INSTITUTO POLITÉCNICO NACIONALtesis.ipn.mx/jspui/bitstream/123456789/13965/1/Influencia en las... · Diagrama de Schaeffler 74 2.8.5. Formación de fase sigma 78 2.9. Selección

INSTITUTO POLITÉCNICO NACIONAL

ESCUELA SUPERIOR DE INGENIERÍA MECÁNICA Y ELÉCTRICA

INFLUENCIA EN LAS PROPIEDADES MECÁNICAS AL

APLICAR SOLDADURA MIG (METAL GAS INERT), EN UN

ACERO INOXIDABLE

TESIS PROFESIONAL QUE PARA OBTENER EL TITULO DE

INGENIERO MECÁNICO

PRESENTA:

C. ADRIÁN I. OROPEZA SERRANO

C. JAVIER OREGON JOAQUIN

ASESOR: M. EN I. JESÚS GARCÍA LIRA

COASESOR: DR. MARTÍN DARÍO CASTILLO SÁNCHEZ

MÉXICO D.F. 2015

AUTORIZACIÓN DE USO DE OBRA

INSTITUTO POLITÉCNICO NACIONAL

P r e s e n t e

Bajo protesta de decir verdad el [los/la(s)] que suscribe (n) OROPEZA SERRANO ADRIAN

I. Y OREGON JOAQUIN JAVIER (se anexa copia simple de identificación oficial), manifiest

(o/amos) ser autor (a/es) y titular (es) de los derechos morales y patrimoniales de la obra

titulada “INFLUENCIA EN LAS PROPIEDADES MECÁNICAS AL APLICAR SODADURA

MIG (METAL INERT GAS), EN UN ACERO INOXIDABLE” en adelante “La Tesis” y de la

cual se adjunta copia, por lo que por medio del presente y con fundamento en el artículo 27

fracción II, inciso b) de la Ley Federal del Derecho de Autor, otorgo (gamos) al Instituto

Politécnico Nacional, en adelante “El IPN”, autorización no exclusiva para comunicar y

exhibir públicamente total o parcialmente en medios digitales EN EL REPOSITORIO

INSTITUCIONAL, “La Tesis” por un periodo (de) INDEFINIDO contado a partir de la fecha

de la presente autorización, dicho periodo se renovará automáticamente en caso de no dar

aviso expreso a “El IPN” de su terminación.

En virtud de lo anterior, “El IPN” deberá reconocer en todo momento mi (nuestra) calidad de

autor (a/es) de “La Tesis”.

Adicionalmente, y en mi (nuestra) calidad de autor (a/es) y titular (es) de los derechos

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respecto de “La Tesis”, por lo que deslind (o/amos) de toda responsabilidad a el “El IPN” en

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autorales, industriales, secretos industriales, convenios o contratos de confidencialidad o en

general cualquier derecho de propiedad intelectual de terceros y asumo (asumimos) las

consecuencias legales y económicas de cualquier demanda o reclamación que puedan

derivarse del caso.

México, D. F., 06 de Marzo del 2015.

Atentamente

_______________________________ _______________________________

C. ADRIAN I. OROPEZA SERRANO C. JAVIER OREGON JOAQUIN

A Nancy N. Tabares

Durante este gran proyecto que iniciamos juntos hoy tengo la satisfacción de poder compartir contigo mi más grande logro, que en gran parte es gracias a ti, gracias a tu apoyo, tu cariño y tu amor.

Eres mi impulso para seguir adelante ahora y en momentos claves en este trayecto y es por eso que has de saber del privilegio que tengo para poder agradecer desde lo más profundo de mi corazón y alma todo tu tiempo y dedicación que me has brindado durante esto años juntos.

Espero y continuemos cosechando éxitos juntos y solo me queda recordarte que Te amo.

A mi madre

Me siento muy feliz de poder agradecerte de esta manera lo mucho que me has apoyado, cuidado, amado y no solo me refiero a mi carrera académica sino en general, la vida me puso pruebas y no pudo ser de otra manera porque así debía ser y no existió ningún momento en el que no contara contigo.

