Estudio de las propiedades mecánicas y

Estudio de las propiedades mecánicas y microestructurales de una
aleación de aluminio 6061 sometida a un proceso de soldadura GMAW
Autor: Nelson Miguel Rossello
Director: Dra. Silvia Patricia Silvetti
Grupo de Ciencia de Materiales
2007
Estudio de las propiedades mecánicas y
microestructurales
de una aleación de aluminio 6061
sometida a un proceso de soldadura GMAW
Trabajo Especial de la Licenciatura en Física
Nelson Miguel Rossello
Director: Dra. Silvia Patricia Silvetti
Grupo de Ciencia de Materiales
Facultad de Matemática, Astronomía y Física
Universidad Nacional de Córdoba
2007
A mis padres y a mi novia
Agradecimientos
• A mis padres, por su infinito apoyo.
• A mi novia y compañera, por su paciencia y constante apoyo.
• A mi directora, Dra. Patricia Silvetti, por su amistad, dedicación, y
gran predisposición.
• Al Lic. Omar P. Evequoz por su desinteresada y muy importante
colaboración.
• A el Instituto Universitario Aeronáutico, por su colaboración en este
trabajo.
• Al Ing. Adolfo Rizzo del IUA, por su ayuda y apoyo a lo largo de
este trabajo.
• A los integrantes del grupo de Ciencia de Materiales, y a todas
aquellas personas que de una forma u otra me ayudaron en la concreción de este
trabajo y a lo largo de mi carrera universitaria.
A todos ¡Muchas Gracias!
Índice
Resumen
Capítulo 1 : Introducción
1
1.1 Características del cohete
2
1.2 Mecanismos de endurecimientos de aleaciones forjadas
1.2.1 Precipitación de fases metaestables en aleaciones livianas
1.2.2 Endurecimiento por solución sólida
1.2.3 Endurecimiento por precipitación
5
5
6
7
1.3 Microestructura de las aleaciones del sistema Al-Mg-Si
9
1.4 Objetivos
14
Referencias
14
Capítulo 2 : Procedimiento experimental
16
2.1 Características del material inicial
16
2.2 Preparación de las muestras
2.2.1 Tratamientos térmicos de las muestras
2.2.2 Ensayo de microdureza Vickers
2.2.3 Tamaño de grano
2.2.4 Ensayo de tracción
2.2.5 Ensayo de fatiga
2.2.6 Ensayo de sensibilidad a la entalladura
19
19
19
21
21
22
23
Referencias
24
Capítulo 3: Resultados y Discusión
25
3.1 Material de partida
25
3.2 Caracterización del material base
28
3.3 Ensayo de fatiga
35
3.4 Ensayo de sensibilidad de la entalladura
36
3.3 Caracterización de uniones soldadas
37
Referencias
43
Capítulo 4: Conclusiones
44
Capítulo 1
Introducción
El diseño de productos ingenieriles eficaces y seguros es de fundamental
importancia para la sociedad moderna. Un sinnúmero de ejemplos que abarcan
desde electrodomésticos a satélites espaciales, y desde prótesis óseas a turbinas de
aeronaves, son piezas maestras por su eficiencia y elegancia en el diseño, que
explotan los más recientes avances de la ingeniería y la ciencia de los materiales. Es
en este sentido en el que se desarrolla esta investigación.
Este trabajo forma parte de un proyecto más amplio que implica el
desarrollo de motores, vehículos y etapas de propulsión líquida no criogénica;
desarrollo de equipos para producción en cantidad suficiente de dichos
propulsantes; obtención del know-how básico, teórico y experimental, por parte
de institutos de desarrollo aeroespacial (CONAE, Instituto Balseiro e Instituto
Universitario Aeronáutico).
1
En esta parte del proyecto se estudian, en particular, las propiedades
microestructurales y mecánicas del material utilizado en los tanques de
combustibles y cómo éstas se ven afectadas por la soldadura de las distintas partes
que lo componen. Los tanques de combustible han sido construidos de aleación de
aluminio, más precisamente con la aleación Al-Mg-Si.
1.1 Características del cohete
A continuación se describen las características
del cohete desarrollado y en las Figuras 1.1 y 1.2 se
muestran
sus
dimensiones
y
las
partes
constituyentes, respectivamente:
-
Cohete de propulsión líquida de una etapa, no
controlado, presurizado por nitrógeno.
-
Empuje =5500 [N].
-
Peso al lanzamiento: 65 [kg].
-
Tiempo de quemado: 10 [s].
-
Propelentes:
Combustible: Anilina más Alcohol fulfurílico.
Oxidante: Ácido nítrico rojo fumante.
-
Impulso específico estimado: 220 [s] a nivel del
mar.
-
Calibre: 147 [mm].
-
Longitud: 3700 [mm].
-
Envergadura: 500 [mm].
Distancias en mm
Figura. 1.1
2
Subconjuntos del Cohete:
Carga útil
Módulo Intertanque
Módulo presurización
Bancada motor
Tanques
de propelente
Tanques
de combustible
Conjunto de cola
Figura 1.2
3
En la utilización de aleaciones de aluminio para aplicaciones estructurales
se presenta una dificultad: la reducción de las propiedades mecánicas de las
uniones soldadas
en comparación con las del material
sin soldar. Esto es a
consecuencia de un debilitamiento de la resistencia mecánica del metal soldado y
del deterioro
de la microestructura en la zona afectada por el calentamiento
debido al propio proceso de soldar.
En las aleaciones de Al-Mg-Si, que son ampliamente utilizadas en
estructuras soldadas, el mecanismo de aumento de la resistencia mecánica
está
asociado a la bien conocida
secuencia
de precipitación (1-3). Esta
precipitación puede incrementar significativamente la dureza y la resistencia tensil
de esta aleación, dependiendo
de la estructura, tamaño y distribución de los
precipitados (4).
La secuencia de precipitación y la morfología de estas fases intermedias son
bien conocidas (5); este conocimiento ha permitido a Shercliff y Ashby (6) proponer
un modelo para describir el envejecimiento de las aleaciones de aluminio
endurecibles por precipitación. La descripción propuesta se basa en los principios
de equilibrio de fases, la cinética de engrosamiento de los precipitados y los
mecanismos de interacción entre dislocaciones y precipitados.
