CARACTERISTICAS DE TRANSFORMACION DEL METAL DE

Jornadas SAM – CONAMET - AAS 2001, Septiembre de 2001
133-140
CARACTERISTICAS DE TRANSFORMACION DEL METAL DE
APORTE PURO DE UN ALAMBRE TUBULAR E81T5Ni1.
H.G.Svobodaa, N.M. Ramini de Rissoneb, E.Surianb, L.A. de Vediaa,c
a
Laboratorio de Metalografía - Dpto. Ing. Mecánica y Naval - FIUBA.
DEYTEMA- Fac. Regional San Nicolás – U.T.N.
c
Instituto de Tecnología Prof. Jorge A. Sábato – UNSAM-CNEA.
b
RESUMEN
En el presente trabajo se estudiaron las transformaciones de fase γ→α y γ→M(bct) que
tienen lugar en el metal de soldadura de un acero ferrítico de alta resistencia, aleado al C-MnNi, depositado por medio de un alambre tubular del tipo “metal-cored”, a través del proceso
GMAW. Se desarrollaron técnicas experimentales basadas en la aplicación de distintos ciclos
térmicos a muestras de metal de aporte puro, de forma de poner de manifiesto las
transformaciones en estudio. Posteriormente, a través de un análisis microestructural y de
dureza, se determinó la evolución de ambas transformaciones y sus temperaturas
características A1, A3, Ms y M90. A su vez, se propuso un modelo experimental para la
evolución de dichas transformaciones, obteniéndose una expresión que relaciona el porcentaje
de transformación con la temperatura.
Palabras claves
Metal Cored Arc Welding, Metal de Aporte Puro, Temperaturas de Equilibrio A1-A3, Rango
Martensítico Ms-M90, Microestructura
INTRODUCCION
En la etapa de enfriamiento del metal de soldadura, las transformaciones de fase que
tienen lugar se pueden diferenciar en dos grupos: la solidificación y las transformaciones en
estado sólido. Las características microestructurales y por ende las propiedades finales del
material quedarán determinadas, en gran medida, por estas transformaciones. Así, el
conocimiento de estas transformaciones es de fundamental importancia a fin de caracterizar el
sistema y predecir el comportamiento del mismo. El objetivo de este trabajo es estudiar las
transformaciones γ→α, y γ→M(bct) que tienen lugar en el metal de aporte puro.
PROCEDIMIENTO EXPERIMENTAL
Material y procedimiento de soldadura
Se realizaron una serie de probetas de metal de aporte puro, según lo indicado por la
norma ANSI-AWS A5.28-96. La soldadura fue realizada por el proceso GMAW, utilizando
como consumible un alambre tubular del tipo “metal cored”, de 1,2 mm de diámetro aleado al
C-Mn-Ni. Los parámetros de soldadura utilizados fueron: V=26V, I=245A, Q=1KJ/mm, en
posición bajo mano, con CO2 como gas de protección y con una temperatura de
precalentamiento y entre pasadas de 150ºC. En la Tabla 1 se puede ver la composición
química obtenida para el metal de aporte puro. De este material se obtuvieron muestras con
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Svoboda, Ramini de Rissone, Surian, de Vedia
forma de paralelepípedo de aproximadamente 8x8x3 mm que se utilizaron para el desarrollo
de este trabajo.
Tabla 1. Composición Química del metal de aporte puro en estudio.
%C %Mn %Ni
%Si
%P
%S
%Cr
%Mo
0,035
1,41
0,92
0,36
0,009
0,006
<0,15
<0,10
Transformación γ → α
Para determinar las temperaturas críticas inferior A1 y superior A3 se realizó sobre las
muestras de metal de aporte puro, el siguiente ciclo térmico: Se austenizó a 900ºC, durante 30
minutos. Luego se dejó enfriar en el horno (velocidad de enfriamiento aproximada de 4,5
ºC/min.) hasta una temperatura de tratamiento Ti, manteniendo la muestra a dicha temperatura
durante 10 min. Finalmente se enfrió en agua. Las temperaturas Ti estudiadas fueron 900ºC,
840ºC, 810ºC, 780ºC, 740ºC, 720ºC, 700ºC, 680ºC, 650ºC, 625ºC, 600ºC y 460ºC. La
caracterización microestructural se realizó con microscopía óptica (LM) y análisis de dureza
vickers (HV1Kg) sobre cada muestra. Asimismo, se realizó metalografía cuantitativa con una
cuadricula de 5x5 en 8 zonas de cada muestra, siendo un total de 200 puntos relevados para
cada caso.
Dadas las condiciones impuestas en cuanto a las bajas velocidades de enfriamiento y
tiempos prolongados de permanencia a temperatura, se considera que las temperaturas críticas
así determinadas corresponden con buena aproximación a las temperaturas de equilibrio de
este sistema.
