SOLIDIFICACION DEL METAL DE APORTE PURO DE UN ALAMBRE TUBULAR E81T5Ni1

Jornadas SAM – CONAMET - AAS 2001, Septiembre de 2001
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SOLIDIFICACION DEL METAL DE APORTE PURO DE UN
ALAMBRE TUBULAR E81T5Ni1
H.G. Svobodaa, E. Surianb, N.M.Ramini de Rissoneb, L.A. de Vediaa,c.
a
Lab. De Metalografía, Dpto. Ing. Mecánica y Naval, FIUBA, Paseo Colón 850, 1063 Bs.As.
DEYTEMA, Regional San Nicolás, U.T.N., San Nicolás, Bs.As.
c
Instit. de Tecnología Prof. J.A. Sábato, UNSAM-CNEA. Av. Libertador 8250, 1429 Bs.As.
b
RESUMEN
En el presente trabajo se estudiaron características de solidificación del metal de
soldadura de un acero ferrítico de alta resistencia, aleado al C-Mn-Ni, depositado por medio
de un alambre tubular del tipo “metal cored”, a través del proceso GMAW. Para esto, se
desarrollaron técnicas experimentales basadas en la aplicación de ciclos térmicos a muestras
de metal de aporte puro. Mediante la aplicación de dicha técnica, se estudió la subestructura
de solidificación y la microsegregación. A su vez, se analizó la mecánica de solidificación
durante la soldadura. Para la caracterización se utilizaron las técnicas experimentales de
microscopía óptica (LM), microscopía electrónica de barrido (SEM), microsonda electrónica
(EMP) y microdureza Vickers (HV). Esta metodología, demostró constituir una alternativa
útil con relación a las técnicas habitualmente empleadas.
Palabras claves
Metal Cored Arc Welding, Aceros ferríticos al C-Mn-Ni, Metal de Aporte Puro, Estructura de
Solidificación, Microsegregación
INTRODUCCION
El estudio de la solidificación y las transformaciones de fase en el metal de soldadura
constituye uno de los puntos mas importantes para la comprensión de los fenómenos que
tienen lugar en el metal de soldadura y para la predicción de las propiedades mecánicas del
mismo. El objetivo de este trabajo es estudiar ciertas características de solidificación como la
mecánica de la solidificación, la subestructura y la microsegregación.
PROCEDIMIENTO EXPERIMIENTAL
En el marco de un programa de investigación de propiedades mecánicas y
microestructura del metal de aporte puro de depósitos de realizados con alambres tubulares, se
realizaron una serie de probetas de metal de aporte puro, según la norma ANSI-AWS A5.2896. 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, clasificado
como E81T5Ni1, por la norma antes mencionada. Los parámetros de soldadura utilizados
fueron: V=25V, I=220A, v=5,8mm/seg dando un Q=0,95KJ/mm. La posición posición de
soldadura fue bajo mano, utilizando CO2 el gas de protección, y la temperatura de
precalentamiento y entre pasadas de 150ºC. En la tabla 1 se puede observar la composición
química obtenida para el metal de aporte puro.
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Svoboda, Ramini de Rissone, Surian, de Vedia
Un punto de interés en el estudio de la solidificación en soldadura es la mecánica de
solidificación del metal de soldadura. A este fin, se realizaron diferentes cortes del cordón de
soldadura (transversal y longitudinales) a fin de observar la morfología de la estructura
primaria y ciertas características del crecimiento de la misma. La caracterización
microestructural se realizó a través de microscopía óptica (LM).
Tabla 1. Composición Química del metal de aporte puro en estudio (wt%).
%C
%Mn %Ni
%Si
%P
%S
%Cr %Mo %Al
%V
0,039 1,388 0,791 0,343 0,009 0,005 <0,15 <0,10 0,010 0,011
%Cu
0,041
A fin de estudiar la subestructura de solidificación del metal de aporte puro de estos
depósitos, se desarrolló una técnica particular, basada en las transformaciones de fase en
estado sólido de este material. Se utilizaron muestras del metal de aporte puro con forma de
paralelepípedo, de aproximadamente 8x8x3 mm de lado. Estas se calentaron hasta 900°C,
manteniéndolas durante 30 minutos. Luego, se enfriaron en el horno, con una velocidad de
enfriamiento de aproximadamente 4,5°C/min, hasta una temperatura Ti, permaneciendo a esa
temperatura durante 10 minutos. Finalmente, se enfrió en agua desde dicha temperatura. Las
temperaturas de estudio Ti fueron 600ºC, 625ºC, 650ºC, 680ºC y 700°C. En este material el
rango de temperaturas para coexistencia de α+γ se encuentra entre 840°C y 610°C, siendo
estas las temperaturas críticas superior e inferior de equilibrio, respectivamente. La
caracterización microestructural se llevó a cabo utilizándose las técnicas de microscopía
óptica (LM) y electrónica de barrido (SEM). A su vez, se realizó dureza Vickers (HV) de las
fases presentes y, para estudiar la microsegregación, se determinaron los perfiles de
segregación de los elementos presentes en el material utilizando una microsonda electrónica
(EMP).