Sin embargo, no hay estudios suficientes sobre los efectos producidos por el
calentamiento durante el proceso de soldadura en las zonas próximas a ella. De
hecho se pueden inducir una variedad de fenómenos, tales como el
sobreenvejecimiento, asociados al proceso de precipitación
o la aparición de
grietas. Por esta razón es muy importante analizar cuál es el comportamiento del
material alrededor de la zona de soldadura. Este problema por simple que parezca
es en realidad muy complejo en cuanto a la microestructura, pués los precipitados
que confieren al material las mejores propiedades mecánicas, son bruscamente
modificados en las proximidades de la zona de soldadura, y dependen mucho de
la distancia al centro de la misma (7).
4
Para poder entender cual es el comportamiento del material, en las
proximidades de la zona de soldadura, es necesario primero tener bien en claro
como se comporta la microestructura del material ante los distintos tratamientos
térmicos (3).
1.2 Mecanismos de endurecimiento en aleaciones forjadas
El objeto del endurecimiento por precipitación es crear, en una aleación
tratada térmicamente, una dispersión densa y fina de partículas precipitadas en
una matriz de metal deformable. Las partículas precipitadas actúan como
obstáculos del movimiento de las dislocaciones y, de este modo, refuerzan la
aleación tratada térmicamente.
1.2.1. Precipitación de fases metaestables en aleaciones livianas
El diagrama de fases de una aleación permite predecir, dadas una
composición y una temperatura, la constitución de equilibrio de la misma, esto es,
las fases presentes, sus respectivas composiciones y sus fracciones en peso.
Fig.1.3 Extremo rico en Aluminio del diagrama de fase seudobinario Al-Mg2Si.
5
Sin embargo, las micro estructuras que dan lugar a propiedades óptimas
son en general metaestables y se obtienen mediante procesos de no equilibrio. En
el caso de aleaciones livianas, estos procesos se inician en general con el templado
de una solución sólida (o sea, un enfriamiento brusco) a fin de inhibir las posibles
transformaciones con difusión de largo alcance, y así retener la fase α con una alta
concentración de soluto y de vacancias, esto es, una solución sólida sobresaturada
(SSS). La Figura 1.3 muestra el diagrama de fases para una aleación de Al-Mg-Si.
Si luego del templado se somete a la SSS a un tratamiento isotérmico los átomos de
soluto difunden en la red de aluminio formando agregados y fases meta estables
cuyas características dependen del tiempo y la temperatura de envejecimiento.
Por lo tanto resumiendo, para obtener la micro estructura deseada es
necesario en primer termino solubilizar el material (calentarlo por encima de la
línea sólidus del diagrama), luego templar de modo de conservar la fase α a
temperatura ambiente, y por ultimo realizar tratamientos térmicos a una
temperatura por debajo de la de solubilizado, con el fin de facilitar (mediante la
difusión) que se formen los precipitados deseados.
1.2.2. Endurecimiento por solución sólida
Cuando se disuelve un elemento en un metal para formar una solución
sólida, se observa que la tensión de fluencia se incrementa por encima de la del
Fig.1.4 Esquema de la interacción de dislocaciones con átomos de
soluto.
6
metal puro. Esto se debe a que los átomos de soluto, de tamaños y cargas
diferentes, generan defectos puntuales (Fig. 1.4) que interactúan con las
dislocaciones y las anclan.
El incremento en la tensión, para que ocurra deformación plástica, está
relacionado con la concentración C de soluto de la aleación. Así la variación de la
tensión está dada por:
Δτ ∝ C 1 / 2
ec. (1)
1.2.3. Endurecimiento por precipitación
Cuando precipitan segundas fases en el seno de la matriz en estado de
solución sólida, se observa un nuevo incremento en la tensión de fluencia del
material, que depende fuertemente del tipo de precipitado, de su tamaño y su
(a)
(b)
Fig.1.5 Esquemas de los mecanismos de Orowan (a) y de corte de precipitados (b).
distribución. Esto nuevamente se debe a que los precipitados actúan como sitios
de anclaje para las dislocaciones y es necesario realizar
trabajo extra para
continuar el deslizamiento.
7
La forma en que una dislocación sortea un precipitado en el plano de
deslizamiento, depende entre otras variables, del tamaño de los precipitados, la
separación entre ellos y de la coherencia de la interfaz matriz - precipitado (8). Para
describir la tensión de fluencia, se considera la competencia entre dos mecanismos:
el mecanismo de corte del precipitado (cutting) (Fig. 1.5.b) y el mecanismo de
Orowan (bowing o de bypass) (Fig. 1.5.a) haciendo un lazo alrededor de él.
Fig.1.6 Evolución de la tensión de fluencia τ y en función del tamaño medio de
los precipitados
En la Figura 1.6 se esquematiza la evolución de la tensión de fluencia τ y en
función del tamaño medio de los precipitados, considerando una fracción de
volumen f de precipitados constante. Para el mecanismo de bowing la tensión
crítica, τy, sigue la ley de Orowan:
τy =
con λ ≈
μb
λ
ec. (2)
4r
. Aqui λ es la separación entre precipitados, r es el radio de los
f
precipitados, μ es el módulo elástico de corte y b es el vector de Burgers de la
dislocación.
8
El trabajo necesario para el corte de los precipitados, si bien involucra
distintas contribuciones (8), es proporcional al área de los mismos sobre el plano
de deslizamiento, esto es:
τ y ∝ rm
ec. (3)
donde r es el radio de los precipitados y m una constante que depende del
material.
La competencia entre estos mecanismos da lugar a una relación óptima de
tamaño – distribución de partículas de segunda fase, que es la que debe lograrse
mediante tratamientos térmicos aplicados al material en condiciones de solución
sólida sobresaturada.
1.3 Microestructura de las aleaciones del sistema Al-Mg-Si
Las aleaciones de aluminio del sistema Al-Mg-Si poseen, en general, buenas
propiedades mecánicas. Estas les son conferidas con tratamientos de envejecido a
altas temperaturas, ya que durante dichos tratamientos térmicos se desarrollan
microestructuras que producen un endurecimiento del material (1,4,5).
Durante el proceso de envejecido en las aleaciones del sistema Al-Mg-Si,
especialmente
en
el
sistema
seudobinario
Al-Mg2Si,
la
secuencia
de
descomposición de la solución sólida sobresaturada depende críticamente de la
temperatura de envejecido y también, eventualmente, de la composición (1), y se
ha encontrado que varía según la siguiente cinética de precipitación:
agujas de fase β ′′ → varillas de fase β ′ → placas de fase β
a medida que se incrementan el tiempo y la temperatura de tratamiento (1).