Dios me ha premiado por tener una madre como tú. Por eso te dedico mis triunfos que también son tuyos de mi hermano y mis hermanas.

Los amo.

A mi tío C.P Ricardo Elizalde y mi tia Lourdes Serrano

Sabiendo que jamás encontraré la forma de agradecer su constante apoyo y confianza, sólo espero que comprendan que mis ideales, esfuerzos y logros han sido también suyos e inspirados en ustedes.

No hay recompensa alguna que se pueda pagar en esta vida en comparación de lo mucho que han hecho por mí.

Con amor gracias.

C.P Alejandro Delgado Ortiz

He de agradecerte el estar al pendiente de mis pasos, preocupándote y viviendo a nuestro lado como parte de la demostrándome que se puede. Gracias.

Profesores M. en I. Lira y M. en C. Arenas

Un agradecimiento singular a nuestros profesores por guiarnos en este proceso, ayudarnos y sobre todo por compartir con nosotros su conocimiento. Muchas gracias

Y a todas aquellas personas que comparten conmigo este triunfo.

Gracias

INFLUENCIA EN LAS PROPIEDADES MECÁNICAS AL APLICAR SOLDADURA MIG (METAL INERT GAS),

EN UN ACERO INOXIDABLE

I N D I C E G E N E R A L

Página

INDICE DE FIGURAS

INDICE DE TABLAS

RESUMEN i

ABSTRACT ii

OBJETIVO GENERAL Y PARTICULARES iii

INTRODUCCIÓN iv

CAPÍTULO I. GENERALIDADES 5

1.1. Definición de acero inoxidable 5

1.1.1 Tipos y clasificación de los aceros inoxidables 6

1.2. Los aceros inoxidables austeníticos 8

1.2.1. Acero inoxidable austenítico HK-40 9

1.2.2. Propiedades mecánicas 10

1.3. Relaciones de fase en el sistema Fe-Cr-Ni 11

1.3.1. Fases intermedias en aceros austeníticos 15

1.3.2. Carburos y fases intermetálicas 16

1.4. Influencia de los elementos de aleación de aceros inoxidables 23

1.5. Precipitación de carburos 27

1.6. Metalurgia de la soldadura 27

1.6.1. Aspectos generales 27

1.6.2. El ciclo térmico y su importancia 30

1.6.2.1. Ciclo térmico y distribución de la temperatura 31

1.6.2.2. Factores que influyen en los cambios de temperatura 33

durante la soldadura por arco

1.7. Solidificación en la soldadura 35

1.7.1. Crecimiento epitaxial 35

1.7.2. El baño de fusión 36

1.7.3. Células, dendríticas y microsegregación. 39



CAPÍTULO II. MARCO TEÓRICO 44

2.1. Conceptos generales 44

2.2. Principio de soldadura MIG/MAG 45

2.2.1. Parámetros de soldadura 47

2.3. Proceso de soldadura MIG 48

2.3.1. Equipo básico 48

2.3.2. Adición de gas 49

2.3.3. Alimentación en hilo 50

2.3.4. Pistola de soldadura 50

2.3.5. Beneficios del sistema MIG 52

2.3.6. Características del proceso 52

2.3.7. Equipo para la soldadura MIG 53

2.3.8. Tipo de corriente y polaridad 54

2.3.9. Transferencia del metal 55

2.3.9.1. Transferencia por arco cortocircuito 55

2.3.9.2. Transferencia globular 57

2.3.9.3. Transferencia por spray 58

2.3.9.4. Transferencia por arco pulsado 61

2.4. Mezcla de gases para proceso MIG 61

2.5. Electrodo (Microalambre) 63

2.5.1. Características sobresalientes 63

2.5.2. Usos y aplicaciones generales 63

2.6. Efectos de la soldadura 64

2.6.1. Características térmicas de la soldadura 65

2.7. Características estructurales de la unión soldada 67

