características Eléctricas QW-405 Posiciones QW-410 Técnica QW-406 Precalentamiento

Variable esencial; toda aquella, que al cambiar, afecta las propiedades mecánicas de la unión. Variable no esencial; toda aquella, en las cuales un cambio, que se describe en las variables específicas, puede ser hecho en la WPS sin recalificación. Variable esencial suplementaria; toda aquella, que al cambiar, afecta las propiedades de impacto. En la tabla III.2 se presentan las variables esenciales, suplementarias y no esenciales para el procedimiento SMAW, según QW-253 del Código ASME IX.

53

Tabla III.2 . Variables de proceso SMAW

El metal base utilizado en la calificación debe estar dentro de una agrupación, los cuales se indican en el apartado QW-422 del ASME IX, mediante la designación de un número (Nº P) y grupo (Nº Grupo), agrupación realizada para reducir la cantidad de requerimientos de calificación de

54

procedimientos de soldadura, estas asignaciones se hicieron comparando composición, soldabilidad y propiedades mecánicas de los metales bases. Esta asignación no implica que un metal base puede indiscriminadamente sustituir el metal base usado en los test de calificación, sin consideraciones de la compatibilidad desde el punto de vista de propiedades metalúrgicas, tratamientos térmicos, propiedades mecánicas y requerimientos de servicio. Además, el código entrega en el punto QW-451, los rangos de espesor calificados en función del espesor de la probeta a utilizar. El metal de aporte utilizado en la calificación debe estar dentro de una agrupación, los cuales se indican en el punto QW-432 del código, mediante la designación de un número (Nº F), los cuales se agruparon para reducir o simplificar el número de calificaciones de procedimientos, agrupación realizada de acuerdo a características de utilidad que determinen la habilidad de soldadura para realizar ésta en forma satisfactoria con un metal de aporte dado. Al igual que el metal base, no implica la sustitución del metal de aporte sin considerar su compatibilidad. Otra agrupación (Nº A) que se presenta en el punto QW-442, se realiza en función del análisis químico del metal de soldadura. Registro de Calificación del Procedimiento (PQR), documento que da soporte al WPS, modificando o justificando el procedimiento, contiene los resultados de la preparación del cupón por soldadura, y de los ensayos hechos sobre los especimenes de prueba. III.2 ENSAYOS DE CALIFICACION DE PROCEDIMIENTO La determinación de las propiedades mecánicas de los metales, es obtenida a través de ensayos mecánicos realizados en cuerpos de prueba de dimensiones, formas y procedimientos de ensayos, estandarizados por normas nacionales o extranjeras. Estos ensayos mecánicos pueden ser, ensayo de tracción, ensayo de doblado, ensayo de fractura, ensayo de impacto, etc. Otros tipos de ensayos pueden ser exámenes radiográficos, macrográficos, los cuales se realizan dependiendo de la solicitud del código o realizadores de la calificación. Según la norma ASME, Sección IX, para calificación de procedimiento, los ensayos mecánicos y la cantidad de probetas necesarias para cada ensayo se resumen en la Tabla III.3.

Tabla III.3 Tipo y número de ensayos mecánicos.

Espesor T de muestra de Prueba de Soldadura, pulg

Tracción (QW-150)

Doblado Lateral

(QW-160)

Doblado de Cara

(QW-160)

Doblado de Raíz

(QW-160) Menos de 1/16 2 - 2 2 1/16 a 3/8, incl. 2 (1) 2 2

Sobre 3/8 hasta menos de 3/4 2 (1) 2 2 3/4 hasta menos de 1 1/2 2 (2) 4 - -

Más de 1 1/2 2 (2) 4 - - (1) Cuatro pruebas de doblado lateral pueden servir en lugar de las de doblado de cara y raíz, cuando el espesor es

mayor o igual a 3/8. (2) Ver QW-151 (.1, .2, .3) para espesores sobre 1 pulgada.