La fase β, constituida por el compuesto intermetálico Mg2Si adopta forma de
placas, con dimensiones del orden de 1μm. La distancia media entre partículas es
mucho mayor que éstas dimensiones y en general se hallan distribuidas
9
uniformemente en la matriz de aluminio. Su estructura cristalina es cúbica con un
motivo formado por 12 átomos por celda, siendo las interfaces matriz-precipitado
totalmente incoherente (Fig. 1.7). El parámetro de red de esta fase es a= 6.24 Å.
Además es importante destacar que la reacción que da origen a la precipitación
de esta fase β, solo tiene lugar a temperaturas superiores a los 260-300 oC (4-6).
A temperaturas superiores a los 180-200 oC se produce una reacción que da
lugar a la formación de las varillas de fase β ′ (4-6). Estas varillas tienen una
longitud aproximada de 0.5 μm y una relación largo/radio no muy uniforme. Su
distribución en la matriz depende de las condiciones en que ha nucleado (2,8).
Puede ser homogénea por ejemplo, cuando las varillas crecen luego de un pretratamiento que provee núcleos formados, ó heterogénea , por ejemplo, agrupadas
en colonias que crecen colgadas de dislocaciones que trepan (Fig. 1.8) (2). Poseen
interfaces coherentes
o semicoherentes con la matriz a lo largo de su eje
longitudinal y su estructura es hexagonal de parámetros de red a=b=7,05 Å y
c=4,05 Å, y relaciones de orientación (001) β ′ //(001)Al , y [100] β ′ //[110]Al (3).
A temperaturas inferiores a 200 oC solo se desarrollan las zonas de fase β ′′ ,
que se presentan como agujas que yacen a lo largo de las direcciones <100> de la
matriz de aluminio. Aunque en la literatura se habla de que existe nucleación
heterogénea de esta fase, además de la homogénea (4,5), la distribución de agujas
en la matriz es uniforme en todos los caso. Sin embargo, el tamaño y el espaciado
entre las mismas depende críticamente del tratamiento termomecánico previo (5,8).
Existe abundante evidencia experimental de que, en todos los casos, las
óptimas propiedades mecánicas en estas aleaciones depende críticamente de la
historia termomecánica del material. La distribución de las agujas β ′′ en la matriz
(ver Fig. 1.9), (8)) se obtienen con tratamientos térmicos realizados a temperaturas
inferiores a los 200 oC, siendo las temperaturas habituales de envejecido de 160 oC
y 180 oC (4,5). Se encuentra que las longitudes de las agujas β ′′ ,varían entre los 200
y 1500 A en el pico de tensión de fluencia del material y su diámetro máximo es de
10
aproximadamente 60 A, siendo la concentración promedio de estas zonas en la
matriz de 3-5 x 1015 partículas/cm3 (ver Fig. 1.10, (1)).
Es importante aclarar que los materiales con óptimas propiedades
mecánicas corresponden a las estructuras más finas, que se obtienen con
tratamientos en dos etapas: una primera para producir la formación de núcleos
estables (pre-envejecido a 120 oC) y una segunda de crecimiento de precipitados
(envejecido entre 160 y 180 oC) (8).
Una de las técnicas utilizadas para obtener información sobre la cinética de
precipitación, es a través de curvas de microdureza en función del tiempo de
envejecido artificial, ya que las partículas de endurecimiento, responsables de las
propiedades macroscópicas, se forman durante este tratamiento térmico.
En este trabajo se han obtenido curvas de envejecido para distintos
tratamientos térmicos.
Las mediciones se realizaron
en muestras soldadas y
muestras sin soldar. El estudio incluyó ensayos tensiles con el objeto de medir la
tensión de fluencia del material bajo distintas condiciones térmicas.
a)
b)
Fig.1.7 Aleación Al0,9%Mg0,6%Si. a) Enfriada lentamente, envejecida 5 h a
185oC. b) Templada en agua, envejecida 1 h a 300oC. ( x 25000) (1)
11
a)
b)
Fig.1.8 Aleación Al1,2%Mg2 Si. a) Templado directamente a 250oC, envejecida
a 200 oC durante 2,5 h.
b) Templado directamente a la temperatura de
envejecido 220 oC, durante 1,20 h en agua, envejecida 1 h a 300oC. (8)
a)
b)
12
c)
d)
Fig.1.9 Aleación Al1,2%Mg2 Si. Efecto de un pretratamiento a 120 oC en el
envejecido a 160 oC durante 24 h. a) 5 min a 120oC, b) 15 min a 120 oC, c) 20
min a 120 oC, d) 30 min a 120 oC. (8)
Fig.1.10 Aleación Al0,9%Mg0,6%Si. Templada en agua, envejecida durante 5
h a 185 oC. ( x 25000) (1)
13
1.4 Objetivos
El objetivo que se propone en este trabajo es:
• Describir como se modifican las propiedades de una aleación de aluminio
6061 cuando es sometida a un proceso de soldadura y analizar las posibles
limitaciones para su uso final en servicio.
Para ello se analizará:
9
la cinética de precipitación de la aleación 6061 utilizando
distintos tratamientos térmicos. El estudio se realiza en
muestras soldadas y muestras sin soldar.
9
el comportamiento mecánico del material sometido a distintos
tratamientos térmicos, en muestras soldadas y sin soldar.
Referencias
(1) L. F. Mondolfo, "Aluminium alloys, structure & properties”,
Butterworths , London, (1969) 567.
(2) P. A. Beaven, A. P. Davidson y E. P. Butler, "Proceedings of an Int.
Conf. Solid-Solid Phase Transformations", edited by H. Aaronson, D.
Laughlin, R. Sekerka, C. Wayman (1981).
(3) J. P. Lynch, L. M. Brown y M. H. Jacobs, Acta Met. 30, (1982) 1389.
(4) G. Thomas, J. Inst. Met. 90, (1861/62) 57.
(5) D. W. Pashley, J. W. Rhodes y A. Sendoreck, J. Inst. Met. 94, (1966) 41.
14
(6) L. Kertesz, Cs. Lenart y M. Kovacs-Treer, Crys. Lat. Def. 8, (1979) 99.
(7) J. W. Martin, "Precipitation hardening", Cambridge Univ. Press,
Cambridge (1976).
(8) D. W. Pashley, M. H. Jacobs y J. T. Vietz, Phil. Mag. 16, (1967) 51.
(9) R. C. Dorward, Met. Trans. 4, (1973) 507.
15
Capítulo 2
Procedimiento Experimental
2.1 Características del material inicial
En esta parte del proyecto se estudia, en particular, las propiedades
microestructurales y mecánicas del material utilizado en los tanques de
combustibles del cohete, construido con aleación de aluminio 6061. La composición
química nominal de la aleación, correspondiente a la norma AA6061, se muestra
en la tabla 2.1.