2.8. Soldabilidad de aceros inoxidables Austeníticos 69

2.8.1. Sensitización (corrosión intergranular CIG) 70

2.8.2. Ataque de línea de cuchillo (Knife line attack “KLA”) 73

2.8.3. Fisuración en caliente y la influencia de la ferrita 73

2.8.4. Diagrama de Schaeffler 74

2.8.5. Formación de fase sigma 78

2.9. Selección de electrodos para acero inoxidable

(Diagrama de Schaeffler). 80



CAPÍTULO III: METODOLOGÍA EXPERIMENTAL. 85

3.1. Introducción 85

3.2. Característica de los materiales 86

3.2.1. Metal base 86

3.2.2. Aplicación de la soldadura MIG. 88

3.2.2.1. Metal de aporte 88

3.2.2.2. Parámetros de operación 89

3.3. Equipos utilizados 89

3.4. Ensayos realizados a las probetas soldadas 92

3.4.1. Ensayo de Tensión 92

3.4.2. Ensayo Metalográfico. 93

3.4.3. Ensayo de Dureza 94

3.4.4. Dureza Vickers. 95

CAPÍTULO IV: ANÁLISIS Y DISCUSIÓN DE LOS RESULTADOS 97

4.1. Material. 97

4.2. Cambios microestructurales observados 98

4.3. Evaluación de los cambios microestructurales por medio

de medidas de microdureza

4.4. Evaluación del ensayo de tensión 100

4.5. Discusión de resultados 103

4.6. Conclusiones 103

REFERENCIAS BIBLIOGRAFICAS 105



INDICE DE FIGURAS Página

CAPITULO I. GENERALIDADES.

1.1. Diagrama ternario justo por debajo del punto de fusión a 1100°C.

Fuente: Columbier. 12

1.2. Distribución de fases aproximadamente a 1300°C, muestra

la línea de liquidus(continua) y la línea de solidus(punteadas).

Fuente: Columbier. 12

1.3. Sección del sistema fe-Cr-Ni a 650°C mostrando la estabilidad

de la fase sigma sobre un extenso rango de composiciones.

Fuente: (HPSS, 2003). 13

1.4. Sección correspondiente al 70% de hierro en los que se aprecian

Los Posibles modos de solidificación, como composición

de la función.Fuente Di Carpio. 15

1.5. Muestra del diagrama 18Cr-8Ni-c, se observa la presencia

de carburos en el rango 500- 800°C.

Fuente: Avner. 19

1.6. Aparición de la fase sigma en el diagrama Fe-Cr-Ni a 650°C. 21

1.7. Las diferentes zonas de unión soldada. 29

1.8. Distribución de temperatura en la pieza soldada. 31

1.9. Distribución de temperatura de una sección cualquiera a lo largo

del eje X. Las curvas representan instantes en tiempos diferentes

T1, T2 y T3 durante la soldadura. Fuente Metalurgia de la soldadura. 32

1.10. Muestra de crecimiento columnar de los granos desde la línea de fusión. 36

1.11. Dinámica de líquido en el baño de fusión, en un acero inoxidable,

modelo calculado después de 25 segundos de iniciado el arco.

Fuente Vitek, 2003. 37

1.12. Comparación de las formas del baño de fusión.

Fuente ASM. 38

1.13. Estabilidad del frente de solidificación liquido- solido.

Fuente ASM. 40



1.14. Efecto del gradiente térmico sobre la morfología en la solidificación,

G₁ crecimiento planar; G₂ crecimiento celular; G₃ crecimiento

dendrítico celular.

Fuente ASM. 41

1.15. Variación de la composición a lo largo de la región intercelular

corte A-A’ y atreves del núcleo hacia la periferia región B-B’.

Fuente: ASM. 42

CAPÍTULO II. MARCO TEÓRICO.

2.1. Distribución entre diferentes métodos de soldeo en Europa

Occidental.