55

III.2.1 Tracción (QW -150) Se realiza este test para determinar la resistencia de la unión soldada (Esfuerzo de ruptura), las muestras de este ensayo serán realizadas conforme a los requerimientos que indica el código ASME, los cuales se dividen en sección reducida en plancha y cañería, muestras torneadas y de sección completa para cañería. Las dimensiones de los cuerpos de prueba para sección reducida en plancha se presentan en la figura III.1. (QW-462.1).

Figura III.1. Probeta para ensayo de tracción.

El esfuerzo de ruptura se calcula dividiendo la máxima carga por el área de sección recta más pequeña del espécimen, según se calculo por mediciones reales hechas antes que la carga sea aplicada. (QW-152) La norma ASME establece como criterio de aceptación (QW-153), que el esfuerzo de ruptura no sea menor a:

• La mínima resistencia de tensión especificada del metal base, o • La mínima resistencia de tensión especificada del mas débil de los dos, si se usan metales

base de resistencias de tensión mínima diferentes, o • La mínima resistencia de tensión especificada del metal de soldadura cuando la Sección

aplicable da disposiciones para el uso de metal de soldadura que tiene resistencia a temperatura ambiente inferior que el metal base;

• Si la probeta se rompe en el metal base fuera de la soldadura o de la línea de fusión, la prueba será aceptada como que satisface los requerimientos, siempre y cuando la resistencia no esté más del 5% bajo de la mínima resistencia de tensión especificada del metal base.

La tensión mínima especificada para los aceros dúplex, número P-10H, se entrega en QW/QB-422, y se presenta en la Tabla III.4.

56

Tabla III.4. Tensión mínima especificada para aceros dúplex

Espec. No Tipo o Grado

UNS Tensión Mínima, ksi

Mpa

SA-240 S31200 S31200 100 690 SA-240 S31260 S31260 100 690 SA-240 S31803 S31803 90 620 SA-240 S32550 S32550 110 760 SA-240 Tipo 329 S32900 90 620 SA-240 S32950 S32950 90 620

III.2.2 Doblado (QW-160) Este ensayo se realiza para determinar el grado de solidez y ductibilidad en una forma cualitativa de las uniones de soldadura. Las muestras para el ensayo de doblado se prepararán cortando planchas de secciones rectas aproximadamente rectangulares. Las superficies de corte se designarán como los lados del espécimen. Las otras dos superficies serán llamadas de cara y de raíz, siendo la superficie de cara la de mayor ancho de soldadura. Estas muestras se clasifican en varios tipos, los que dependen si el eje de la soldadura es transversal o paralelo al eje longitudinal de la muestra y de cual superficie es el lado convexo (exterior) del espécimen de doblez Las dimensiones de las muestras de doblado transversal se muestran a continuación. Doblado Transversal Lateral. QW-462.2

Figura III.2. Especimenes para doblado lateral.

Tabla III.5. Dimensiones para especimenes de doblado lateral.

W, pulg. T, pulg. y, pulg Nº P-23,

F-23, P-35 Todos los otros

materiales 3/8-1 1/2, incl. T 1/8 3/8 > 1 1/2, incl. (1) 1/8 3/8

57

Doblado Transversal de Cara y Raíz. QW-462.3 (a)

Figura III.3. Especimenes para doblado de cara y raíz.

Tabla III.5. Dimensiones para especimenes de doblado de cara y raíz. y, pulg.

T, pulg. Nº P-23, F-23, P-35

Todos los otros materiales

1/16 a <1/8 T T 1/8 a 3/8 1/8 T

>3/8 1/8 3/8 Según código ASME (QW-163), el criterio de aceptación de este ensayo establece que no deberán haber defectos abiertos en la soldadura o en la ZAT que excedan de 1/8 pulg. (3.2 mm), medido en cualquier dirección sobre la superficie convexa del espécimen después de doblado. Los defectos abiertos que ocurran en las esquinas del espécimen no se tomarán en cuenta a menos que haya evidencia precisa de que ellos resultan por falta de fusión, inclusiones de escoria u otros defectos internos.