Tabla 2.1
Composición química en peso, (% wt.) , de la aleación de aluminio 6061.
Si
Mg
Fe
(% wt.) (% wt.) (% wt.)
0,4 -0,8 0,8 -1,2
0,7
Cu
Mn
Zn
Ni
(% wt.) (% wt.) (% wt.) (% wt.)
0,15 - 0,4
0,15
0,25
0,05
Cr
Ti
(% wt.)
(% wt.) (% wt.)
0,04 -0,35
0,15
Sn
0,05
16
El material fue recibido en forma de barra de sección circular extrudada de
180 mm de diámetro, en
condición T4, esto es
solubilizado y envejecido
naturalmente.
Distintas barras de este material fueron maquinadas en forma de tubo,
dejando una luz interior de φint =142mm. Estos tubos maquinados fueron soldados
por la técnica GMAW (Gas Metal Arc Welding) utilizando como material de aporte
Al-5%Si (varilla de aporte ASTM 4043), el cual es uno de los materiales
comúnmente recomendados para obtener zonas fundidas libre de grietas (1). Los
parámetros del proceso GMAW utilizados fueron:
Flujo de argón
20 l/min
Voltaje
20 V
Corriente
200 A
Velocidad
0.41 m/min
Los tubos una vez unidos con la soldadura, fueron nuevamente
maquinados, pero esta vez exteriormente, para quitar las rebarbas de la soldadura
(Fig. 2.1), hasta obtener un tubo
con un diámetro externo de φext = 150 mm
completamente liso (Fig. 2.2). De esta forma las dimensiones finales del tubo son:
φext = 150 mm
φint =142mm
ancho de pared = 4 mm
Separadamente, se corto y preparo material proveniente de una barra en
condición T4, para realizar estudios de cinética de precipitación. Estas muestras
que se utilizan para caracterizar el material libre de soldaduras, son llamadas MXt,
donde X indica el tipo de tratamiento térmico y t el tiempo de tratamiento
térmico.
17
Diagrama del corte del tubo.
Figura. 2.1. Corte longitudinal de la pared del tubo en la región de la soldadura, donde se
muestra la cara interior con la zona de rebarba.
Figura. 2.2. Corte longitudinal de la pared del tubo en la región de la soldadura, donde se
muestra la cara exterior con la zona soldada completamente lisa.
18
2.2 Preparación de las muestras
2.2.1 Tratamientos térmicos de las muestras
Se llevaron a cabo tres tipos de
tratamientos térmicos de solución y
precipitación, sobre muestras extraídas de la barra de aleación de aluminio 6061.
A continuación se describen los distintos tratamientos térmicos, los cuales fueron
designados como A, B y C:
1.-Tratamiento térmico A: este tratamiento aplicado a la aleación comprende las
siguientes etapas:
•
Tratamiento de solubilizado y templado: se realiza a 530o C durante 60
minutos y posterior templado.
•
Pre-envejecido: se realiza a 120o C durante distintos tiempos y templado.
•
Envejecido artificial: se realiza a 160o C durante 1440 minutos y templado.
2.-Tratamiento térmico B: este tratamiento comprende las siguientes etapas:
•
Tratamiento de solubilizado y templado: se realiza a 530o C durante 60
minutos y posterior templado.
•
Pre-envejecido: se realiza a 120o C durante 60 minutos y templado.
•
Envejecido artificial: se realiza a 160o C durante distintos tiempos y
templado.
3.-Tratamiento térmico C: este tratamiento comprende las siguientes etapas:
•
Tratamiento de solubilizado y templado: se realiza a 530o C durante 60
minutos y posterior templado.
•
Envejecido artificial: se realiza a 160oC durante distintos tiempos y
templado.
2.2.2
Ensayo de microdureza Vickers
Como ya ha sido mencionado en el capitulo 1, el objetivo del tratamiento de
solubilizado y templado es proveer una solución sólida sobresaturada; mientras
que en las etapas de pre-envejecido y envejecido artificial precipitan las partículas
19
extremadamente finas (0,1-0,5 μm) responsables del endurecimiento del material
(1,2).
Una de las técnicas utilizadas para obtener información sobre la cinética de
precipitación de esas partículas extremadamente finas, de aleaciones de dos fases,
es a través de curvas de microdureza en función del tiempo de envejecido artificial,
pues las partículas de endurecimiento, responsables de las propiedades
macroscópicas, se forman durante este tratamiento térmico de envejecido. Estas
curvas son conocidas en la literatura como curvas de envejecido.
Las mediciones de dureza se realizaron con un micro durómetro montado
en un banco metalográfico. Con éste se mide micro dureza Vickers utilizando la
ecuación:
H v = 1854,4
P
d2
ec. (2.1)
Donde: P es la carga aplicada y d es la medida de la diagonal de la impronta que
queda gravada en la superficie del material.
La escala de peso del microscopio nos permite registrar la carga aplicada en
ponds. Por lo tanto todos los valores de dureza están en ponds2 .
(μm )
Para comenzar se midió la dureza del material en condición T4 para tenerlo
como referencia. El valor obtenido es:
H v = 53 ± 5 p μm 2
El ensayo de microdureza Vickers se realizó sobre las muestras tratadas
térmicamente, con el objeto de distinguir los efectos de distintos procesos.
Las probetas para microdureza fueron pulidas con técnicas convencionales,
utilizando papeles abrasivos y pasta de diamante hasta 3 μm.
También de realizaron mediciones de microdureza en las muestras
soldadas. El estudio se realizó analizando la microdureza en función de la
distancia a la zona soldada.
20
Cada valor de dureza está afectado de un error ΔH = 5 (no indicado en los
gráficos)
2.2.3
Se
Tamaño de grano
analizó el tamaño y forma de los granos de las muestras tratadas
térmicamente, muestras MXt, y de las muestras soldadas, utilizando microscopía
óptica. Para ello las probetas fueron pulidas con técnicas convencionales,
utilizando papeles abrasivos y pasta de diamante hasta 3 μm y atacadas con el
siguiente reactivo:
ácido fluorhídrico 46,2 cc;
ácido clorhídrico 7,6 cc
agua 46,2 cc
El tiempo de ataque fue de aproximadamente 25 s.
2.2.4
Ensayo de Tracción
Se ensayaron probetas de sección rectangular, en sentido longitudinal, para
dos espesores del material según Norma ASTM
E8.