RESULTADOS
Microscopía óptica
A partir de las muestras extraídas de metal de aporte puro en condición “como soldado”
se obtuvieron cortes transversal (y-z) y longitudinales (z-x, x-y) a fin de reconstruir la
configuración espacial de crecimiento de la estructura primaria de solidificación. En las
figuras 1 y 2 se pueden observar imágenes correspondientes al corte longitudinal (z-x).
Figura 1. Corte longitudinal (z-x), superficie libre, escala 100µm.
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La figura 1 muestra la forma en que los granos que vienen creciendo en la dirección z
intercectan a los que crecen en la dirección de avance x. La figura 2 ilustra en cambio la
curvatura que experimentan los granos a fin de mejorar su orientación respecto de la fuente de
calor en movimiento. La figura 3 muestra la re-nucleación de granos que se produce cuando la
desorientación no puede ser corregida por un cambio de orientación en el crecimiento de los
granos.
Figura 2. Corte longitudinal (z-x), escala 100µm.
Figura 3. Corte longitudinal (z-x), escala 100µm.
Las muestras de metal de aporte puro tratadas térmicamente a las temperaturas Ti, se
prepararon para la observación metalográfica. Se pudo una estructura del tipo celular (figura
5), donde los espaciados celulares varían entre 15 y 75 micrones, según la zona de la muestra.
A su vez, se ven dos fases que se identificaron como ferrita y martensita, lo cual es
consistente con el tratamiento térmico realizado. En las figura 4 se puede observar la
microestructura de la muestra tratada a Ti=625ºC. Se puede ver la estructura celular
mencionada, en la que el espaciado entre las células aumenta hacia la derecha de la imagen.
En la figura 6, se ve como a medida que el frente avanza hacia la superficie (lado derecho de
la foto) va cambiando de celular a celular-dendrítico.
Microscopía electrónica de barrido
Sobre las muestras tratadas térmicamente se realizó microscopía electrónica (SEM). En
la figura 8, se pueden ver la estructura celular mencionada anteriormente. En la figura 9 se ve
también la estructura celular, observándose un cambio a frente plano y posteriormente una
disminución del espaciado celular.
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Figura 4. Muestra t18, escala 50µm.
Figura 5. Muestra t16, escala 10µm.
Figura 6. Muestra t17s, escala 50µm.
Microsonda electrónica
A fin de determinar la existencia y la magnitud de la microsegregación en la zona
intercelular se obtuvieron los perfiles de concentración de Mn, Ni, Si, P y S en función de la
distancia utilizando la técnica de microanálisis con una microsonda electrónica (EMP).
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Figura 7. Muestra t16, escala 20µm.
Figura 8. Muestra t16, 200x.
Figura 9. Muestra t16,200x.
En la figura 10 se observan los perfiles de concentración medidos sobre la muestra
tratada a Ti=680°C. Las mediciones se realizaron cada 2 µm a través de una línea transversal
a la dirección de avance del frente, de forma de observar el grado de segregación de los
distintos elementos hacia los bordes de célula. Se puede observar, fundamentalmente para el
Mn y el Si la variación en la concentración al atravesar los bordes de célula. A su vez, los
valores de la distancia intercelular medidos entre dos picos son consistentes con los
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determinados metalográficamente. Elementos residuales como el S, Cr, Mo, Al y V no
presentaron segregación detectable.
3
Concentración (wt%)
2,5
2
Mn
Ni
1,5
Si
1
P
0,5
0
-10 10 30 50 70 90 11 13 15 17 19 21 23 25 27 29 31
-0,5
0 0 0 0 0 0 0 0 0 0 0
Distancia (micrones)
Figura 10. Perfiles de concentración a través de las células de solidificación.
Microdureza
Sobre la muestra tratada a Ti=680°C se determinó la microdureza (HV0,5kg) de la fases
ferrítica y martensítica. La dureza correspondiente a la ferrita es 145HV y la de la fase
martensítica de la zona segregada es de 418HV. A su vez, se determinó el valor de dureza
obtenida luego de templar en agua una muestra del mismo material, desde 900ºC con 30
minutos de permanencia. Dicha muestra esta constituida íntegramente por martensita, que
tiene una dureza de 360HV.