58

III. 3 PREPARACION DE WPS PARA AID. El proceso de soldadura a utilizar es arco manual (SMAW), ya que de los comúnmente usados es el más crítico debido a que no cuenta con las ventajas de otros procesos como el uso de factores automáticos. En general los procedimientos de soldadura para aceros inoxidables buscan mantener las propiedades de resistencia a la corrosión, es por esto que en el procedimiento se utilizarán prácticas tales como: Penetración completa, las soldaduras a tope deben penetrar completamente y si es posible asegurar esta condición con un cordón de respaldo a la raíz, ya que en servicio corrosivo, cualquier rendija es un sitio potencial para la corrosión por grietas. Evitar la contaminación por hierro, en algunos ambientes si no se elimina el hierro, puede tener lugar un severo ataque por picadura. Por esto, no se debe permitir el contacto de las superficies de acero inoxidable con elementos de hierro o acero. Evitar óxidos superficiales de la soldadura, los óxidos pueden estar en forma de tinte de calor, que pueden variar desde un color pajizo, pasando por el púrpura, hasta el negro. Cuanto más coloreado es el óxido, más grueso es, y más fácil desarrollará la corrosión por picadura. Además deben eliminarse las marcas de encendido del arco, las salpicaduras de soldadura y la escoria en su totalidad. El diseño y corte de la unión, a excepción del corte oxiacetilénico que genera óxidos de cromo refractarios, es similar a lo utilizado en los aceros al carbono. En lo posible usar corte por arco de plasma. Como se vio en la revisión teórica, en los AID además de la resistencia a la corrosión, es de suma importancia no perder sus características mecánicas, por lo que se hace necesario establecer los rangos óptimos de las variables que influyen en la composición química de la unión y la velocidad de enfriamiento. La composición química la fija el Metal base, Metal de aporte y el Gas (para este caso No Aplica). La velocidad de enfriamiento está dada por el Precalentamiento, Tratamiento térmico Post soldadura, Características eléctricas y la Técnica. El metal base corresponde a un dúplex 2205, clasificado según norma ASME IX con el Numero P 10H, grupo 1. Espesor de plancha 10 mm, que según párrafo QW-451.1, califica los espesores en el rango de 4.8 – 20 mm. El metal de aporte es un electrodo rutílico E2209-16, de características según catálogo en Anexo V. Se seleccionó debido a que presentan mejores características de operación que uno con revestimiento básico, como arco estable y uniforme, con buena transferencia de metal.

59

Sin Precalentamiento o Tratamiento Térmico Post soldadura, y temperatura máxima de interpase que no supere los 150ºC. Las características eléctricas y la técnica son en general las típicas para el proceso SMAW, con control de corriente según diámetro del electrodo y de voltaje según largo del arco. Los rangos de corriente según fabricante de electrodos con velocidad de avance y voltaje de acuerdo a la energía de entrada óptima. En Anexo IV se muestra el WPS elaborado para soldar un cupón de acero inoxidable 2205 (S31803) de 10 mm de espesor utilizando el proceso de soldadura por arco de metal protegido (SMAW). El formato utilizado para el WPS, al igual que para el PQR, es una modificación del que entrega el código ASME, en donde las variables están ordenadas por párrafos de la Sección IX.

60

ANEXO IV

WPS –PQR

61

62

63

64

65

66

ANEXO V

Metal de Aporte

67

68

69

ANEXO VI

Probetas de Ensayo

70

Figura VI.1 . Cupón de Prueba de Calificación

Figura VI.2 . Probetas de Tracción.

71

Figura VI.2 . Probetas de doblado

. Figura VI.2 . Probetas de impacto Charpy-V