Las muestras fueron
obtenidas de la barra original y se las identificó como MXL; otra fue obtenida de
la chapa soldada (identificación WJL). Ambos conjuntos de muestras recibieron el
tratamiento de solubilizado y envejecido (530O C, 1h + 160O C, 3h). Se midieron las
variaciones de longitud, L, con un extensómetro mecánico (Δ= 0,01 mm), cuya
máxima extensión es 4 mm. Estos valores de ΔL permiten registrar deformaciones
hasta cargas próximas a la carga máxima. Mientras la carga sea menor que la carga
máxima, la deformación es uniforme y se puede calcular la deformación
verdadera, ε, a partir de la deformación ingenieril , e:
ε = Ln(1 + e )
con e =
ec. 2.2
ΔL
, donde Lo = 200 mm, es la longitud inicial de la probeta.
Lo
21
Como el volumen se conserva, se puede calcular el área instantánea y por lo
tanto la tensión verdadera σV:
σ V = σ e (1 + e )
con σ e =
ec. 2.3
F
, donde σe es la tensión ingenieril, F es la carga aplicada durante el
Ao
ensayo de tracción y AO es el área inicial.
La curva tensión - deformación de algunos metales dúctiles pueden ser
aproximadas mediante la ley:
σ = Kε n
donde K: coeficiente de resistencia
ec. 2.4
y n: exponente de endurecimiento por
deformación.
El valor de n da una indicación de la habilidad del material para distribuir
las deformaciones sobre una amplia región. En la expresión anterior, ε es la
deformación plástica. Por lo tanto se debe restar a la deformación total la parte
elástica:
ε = ε total − ⎛⎜ σ V E ⎞⎟
⎝
⎠
ec. 2.5
donde E es el módulo de Young.
Para calcular el módulo de Young, E, se utilizó la curva de tracción de la
muestra MXL. En este caso las cargas se midieron con una celda de carga cuyo
error es menor que 1%. La norma ASTM 111 recomienda usar la tensión real
cuando las deformaciones son mayores que un 25%. En nuestro caso se tomó esa
tensión para toda la curva.
2.2.5 Ensayo de Fatiga
Según norma ASTM E 606, para fatiga de bajo ciclo con carga constante, se
realizaron
ensayos sobre dos muestras en estado T6 final. Las muestras se
22
ensayaron entre límites de tensión cero (descarga) y una carga correspondiente al
95% de la tensión máxima a tracción del material, a razón de 1 ciclo cada 15 s.
2.2.6 Ensayo de sensibilidad a la entalladura
Se utilizó la norma ASTM E 338-81, en probetas tratadas térmicamente con
tratamiento T6, a partir de material de recepción y extraídas en dirección
longitudinal a la barra.
La resistencia a la entalla se obtuvo con la relación:
σe =
F
BA
ec. 2.6
donde: F es la carga máxima, B es el espesor de la probeta y A es el ancho en
entalla. El límite convencional de fluencia se obtuvo en probetas equivalentes sin
entalla.
La tenacidad de fractura de un material se identifica por lo general con el
área bajo la curva esfuerzo-deformación. Esa observación es útil cuando se trata de
explicar por qué en general los metales tienen valores de KIC, parámetro de
intensidad de tensiones, mayores que las cerámicas o los polímeros.
Para los metales en general, esta tenacidad se ha relacionado con otras
propiedades mecánicas (3):
KIC = f(n, E, σy, εV )
ec. 2.7
donde: n es el exponente de endurecimiento por deformación, E es el módulo de
Young, σy es a tensión de fluencia y εV es la deformación verdadera a la fractura.
Así el parámetro KIC tiene gran importancia dentro de las áreas de Ciencia e
Ingeniería de Materiales, y puede ser calculado con la relación:
⎛ F
K IC = ⎜
1/ 2
⎝ BA
⎞⎛
⎟⎜⎜
⎠⎝
⎛ a ⎞⎞
f ⎜ ⎟ ⎟⎟
⎝ A ⎠⎠
ec. 2.8
23
En la que F es la carga máxima, B es el espesor de la probeta, A es el ancho
⎛ ⎛ a ⎞⎞
en entalla y ⎜⎜ f ⎜ ⎟ ⎟⎟ es una función de calibración, que depende del tamaño de la entalla
⎝ ⎝ A ⎠⎠
a y del ancho en entalla A.
Referencias
(1) L. F. Mondolfo, "Aluminium alloys, structure & properties”,
Butterworths , London, (1969) 567.
(2) D. W. Pashley, M. H. Jacobs y J. T. Vietz, Phil. Mag. 16, (1967) 51.
(3) J. P. Schaffer, A. Saxena, S. D. Antolovich, T. H. Sanders Jr., S. B.
Warner “The science and design of engineering materials” Mc Graw –
Hill Companies Inc. (1999).
24
Capítulo 3
Resultados y Discusión
3.1 Material de partida
A
continuación
explicaremos
las
designaciones
del
grado
endurecimiento básico. Cuando el material es solubilizado entre 530-550
de
OC
y
templado a temperatura ambiente, la solución sólida se transforma en una solución
sólida sobresaturada. Si el material se guarda a temperatura ambiente tiene lugar
un envejecido natural. Esta condición es llamada condición T4. La condición T6 se
obtiene si el material, en lugar de mantenerse a temperatura
ambiente
es
artificialmente envejecido a temperaturas entre 160-200 OC.
Como ya se mencionó en el capítulo anterior, el material utilizado en los
tanques de combustibles fue suministrado en condición de endurecimiento básico
T4, con un valor de microdureza de H v = 53 ± 5 p
. Con el objeto de saber si la
μm
2
permanencia del material a temperatura ambiente modifica su dureza, se llevaron
a cabo mediciones de microdureza en función del tiempo de envejecido para
25
diferentes tiempos de permanencia a temperatura ambiente, entre los tratamientos
se solución y de envejecido. Estos tratamientos tienen las siguientes características:
tratamientos térmicos de solución a 530 O C durante 60 minutos y temple en aceite.
Tratamiento de envejecido a 160 0 C y temple en aceite. Este tratamiento se realizó
con tres tiempos de espera entre el solubilizado y el tratamiento de envejecido,
tiempos estos de 5 , 30 y 180 minutos respectivamente.
En la figura 3.1 se muestra que la permanencia del material durante 30
minutos a temperatura ambiente disminuye la dureza final obtenida en la
precipitación. Lo mismo se ve en la muestra mantenida durante 180 minutos a
temperatura ambiente.
Figura 3.1. Microdureza Vickers en función del tiempo de envejecido para tiempos de
permanencia a temperatura ambiente de 5 , 30 y 180 min,, entre los tratamientos de
solución y el de precipitación.