Transformación γ → M
A fin de caracterizar la transformación martensítica en este sistema de aleación, se
desarrolló la siguiente técnica experimental. Se austenizaron muestras durante 5 minutos a
1200ºC, a fin de reproducir las altas temperaturas características de la soldadura. Luego, se
enfriaron en un baño de sales fundidas a una temperatura de tratamiento isotérmico Ti,
manteniéndolas durante 15 minutos. Por último, se enfriaron al aire hasta temperatura
ambiente. Las temperaturas Ti estudiadas fueron 535ºC, 500ºC, 450ºC, 410ºC, 380ºC, 340ºC,
290ºC, 265ºC, 235ºC, 170ºC, 100ºC y 20ºC. La caracterización microestructural se realizó con
microscopía óptica (LM) y análisis de dureza (HV1kg).
RESULTADOS
Transformación γ → α
Las muestra realizada a 900ºC esta conformada fundamentalmente por martensita,
mientras que la tratada a 460ºC evidencia una estructura ferrítica, por lo que se utilizaron
como muestras patrón para determinar la dureza de dichas fases. Los valores determinados de
dureza [HV1kg] fueron 145HV para la ferrita y 360HV para la martensita. Estos valores son
consistentes con los reportados en la bibliografía[1].
En la Figura 1 se graficaron los valores de dureza obtenidos en función de la
temperatura de tratamiento Ti. En esta figura se puede ver que la dureza va disminuyendo a
medida que disminuye la temperatura Ti. Se ven, a su vez, dos temperaturas para las que se
estabiliza la dureza, una superior y otra inferior. En las Figuras 2, 3 y 4 se observan
fotomicrografías del muestras a 840ºC, 720ºC y 460ºC. En estas imágenes se puede observar
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como aumenta el porcentaje de ferrita y disminuye el de martensita a medida que desciende la
temperatura de tratamiento Ti, de acuerdo a lo mencionado anteriormente.
Dureza Vickers [HV1kg]
400
364 360
348
320
350
300
273
251
250
200
150
146
211
195
173
168
150
100
450 500 550 600 650 700 750 800 850 900
Temperatura [ºC]
Figura 1. Gráfico de dureza vs. temperatura de tratamiento Ti.
Figura 2. Muestra Ti=840ºC, escala 10µm.
Figura 3. Muestra Ti=720ºC, escala 20µm.
Transformación γ → M
En la Figura 5 se graficaron los valores de dureza obtenidos en función de la
temperatura de tratamiento isotérmico a que fueron sometidas las muestras. La curva
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Svoboda, Ramini de Rissone, Surian, de Vedia
superpuesta al gráfico corresponde a una curva de ajuste polinómica, que corresponde a la
ecuación (1), siendo el coeficiente de regresión R2=0,9946.
HV = 6,057E-09 T4 – 5,925E-06 T3 +1,115E-03 T2 – 1,084E-01 T + 3,648E+02
(1)
En las Figuras 6, 7 y 8 se pueden ver fotomicrografías de las muestras tratadas a 500ºC,
410ºC y 20ºC. En dichas figuras se puede apreciar el aumento de la cantidad de martensita
presente en la microestructura a medida que disminuye la temperatura Ti.
Martensita
Figura 4. Muestra Ti=460ºC, escala 10µm.
Dureza Vickers [HV1kg]
400
375
363
350
359 358
325
343
328
323
300
311
288
273
275
250
243
225
200
0
100
200
300
400
Temperatura Ti[ºC]
230
215
500
Figura 5. Dureza [HV1kg] en función de la temperatura de tratamiento.
ANÁLISIS Y DISCUSION
Transformación γ → α
Al calentar el material hasta 900ºC se logra la austenización completa de la muestra.
Luego, durante el enfriamiento en el horno a una baja velocidad, al llegar a la temperatura A3
la austenita se comenzará a transformar en ferrita. Cuando se alcanza la temperatura Ti,
correspondiente a un cierto porcentaje de transformación austenita-ferrita, se mantiene un
cierto tiempo para homogeneizar la temperatura en toda la muestra. Posteriormente, al enfriar
en agua el porcentaje de austenita remanente transformará en martensita. De esta forma, se
obtiene una estructura bifásica conformada por ferrita y martensita. A medida que toman
temperaturas Ti menores, se tiene un mayor porcentaje de transformación, por lo que la
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cantidad relativa ferrita observada aumenta. Finalmente, se llega a una temperatura Ti donde
se completa la transformación, correspondiendo esa temperatura Ti a la temperatura A1.
Figura 6. Muestra Ti=460ºC, escala 10µm.
Figura 7. Muestra Ti=410ºC, escala 10µm.