ANÁLISIS Y DISCUSIÓN
Analizando las transformaciones que tienen lugar a partir del ciclo térmico aplicado se
tiene que al calentar las muestras de metal de aporte puro hasta los 900°C, el material supera
la temperatura crítica superior A3, encontrándose todo el volumen en el estado austenítico. Al
enfriarse en el horno hasta temperaturas superiores a A1, con una baja velocidad de
enfriamiento, tiene lugar la transformación γ→α en condiciones cercanas a las de equilibrio.
Finalmente, al enfriar en agua desde dicha temperatura, la descomposición de la austenita se
completa según la transformación γ→M(bct). Esta fase martensítica nuclea y crece desde la
fase austenita remanente. En general, es conocido que debido al efecto de la microsegregación
durante la solidificación el último líquido en solidificar se encuentra enriquecido en los
solutos que constituyen la aleación (para k<1)[1]. Este mayor contenido de elementos de
aleación aumenta la templabilidad local de las zonas segregadas. A su vez, en este caso en
particular la presencia de Mn y Ni estabilizan la fase γ, debido a su carácter gammágeno[1].
En las figuras 4, 5, 8 y 9 se puede observar la estructura de solidificación de este
material, que es del tipo celular, habitual en soldadura. En las zonas segregadas precipitó una
segunda fase, que permite distinguir las distintas células que conformaron el frente de
solidificación. Esta configuración microestructural se debe a que al atravesar la temperatura
A3 la descomposición de la austenita en ferrita comenzó en los bordes de grano austenítcos
por ser sitios que favorecen la nucleación heterogénea. Dado que los elementos que
conforman este sistema de aleación tienen coeficientes de partición k menores a la unidad, al
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aumentar el contenido de solutos en la aleación, la temperatura A3 disminuye, por lo que en
las zonas segregadas la descomposición de la austenita comienza a menores temperaturas. La
nucleación de los granos de ferrita tuvo primero lugar en las zonas donde la austenita estaba
mas empobrecida de solutos estabilizadores de la misma, es decir sobre el centro de las
células. A medida que la temperatura de tratamiento Ti disminuye, la transformación avanza
aumentando el porcentaje en volumen de la fase ferrita, y quedando el remanente de austenita
en las zonas segregadas. En el enfriamiento final, este remanente de la fase γ, recibe una
fuerza impulsora suficiente como para transformarse en martensita, poniendo así de
manifiesto la forma del frente de solidificación que tuvo lugar en este material. En las figuras
4 y 9 se puede observar como las células del frente de solidificación cambian su espaciado
celular y su orientación. En las distintas muestras estudiadas se determinaron espaciados
celulares que van desde 15µm hasta los 85µm. En la literatura se reporta que el espaciado
celular tiene una dependencia de la inversa del producto R x G, donde R es la velocidad de
avance del frente sólido-líquido y G el gradiente de temperatura en el líquido[2,3]. Dado que
la fuente de calor avanza, la dirección de crecimiento fácil <100>, para los metales bcc y fcc,
según la cual crecen las células, está cada vez mas desfavorablemente orientada respecto de la
dirección de máxima extracción calórica, que cambia con el tiempo, produciéndose una
disminución de la velocidad de crecimiento R’ de la célula[2]. Además, esta desorientación
implica que los cristales que están creciendo en una dada dirección <100> están
imposibilitados de sostenerla a lo largo del tiempo. Por esto los cristales intentaran crecer
cambiando su orientación hacia una dirección mejor orientada respecto de la dirección de
extracción de calor, observándose una curvatura de los granos como se ve en la figura 2. Pero
para mantener la continuidad del crecimiento llega un punto donde esta reorientación no es
suficiente, por lo que los cristales tienen que cambiar a otra dirección <100> mejor orientada
respecto de la nueva posición de la fuente de calor en movimiento, requiriendo la renucleación del nuevo grano[2](figura 3). Previo al proceso de re-nucleación, la disminución
de R’ produce una reducción local momentánea de la velocidad R de avance del frente sólidolíquido. De este modo se puede alcanzar un valor de R para el cual el frente pase de celular a
plano dado que se anula el sobreenfriamiento constitucional, lo que se observa en la figuras 7
y 9. Esta disminución local momentánea de R se da previamente a la etapa de re-nucleación y
es la consecuencia de la desorientación relativa entre la dirección de extracción calórica y la
<100>. Al producirse la re-nucleación de un cristal en una dirección <100> mejor orientada
con el gradiente térmico, se produce un crecimiento del nuevo cristal con una R mayor que la