Se ensayaron probetas en sentido longitudinal (l) de la barra de material en
estado de recepción, según norma ASTM E 8. En la tabla 3.1 se ven los resultados
obtenidos.
26
Tabla 3.1
Propiedades mecánicas del material en estado de recepción, T4
Probeta
σR (MPa)
σy (MPa)
Microdureza
Alargamiento (%)
1l
110 ± 2
69 ± 2
55
35
2l
135 ± 2
66 ± 2
53
36
No se observan diferencias apreciables en los valores de tensión de fluencia
σy. Esto indica que no existe diferencia de tamaño de grano entre las probetas
ensayadas, a pesar de que fueron obtenidas de posiciones bien diferentes de la
barra de material.
100 μm
Figura 3.2. Micrografía del material en estado de recepción.
La microestructura en el material evidencia las características comunes para
este tipo de aleación. Ópticamete se observa, además de la estructura de granos,
partículas grandes dispuesta formando trenes según el eje de extrucción. Debido a
la fragilidad de esas partículas, se ven también algunas cavidades generadas por
rotura y/o extracción de esas partículas durante el proceso de pulido.
27
3.2 Caracterización del material base
En la figura 3.3 se muestra el esquema del tratamiento térmico, designado
como Tratamiento Térmico A en el capitulo 2; este tratamiento aplicado a la
aleación comprende las siguientes etapas:
•
Tratamiento de solubilizado y templado: se realiza a 530o C durante 60
minutos y posterior templado.
•
Pre-envejecido: se realiza a 120o C durante distintos tiempos y templado.
•
Envejecido artificial: se realiza a 160o C durante 1440 minutos y templado.
El objetivo de este tratamiento A es observar como evoluciona la dureza del
material en función del tiempo de pre-envejecimiento.
Figura 3.3 Esquema del tratamiento térmico A.
A continuación se puede ver el gráfico de la dureza en función del tiempo
de pre envejecido obtenidos en este tratamiento A.
28
140
Hv
130
o
Tpre-envejecido= 120 C
120
o
Tenvejecido=160 C por 24h
110
0
20
40
60
80
100
120
tpre-envejecido (min)
Figura 3.4. Microdureza en función del tiempo de pre envejecido para el tratamiento
térmico A.
En el gráfico se observa claramente que el pre tratamiento térmico, para tiempos
superiores a 40 minutos, no produce variaciones apreciables en la dureza.
En la figura 3.5 se muestra el esquema del tratamiento térmico, designado
como Tratamiento Térmico B; este tratamiento aplicado a la aleación comprende
las siguientes etapas:
•
Tratamiento de solubilizado y templado: se realiza a 530o C durante 60
minutos y posterior templado.
•
Pre-envejecido: se realiza a 120o C durante 60 minutos y templado.
•
Envejecido artificial: se realiza a 160o C durante distintos tiempos y
templado.
El objetivo de este tratamiento térmico B es poder observar cómo es la
cinética de precipitación
de este material, cuando es sometido a un pre
tratamiento.
29
Figura 3.5. Esquema del tratamiento térmico B.
En la figura 3.6 se puede ver el gráfico de la microdureza en función del
tiempo de envejecido obtenido en este tratamiento B.
130
125
120
Hv
115
110
o
Tpre-envejecido= 120 C por 1h
105
o
Tenvejecido= 160 C
100
95
90
0
1000
2000
3000
4000
5000
6000
tenvejecido (min)
Figura 3.6. Microdureza en función del tiempo de envejecido para el tratamiento
térmico B.
30
Como se puede ver en la figura 3.6 la máxima dureza se alcanza a aproximadamente
a los 2880 min
de tratamiento (48 h), sin embargo, considerando los errores en las
mediciones (no se muestran las barras de error), los valores son comparables a partir de los
1440 min, por lo que se podría considerar que a partir de ese tiempo de envejecido la
dureza se estabiliza llegando a un máximo.
En la figura 3.7 se muestra el esquema del tratamiento térmico, designado
como Tratamiento Térmico C; este tratamiento aplicado a la aleación comprende
las siguientes etapas:
•
Tratamiento de solubilizado y templado: se realiza a 530o C durante 60
minutos y posterior templado.
•
Envejecido artificial: se realiza a 160oC durante distintos tiempos y
templado.
El objetivo de este tratamiento térmico C es poder observar como es la
cinética de precipitación de este material, cuando es sometido a un tratamiento de
envejecido, sin pre envejecido previo. Designación del grado de endurecimiento
básico: T6
Figura 3.7. Esquema del tratamiento térmico C.
31
En la figura 3.8 se puede ver el gráfico de la microdureza en función del
tiempo de
envejecido, obtenido cuando el material no es sometido a un pre
envejecido previo.
140
Hv
120
100
o
Tenvejecido= 160 C
80
0
200
400
600
tenvejecido (min)
800
1000
Figura 3.8. Microdureza en función del tiempo de envejecido para el tratamiento
térmico C.
Como se puede observar comparando la figura 3.1 con la figura 3.8,
el
material con un tratamiento de 990 min (16,5 hs), aún no ha alcanzado el estado
de
sobreenvejecimiento, estado
no deseado desde el punto de vista de las
propiedades mecánicas requeridas.
Como se puede ver en la figura 3.8, con un tratamiento de 990 min se obtienen
valores de microdureza aproximadamente iguales a los valores obtenidos en el tratamiento
anterior para 60 min de pre envejecido y 2880 min de envejecido. Este comportamiento
no es el esperado, según consideraciones teóricas de la cinética de precipitación e
información experimental (1,2). Como ya se ha mencionado, la distribución de las
agujas en la matriz depende críticamente de la historia termomecánica del
material. Ello se relaciona con el proceso de nucleación de las fases presentes. En
general, la información experimental coincide en que en las aleaciones en las que
32
se logran óptimas propiedades mecánicas, se encuentra que las longitudes de las
o
agujas ( fase β ′′ ) varían entre 200 y 1500 A en el pico de tensión de fluencia, σ y ,
del material. Esta estructura fina, en general se obtiene con tratamientos en dos
etapas, una primera para producir la formación de núcleos estables (tratamiento de
preenvejecido), y una segunda de crecimiento de los precipitados (tratamiento de
envejecido propiamente dicho). Por lo tanto los valores de microdureza medidos
en las muestras sometidas al tratamiento térmico C deberían ser inferiores a los
valores alcanzados en los otros tratamientos térmicos A y B.