Figura 8. Muestra Ti=20ºC, escala 10µm.
La dureza medida sobre las muestras disminuye a medida que la temperatura Ti es
menor, puesto que aumenta la cantidad relativa de ferrita y disminuye la de martensita. Esta
disminución en la dureza tendrá lugar hasta que se complete la transformación, donde la
dureza se estabilizará. Esta temperatura será A1. De forma similar ocurre con A3, donde la
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Svoboda, Ramini de Rissone, Surian, de Vedia
temperatura a la que los máximos valores de dureza se vuelven estables corresponde a cero
ferrita, o sea A3.
Para caracterizar la evolución de dicha transformación es necesario conocer el
porcentaje relativo de cada fase en volumen, en función de la temperatura. Con este fin, se
propone un modelo que asume que el valor de dureza de la muestra, medido
experimentalmente, es el resultado del aporte ponderado que hace cada una de las fases
presentes. Esto se puede expresar matemáticamente a través de un promedio ponderado de la
dureza de cada una de las fases presentes pesado con la cantidad relativa de cada una de ellas,
como se ve en la ecuación (2).
HV(T) [muestra] = HF x F(T) + HM x M(T)
donde F(T) + M(T) = 1
(2)
dado que la microestructura está conformada solo por dos fases. Donde F(T) es la fracción de
ferrita, M(T) es la fracción de martensita, HM la dureza de la martensita, HF la dureza de la
ferrita y HV(T) es la dureza de la muestra en función de la temperatura. Ya que la dureza de
la ferrita y de la martensita son conocidas, según lo mencionado mas arriba, operando y
reemplazando, se tiene la ecuación (3).
F(T) = (360 – HV(T)) / 215
(3)
En la figura 9 se grafica dicha expresión en función de la temperatura, a partir de los
datos de HV(T) (fig.1). Sobre estos puntos, se realizó un ajuste con una ecuación polinómica,
quedando como expresión la ecuación (4).
F(T)= 1,4900E-07T3 - 3,2507E-04T2 + 2,3403E-01T - 5,2473E+01
(4)
El coeficiente de regresión es R2 = 0,9915. Esta expresión entrega la fracción de ferrita en
volumen en función de la temperatura, válida para el rango en estudio. Además, en la figura 9
también se grafican los resultados de la cuantificación metalográfica realizada, mostrando una
buena correspondencia con los valores obtenidos a través del modelo descrito mas arriba. El
método desarrollado aquí constituye una alternativa de mayor simplicidad y de rápida
realización respecto del de cuantificación metalográfica.
A fin de determinar las temperaturas de inicio y fin de dicha transformación, se evaluó
la expresión (4), teniendo que para T=610ºC se tiene F=0,950. A su vez, para T=840ºC es
F=0,031. Por lo que se considera apropiado definir la temperatura A1=840ºC y A3=610ºC.
Estos valores corresponden en la figura 1 a los puntos donde la dureza de las muestras se
estabiliza. A su vez, es consistente con lo observado en las fotomicrografías de las figuras 2 a
4. En la Figura 2, correspondiente a la muestra tratada a 840ºC se observa una estructura
martensítica, prácticamente sin presencia de ferrita. En las figuras 3 y 4, se puede ver como
aumenta progresivamente el porcentaje de ferrita en detrimento de la cantidad de martensita
presente en la microestructura. El hecho de que el último porcentaje de austenita no se
descomponga en ferrita a pesar de estar a temperaturas inferiores a A1 (fig.4) podría deberse a
dos efectos. Por un lado, el contenido de carbono de la aleación estaría efectivamente por
encima de la máxima solubilidad de la ferrita a la temperatura de transformación eutectoide
A1 (∼0,02%)[2], por lo queda un remanente de austenita sin transformar a ferrita. A su vez, el
hecho de que existan zonas segregadas[3] y que sea en estas mismas zonas donde se observa
la presencia de una segunda fase no ferrítica (figura 4), podría deberse a que la austenita se
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estabilizó localmente debido a la microsegregación existente. Así al segregarse C, Mn y Ni,
que son elementos gammágenos[4], la fase gamma alcanza una estabilización relativa, que
solo se supera a temperaturas inferiores, por lo que transforma directamente a martensita.
1
%Ferrita
0,8
0,6
F (dureza)
0,4
F (metalog.)
0,2
0
590
640
690
740
790
840
Temperatura (ºC)
Figura 9. Porcentaje de ferrita en función de la temperatura.
Transformación γ → M
Como resultado del ciclo térmico aplicado a las muestras se tiene que, al austenizar a
1200ºC, la microestructura “como soldado” es eliminada, lográndose obtener solo fase γ.