MMA (manual Metal Arc Welding), soldadura de arco eléctrico

Metálico, manual,SAW (Submerged Arc Welding), soldadura

por arco revestido; FCW (Flux Cored Arc Welding), soldadura

con alambre tubular. 44

2.2. Principio de la soldadura MIG/ MAG: (1) arco eléctrico; (2) alambre;

(3) carrete porta alambre; (4) rodillos de alimentación;

(5) conducto flexible; (6) manguera; (7) pistola de soldadura;

(8) fuente de corriente; (9) boquilla de contacto; (10) gas protector;

(11) toberas de gas y (12) baño de fusión. 46

2.3. Soldadura metálica con arco eléctrico y gas (GMAW). 46

2.4. Pistola para soldadura metálica con arco eléctrico y gas 47

2.5. Proceso de soldadura MIG. 48

2.6. Aplicación de soldadura usando como gas de protección Helio. 49

2.7. Diagrama del proceso de soldadura MIG. 50

2.8. Pistola y equipo de control del gas protector. 51

2.9. Posición de soldeo en metal base. 53

2.10. Equipo para soldadura MIG. 54

2.11. Grafica de curva estática para corriente. 55

2.12. Oscilografías de un ciclo típico de transferencia. 57

2.13. Soldadura por spray. 59

2.14. Técnica de pulverización de soldadura por arco pulsado. 60

2.15. Forma del arco spray en la soldadura MIG. 60

2.16. Gases empleados en soldadura MIG. 62



2.17. Solidificación progresiva del metal fundido en un pocillo

de soldadura:

a) curva de enfriamiento con expresión de las diferentes

estructuras

b) vista isotérmica del pocillo de soldadura

c) líneas isotermas entorno al pocillo. 64

2.18. Barras de acero calentadas en el centro. 66

2.19. Regiones (estructuras) presentes en una unión soldada. 68

2.20. Zonas de unión por soldaduras en muestras en “V”. 68

2.21. Cordón de soldadura en el metal soldado. 69

2.22. Zona afectada por el calor ZAC. 70

2.23. Diferencia en la distribución del cromo en una micro estructura

sensitizada y no sensitizada. 71

2.24. Relación Tiempo-Temperatura para producir susceptibilidad

a la corrosión intergranular en un acero 304 con varios

contenidos de carbono. 72

2.25. Diagrama de Schaeffler. 75

2.26. Diagrama de DeLong. 78

2.27. Diagrama de Schaeffler. 81

2.28. El diagrama Schaeffler 1949, nos muestra una descripción

Cuantitativa sobre todo en el contenido de ferrita.

Fuente: D.L Olson. 82

CAPÍTULO III: METODOLOGÍA EXPERIMENTAL.

3.1. Muestra de un tubo de acero HK-40 fundido. 86

3.2. Junta en “V” para chapas y placas. 87

3.3. Partes principales del proceso de soldadura MIG. 90

3.4. Aplicación de la soldadura MIG. 91

3.5. Maquina fresadora recta. 91

3.6. Probetas de tensión después del proceso de soldadura. 92

3.7. Ensayo de tensión- deformación. 92

3.8. Representación esquemática de la huella y punta piramidal Vickers. 95



CAPÍTULO IV: ANÁLISIS Y DISCUSIÓN DE LOS RESULTADOS

4.1 Micro estructura del acero 310 original a 100X. 97

4.2 Muestra dos zonas diferentes, el metal base, la zona afectada

térmicamente y la zona de Fusión. Observándose una estructura

de cristal de ferrita 100X. 98

4.3 Se observa una estructura del tipo dendrítica en la zona de fusión

100X. 99

4.4 La micrografía se observa cristales de ferrita. 100

4.5 Toma de durezas en la probeta. 101

4.6 Variación de micro dureza desde el metal base hasta la unión

soldada. 102



INDICE DE TABLAS

Página

CAPITULO I. GENERALIDADES.

1.1. Propiedades Mecánicas a temperatura ambiente. 10

1.2. Estructura cristalina y principales precipitados en aceros austenÍticos.

Fuente: Soumali. 23

1.3. Elementos formados de ferrita y austenita. 24

1.4. Tipos de carburos. 25

1.5. Factores de eficiencia de soldadura. 33

CAPÍTULO II. MARCO TEÓRICO.

2.1. Tipos de gases utilizados para la soldadura MIG. 62

2.2. Alambres de acero inoxidable para el proceso MIG. 63

CAPÍTULO III: METODOLOGÍA EXPERIMENTAL.