Una
explicación posible para este
comportamiento de la microdureza
puede encontrarse en los procesos que tienen lugar durante la espera entre el
tratamiento de solubilización y el de envejecido a 160 ºC. Para el caso del
tratamiento C este lapso fue de aproximadamente 168 hs (2 semanas), por lo que
los nucleos que se desarrollaron durante esta espera a T ambiente bien pudrieron
alcanzar un tamaño suficiente para no disolverse a la temperatura de 160 ºC sino
por el contrario crecer y contribuir a elevar la microdureza. Según se ve en
figura 3.1
la
la microdureza disminuye cuando se incrementa el tiempo de espera
entre el solubilizado y el tratamiento de envejecido a 160ºC Esta disminución en el
valor de microdureza es similar a la disminución observada en la muestra
sometida al tratamiento A, si bien los tiempos de estudios mostrados en la figura
3.1 son muy inferiores. Sin embargo para poder comprobar esto seria necesario,
en un estudio posterior, obtener las curvas de endurecimiento para distintos
tiempos de espera (del orden de 1000min) entre la solución y el envejecido a
160ºC.
A continuación se muestra, en las figuras 3.9- 3.11,
la microestructura
correspondiente a las muestras con máximo valor de dureza, los cuales fueron
obtenidas con los tratamientos térmicos A, B y C respectivamente.
33
100 μm
Figura 3.9. Micrografía de una muestra pre-envejecida a 120o C durante 60 min y
envejecida artificialmente 160o C durante 1440 min.
100 μm
Figura 3.10. Micrografía de una muestra pre-envejecida a 120o C durante 60 min y
envejecida artificialmente 160o C durante 2880 min.
34
100 μm
Figura 3.11. Micrografía de una muestra envejecida artificialmente 160o C durante 990
min.
Se ensayaron dos probetas extraídas en sentido longitudinal (l) del tubo,
obtenidas éstas, luego de maquinar la barra cilíndrica de material. Las muestras
fueron puestas previamente en condición T6. El ensayo mecánico de realizó según
norma ASTM E 8. En la tabla 3.2 se ven los resultados obtenidos
Tabla 3.2
Propiedades mecánicas del material en estado T6
Probeta
σR (MPa)
σy (Mpa)
1l
299 ± 2
270 ± 2
125
8.9
2l
305 ± 2
279 ± 2
129
8.7
Microdureza Alargamiento (%)
3.3 Ensayo de Fatiga
Según norma ASTM E 606, para fatiga de bajo ciclo con carga constante, se
realizaron
ensayos sobre dos muestras en estado T6 final. Las muestras se
ensayaron entre límites de tensión cero (descarga) y una carga correspondiente al
35
95% de la tensión máxima a tracción del material, a razón de 1 ciclo cada 15 s. La
identificación A y B indica la repetición de los ensayos.
En la tabla 3.4 se muestran los resultados de los ensayos de fatiga de las
probetas en condición T6.
Como puede verse en la tabla 3.4 la rotura de la probeta 1 sobrevino en un
tiempo muy corto, debido a que la carga aplicada era muy elevada; la muestra
presentó una zona de fatiga muy pequeña, y se observo fractura catastrófica.
Tabla 3.4
Resultados de los ensayos de fatiga de probetas en condición T6
Tensión máxima
Νúmero de ciclos hasta
aplicada (Mpa)
la rotura
1A
284 ± 2
733
2B
245 ± 2
7620 fatiga sin romper
Probeta
3.4 Ensayo de sensibilidad a la entalladura
Se utilizó la norma ASTM E 338 -81, en probetas tratadas térmicamente con
tratamiento T6, a partir de material de recepción y extraídas en dirección
longitudinal a la barra. La identificación A y B indica la repetición de los ensayos.
Las características de las probetas ensayadas fueron:
Largo :
200 mm
Espesor :
3,80 mm ; 3,81 mm
Ancho de entalla:
17,88 mm ; 17,86 mm
Profundidad de entalla:
7,06 mm; 7,04 mm
Radio de entalla:
0,1 mm
Temperatura:
25oC
Cargas máximas alcanzadas:
18200 N; 18600 N
Fracción oblicua:
Totalmente oblicua
36
La resistencia a la entalla se obtuvo con la relación:
σe =
F
BA
donde: F: es la carga máxima, B: el espesor y A :el ancho en entalla. El límite
convencional de fluencia se obtuvo en probetas equivalentes sin entalla.
Los resultados del ensayo a la entalladura de muestras en condición T6 son
mostrados en la tabla 3.5.
Tabla 3.5
Resultados de los ensayos a la entalladura de probetas en condición T6
Resistencia a la
Probeta
Ubicación de
Tension de
Relación
la entalla
entalla, σe
fluencia, σy
(MPa)
(MPa)
σe
σy
1
Material 6061
261
270
0,97
2
Material 6061
273
279
0.97
Los ensayos de sensibilidad a la entalla permiten decir que el material
analizado en condición T6 no es sensible, ya que el valor de la relación
σe
es
σy
próximo a la unidad. Este resultado se corresponde con una ductilidad baja del
material (alargamiento ≈ 9% )
3.5 Caracterización de uniones soldadas
Se realizaron uniones soldadas de la aleación 6061 en condición T4. Se
analizaron, sobre una misma costura, dos zonas diferentes (zona 1 y zona 2).
Las figuras 3.12 y 3.13 muestran las curvas de microdureza, en función de
la distancia al centro del cordón de
soldadura, en las Zona 1 y Zona 2
respectivamente.
37
En la figura 3.14 se ve la microestructura del material de aporte. Como
puede verse los granos son equiaxiados y de menor tamaño que la del material
6061 bajo iguales condiciones térmicas.
Figura 3.12. Microdureza en función de la distancia a la unión soldada en la zona 1.
Figura 3.13. Microdureza en función de la distancia a la unión soldada en la zona 2.
38
100 μm
Figura 3.14. Micrografía de la zona de soldadura de la muestra en condición T4 después de
soldada.
Las muestras con uniones soldadas en condición T4 fueron posteriormente
tratadas térmicamente y llevadas a condición T6. En la figura 3. 15 se muestran
los resultados obtenidos en esas condiciones.
Figura 3.15. Microdureza en función de la distancia a la unión soldada en una
muestra soldada y sometida posteriormente a un tratamiento térmico T6.
39
Considerando la distribución de temperaturas máximas
alcanzadas,
durante la unión por soldadura, en las zonas de alto calentamiento (1), los
siguientes efectos térmicos pueden predecirse:
¾
Una zona de resolubilización, en la porción del metal sometido a una
temperatura superior a 500oC, con una completa disolución de la fase
endurecedora y posibilidad de fusión parcial en la vecindad de la zona
fundida. Puede aparecer un incremento parcial de la dureza debido, a
un posible envejecido natural durante la etapa de espera entre el proceso
de soldadura y el ensayo de microdureza.