Posteriormente, al enfriar en el baño isotérmico hasta la temperatura de tratamiento, si esta
temperatura se encuentra por debajo de la temperatura Ms, entonces tendrá lugar una
descomposición parcial de la austenita en martensita. El porcentaje de transformación será
función de la temperatura. Finalmente, el resto de austenita podrá descomponerse según las
transformaciones difusionales que tengan lugar a esa temperatura. De esta forma, la
microestructura de la muestra estará compuesta por martensita, si la temperatura de
tratamiento isotérmico fue menor que Ms, y por fases como ferrita acicular, ferrita con
segundas fases, ferrita en borde de grano, etc., de naturaleza difusional. Así, cuando se detecte
el primer porcentaje de martensita se habrá alcanzado la temperatura Ms. A medida que
disminuye la temperatura del baño, mayor será el porcentaje de martensita. Entonces, cuando
todo sea martensita, se tendrá la temperatura Mf. En este sentido, a partir del análisis
microestructural realizado, se pudo determinar que en la muestra Ti=500ºC la microestructura
está compuesta solo por fases con características difusionales, sin detectarse presencia de
martensita (Fig.6). De la misma forma, en la muestra Ti=410ºC se determinó la presencia de
martensita en la microestructura (Fig.7). En la Figura 8 se puede ver la muestra tratada a
20°C, observándose una estructura completamente martensítica. La dureza de los
componentes difusionales se estimó en HD=245HV, a partir de mediciones realizadas sobre la
muestra tratada a 450ºC, donde no se observó la presencia de martensita. Se asume, en una
primera aproximación, que HD es constante, dentro del rango Ms-M90, mientras que
disminuye a medida que aumenta la temperatura por encima de Ms. Por esto, es que no se
observa una estabilización en los valores de dureza que permita identificar la temperatura Ms.
Si de la misma forma que en la transformación γ→α, asumimos que el valor de dureza de la
muestra está conformado por el aporte de cada una de las fases, se puede modelar la evolución
de la transformación según la ecuación (5).
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Svoboda, Ramini de Rissone, Surian, de Vedia
HV = M x HM + D x HD
donde M + D = 1
(5)
Considerando que la microestructura está compuesta por martensita M y por un conjunto de
constituyentes con características difusionales D. Donde D es la fracción de componentes
difusionales y HD es la dureza de dichos componentes. Operando y reemplazando, queda
finalmente la expresión dada por la ecuación (6).
M(T) = (6,057E-09T4–5,925E-06T3+1,115E-03T2 -1,084E-01T+119,8) / 120
(6)
La curva de la Figura 5 muestra una forma similar a la de la transformación γ→α, pero
en este caso, la zona de estabilización de alta temperatura, asociada con Ms , no se pone de
manifiesto debido a lo mencionado mas arriba. Esta curva es consistente con lo reportado por
Cohen para la variación del porcentaje de martensita en función de la temperatura, en aceros
trabajados[5].
De la expresión enunciada arriba se pueden obtener las temperaturas características de
transformación de este sistema, bajo las condiciones enunciadas anteriormente. Así,
evaluando dicha expresión, se tiene que para T=180ºC es M=0,902. A su vez, para T=455ºC
surge que M=0,023. Así, se puede definir que la temperatura de comienzo de transformación
martensítica del material en estudio es Ms=455ºC, mientras que para el 90% de
transformación martensítica será M90=180ºC. Los resultados obtenidos son consistentes con
lo observado metalográficamente y con lo obtenido por Harrison y Farrar[1].
CONCLUSIONES
- Las técnicas experimentales desarrolladas fueron eficaces para el estudio de las
transformaciones γ→α y γ→M, que tienen lugar en el material estudiado.
- La transformación γ→α tiene lugar en el rango de temperaturas 840ºC-610ºC, siendo estas
las temperaturas de equilibrio A1 y A3 del sistema en estudio. Se obtuvo una expresión que
modela la evolución de la transformación en el rango mencionado.
- La transformación γ→M tiene lugar en el rango de temperaturas 455ºC-180ºC, siendo estas
las temperaturas críticas Ms y M90, respectivamente, bajo las condiciones empleadas. Se
obtuvo una expresión que modela la evolución de la transformación en el rango mencionado.
REFERENCIAS
1. P.Harrison, R.Farrar. Metal Const., July, 392R, 1987.
2. R.Cahn, P. Haasen. Physical Metallurgy, North Holland, Amsterdam, 1996.
3. H.G.Svoboda, E.Surian, L.A. de Vedia. Trabajo presentado en estas Jornadas.
4. K.Easterling, Introduction to the physical metallurgy of welding, Butterworths, Sevenoaks,
1983.
5. M.Cohen; Trans. ASM, 41, 35, 1949.
AGRADECIMIENTOS
Los autores agradecen a ANPCyT, CIC, CONICET y Air Liquide S.A. por el apoyo
brindado.
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