anterior, debido a que le es mas fácil crecer como consecuencia de su nueva orientación y
para mantener la continuidad del crecimiento del frente de solidificación. Este aumento de la
velocidad de crecimiento, según lo expresado mas arriba en cuanto a los factores que afectan
el espaciado celular, tiene asociado un espaciado menor que el del grano anterior. De esta
forma puede explicarse lo observado en la figura 4 respecto del cambio de orientación y del
espaciado celular. La formación de un frente plano y la consiguiente disminución de la
velocidad R hasta su casi anulación, permite la reducción de la concentración de soluto frente
a la interfase sólido-líquido por difusión tanto hacia el líquido como hacia el sólido (habida
cuenta de la elevada temperatura del mismo). Esto produce una acumulación permanente de
soluto que se manifiesta como el bandeado que se observa en la figura 7. En esta figura puede
verse que el frente de solidificación celular se vuelve plano, y a continuación se produce una
franja transversal continua martensítica. Luego de esta franja se tiene nuevamente un zona de
frente plano que después cambia nuevamente a celular. Esto puede explicarse a partir de la
baja concentración de soluto frente a la interfase combinada con la baja velocidad de avance
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del frente inmediatamente después de la re-nucleación. Posteriormente, el aumento de dicha
velocidad y la acumulación de soluto frente a la interfase promueven un cambio del modo de
solidificación planar a celular. De esta forma se puede explicar en términos de re-nucleación y
sobreenfriamiento constitucional lo observado en la figura 7. Respecto de la inestabilidad del
frente de solidificación, como se puede observar en la figura 6 que corresponde a un corte
transversal del cordón llegando hacia la superficie libre, la subestructura en la zona del último
cordón cambia del modo de solidificación celular a celular dendrítico al acercarse a la
superficie del cordón. Esto puede explicarse teniendo en cuenta que en esta zona el gradiente
G disminuye y la velocidad R de avance del frente aumenta, por lo que aumenta también el
sobreenfriamiento constitucional. Este hecho también fue observado en la solidificación de
otras aleaciones soldadas[2]. En cuanto a la microsegregación, se determinó que en el borde
de célula existe segregación de Mn, y en menor proporción, de Si y P. A su vez, el Ni y S,
junto con otros elementos residuales como Cr, Mo, Al y V no presentaron segregación
detectable. Esta determinación fue realizada sobre una muestra que fue tratada térmicamente,
por lo que el ciclo térmico aplicado pudo haber afectado el grado se segregación existente
originalmente. En cualquier caso la segregación existente originalmente sería mayor a la
medida, por lo que esta determinación es válida desde el punto de vista cualitativo. Por otro
lado, de los resultados obtenidos de la determinación de dureza de las fases existentes se
puede inferir la existencia de segregación de carbono hacia los bordes de célula, ya que la
dureza de la martensita determinada en las zonas segregadas (418HV) corresponde a un
contenido de carbono de alrededor de 0,18%, mientras que el nominal de este material se
determinó en 0,039%. Así, al segregar mas carbono a las paredes de las células, mayor será la
dureza de la martensita allí formada. De esta forma se puede establecer una relación entre la
dureza de la martensita presente en las zonas segregadas y la concentración de carbono en
esas zonas, es decir el grado de la segregación existente.
CONCLUSIONES
- Se encontró evidencia de un mecanismo de re-nucleación del frente de solidificación que
permite un reorientación de la dirección de crecimiento fácil respecto de la posición de la
fuente de calor en movimiento. Este mecanismo trae asociados una serie de efectos
metalúrgicos tales como cambio del modo de solidificación, cambio de espaciado intercelular,
y bandeado.
- La técnica desarrollada resultó ser eficaz para estudiar la mecánica y la estructura de
solidificación de este material.
- El modo de solidificación del frente es dominantemente del tipo celular, el cual al acercarse
a la superficie libre cambia a celular-dendrítico. A su vez, se detectó la existencia de
segregación de Mn, Si, P y C en la zona intercelular.
REFERENCIAS
1. R.Cahn, P.Haasen. Physical Metallurgy, Ed. North Holland, Amsterdam, 1996.
2. K. Easterling. Introduction to Physical Metallurgy of Welding, Ed. Butterworths
Monographs in Materials, Sevenoaks, 1983.
3. M.Flemings. Solidification Processing, Ed. McGraw-Hill, NY, 1974.
Los autores agradecen a ANPCyT, CIC, CONICET y Air Liquide S.A. por el apoyo brindado.
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