¾
Una zona de sobreenvejecido en la porción del material mantenida a
temperatura
mas bajas que las requeridas
para resolubilizar los
precipitados, pero a una temperatura suficiente para producir la
transformación
β ′′ → β ′ → β en el rango 500-380oC, y
β ′′ → β ′ en el
rango 380-240oC, donde 380oC y 240oC son los limites superiores de
existencia de las fases β ′ y β ′′ respectivamente.
¾
Una delgada zona experimenta temperaturas inferiores a 240oC, en la
cual supuestamente no ocurre transformación de fase, excepto algún
engrosamiento de la fase presente.
Esto indica que la distribución de dureza depende de la interacción entre la
disolución y la reprecipitación, los cuales son procesos competitivos (2).
Analicemos los resultados obtenidos teniendo en cuenta la distribución de
temperaturas alcanzadas durante el proceso de soldadura.
Según los resultados mostrados en la figura 3.12 el material presenta un máximo
de dureza (aproximadamente 100Hv) en la zona 1 de soldadura y luego sobreviene
una zona donde el valor de dureza cae rápidamente a aproximadamente 75Hv
(entre 5-10 mm). En la zona 2 (fig.3.13) los valores de dureza caen a valores
similares de las obtenidos en la zona 1, a distancias comparables. Pero a medida
que nos alejamos de la región de fractura (entre 10-20mm) la dureza cae a valores
40
aún menores (55H). Siendo este último valor similar al obtenido en el material en
condición de recién suministrado.
En la zona límite entre la aleación 6061 y el material de aporte los valores de
dureza varían aproximadamente entre 75-90Hv. Esto indicaría que esa zona pudo
haber sufrido resolubilización por efecto del calentamiento, y aparecer así un
incremento parcial de la dureza. Como la conductividad térmica del aluminio es
alta, la pérdida de calor en la zona próxima a la soldadura también es alta, con lo
cual un posible envejecido artificial durante la etapa de enfriamiento, posterior al
proceso de soldadura, queda descartado.
Si analizamos la figura 3.15, correspondiente a un
material soldado y
sometido posteriormente a un tratamiento de solución y envejecido artificial
(condición T6), vemos que la zona de soldadura no cambia los valores de dureza.
Es decir
que el material de aporte, la aleación Al-5%Si, no es afectado por
temperaturas de 530oC. Sin embargo, la aleación 6061, incrementa su dureza, a
valores típicos de condición T6.
En la figura 3.16. se muestran juntos los valores de dureza en la zona de
soldadura para el material en condición T4 y posteriormente soldado (curva
inferior ), y los valores de ese mismo material, en condición T4 y soldado, pero
luego
de ser llevado a condición T6.
Teniendo en cuenta estos resultados
analicemos el comportamiento mecánico de la aleación con y sin soldadura.
En la tabla 3.6 se muestran los resultados de los ensayos de tracción de las
probetas de soldadura. La identificación A y B indica la repetición de los ensayos.
Tabla 3.7
Resultados de los ensayos de tracción de probetas de soldadura en condición T6
Micridureza
Alargamiento (%)
Probeta
σy (MPa)
σR (MPa)
1ª
178 ± 2
110 ± 2
55
6,5
2B
165 ± 2
115 ± 2
53
5,6
41
Comparando los valores de las tablas 3.2 y 3.6, se observa que los resultados
de los ensayos mecánicos de las probeta con soldadura, muestran una reducción
considerable tanto en la resistencia tensil (de
270 MPa cae a 170 MPa
aproximadamente) como en el porcentaje de alargamiento (de 9% cae a 6%
aproximadamente), cuando se lo compara con los valores del material sin
soldadura. Estos resultados indicarían que la tenacidad a la fractura del material
soldado y posteriormente llevado a condición T6 es mucho menor , quedando el
material en condiciones de experimentar fractura frágil.
Figura 3.16. Comparación de las figuras 3.12 y 3.13. La línea ---- indica a la aleación 6061
en condición T4 y la línea ---- indica a la aleación 6061 en condición T6.
Los resultados del ensayo a la entalladura de muestras soldadas y luego
tratadas en condición T6 son mostrados en la tabla 3.7. La identificación A y B
indica la repetición de los ensayos.
Los ensayos de sensibilidad a la entalla permiten decir que el material
analizado en condición soldada y luego tratado térmicamente a T6 no es sensible,
ya que el valor de la relación
σe
presenta valores próximos a la unidad. Este
σy
resultado se corresponde con una ductilidad baja del material (alargamiento ≈ 6% )
42
Tabla 3.7
Resultados de los ensayos a la entalladura de probetas soldads y en en condición T6
Probeta
Ubicación de
Resistencia a la
Tensión de
Relación
la entalla
entalla, σe
fluencia, σy
(MPa)
(MPa)
σe
σy
1ª
Al6061-Al5Si
109
110
0,99
2B
Al6061- Al5Si
112
115
0.97
Referencias
(1) O. R. Myhr y F. Grong, Dimensionless maps for heat flor analices in
fusion welding, Acta metall. Mater. 38, (1990), 449.
(2) O. R. Myhr y F.Grong, "Process modelling applied to 6082-T6
aluminium weldments I. Reaction Kinectics, Acta metall. Mater. 39,
(1991), 2693.
43
Capítulo 4
Conclusiones
•
Se pudo comprobar que el pre-envejecimiento en esta aleación no produce
cambios significativos en los valores finales de dureza, debido a que produce
una microestructura que afecta sensiblemente la estructura definitiva luego del
posterior tratamiento de envejecido.
•
De los resultados obtenidos se puede concluir que el pre-tratamiento para
tiempos superiores a los 40 min no produce variaciones apreciables en las
propiedades del material.
•
A pesar de que esta es una aleación que no envejece a temperatura ambiente
pudimos observar que el tiempo de espera a esta temperatura afecta
sensiblemente al material produciendo una variación muy apreciable en la
microdureza después del tratamiento definitivo.
•
Se pudo ver que el proceso de soldadura afecta sensiblemente las propiedades
mecánicas del material; su dureza, tensión de fluencia, tensión de rotura y
valores de deformación caen considerablemente en el material soldado.
44
•
Según las curvas de dureza en función de la distancia a la zona de soldadura, el
proceso de soldadura no modifica la microestructura de la aleación base (Al
6061) en condición T4.
•
El tratamiento térmico a condición T6, del material soldado, no modifica la
microestructura ni los valores de dureza del material de aporte.
45