3.1. Composición química de acero HK40. 87

3.2. Composición química de micro alambre. 88

3.3. Características del micro alambres. 88

3.4. Reactivos utilizados para revelar la micro estructura. Fuente; ASM. 94

CAPÍTULO IV: ANÁLISIS Y DISCUSIÓN DE LOS RESULTADOS.

4.1. Valores de micro dureza desde el metal base a la zona de fusión. 101

4.2. Resultados obtenidos del ensayo de tensión. 103



1

RESUMEN

La importancia de este trabajo se basa en la aplicación de una soldadura MIG (Metal

Inert Gas), en tuberías de acero inoxidable fundidos del tipo austenítico HK40,

conocido por la norma ACI (Alloy Casting Institut), desde el punto de vista

metalúrgico, correlacionando los cambios en la microestructura con las propiedades

mecánicas del material y resistencia a la corrosión. Debido a la variación de su

composición química de estos aceros, se requiere de especiales consideraciones

durante su soldadura. Una de las preocupaciones en la industria y tecnología es el

conocimiento de sus mecanismos de falla, así como a las temperaturas en las

cuales estos mecanismos se aceleran por la química de dichas aleaciones.

En la parte experimental de la tesis se prepararon muestras de este acero fabricado

por fundición, la cual se le realizo una bisel de forma “V” y soldado con microalambre

de acero inoxidable por el proceso de soldadura GMAW (Gas Metal Arc Welding),

donde el efecto de la temperatura modificara las propiedades mecánicas y

estructurales del acero, obteniéndose con esto un cambio microestructural. La

evaluación de estas probetas se realizó mediante análisis metalográfico, ensayo de

tensión y microdureza. Con los resultados obtenidos, se podrá predecir los

problemas de fabricación y aplicación de soldadura en el material base utilizado. El

estudio parte del análisis de los efectos del proceso de soldadura, considerando el

campo mecánico y metalográfico.

Este acero resistente a la alta temperatura como el HK40, es usado para partes

estructurales sometidas a esfuerzos térmicos por arriba de 1150ºC, cuya estructura

es del tipo austenítico estable sobre un rango de temperatura.



2

JUSTIFICACIÓN

En este trabajo se ha de realizar un estudio de la soldadura (MIG) en el acero

austenítico AISI 310, enfocando los problemas que presenta durante este proceso y

su efecto en las propiedades mecánicas (fallas). De acuerdo a esto se observa

desde el punto de vista metalúrgico, además de relacionar los efectos de la

composición en la soldabilidad de los aceros inoxidables.

En la parte experimental se comparó los cambios microestructurales ocasionados

por la soldadura (MIG), en el acero austenítico AISI 310, teniendo en cuenta las

condiciones operativas del proceso de soldadura. Además, mediante el análisis

metalográfico y ensayos de microdureza se evaluaron y determinaron los cambios

presentados (parámetros). Obteniéndose un producto confiable y validar el método

propuesto, para garantizar la durabilidad de la soldadura.



3

OBJETIVO GENERAL

Caracterizar las propiedades mecánicas y metalúrgicas de un acero inoxidable

HK40 al que se le aplico soldadura GMAW (Gas Metal Arc Welding), como material

de relleno en la soldadura de muestras con bisel de este acero, para la obtención de

muestras metalográficas, resistencia a la tensión, dureza y microestructura.

OBJETIVOS PARTICULARES

Determinar mediante pruebas y ensayos las propiedades de las juntas

soldadas

Caracterizar la soldadura de las uniones soldadas del acero HK40 y comparar

su análisis metalúrgico con el material de relleno.



4

INTRODUCCIÓN

La presente tesis, tiene como objetivo determinar los cambios microestructurales

que ocasiona el aporte de calor durante la soldadura y su efecto en las propiedades

mecánicas de estos aceros. Además, se realiza un estudio de los principales

problemas que presentan los aceros austeníticos soldados por este proceso. En este

trabajo se desarrollarán cuatro capítulos:

El primer capítulo se describe los antecedentes de los aceros inoxidables obtenidos

por fundición, así como su clasificación, Normas que se aplican para los aceros

inoxidables soldables, la soldabilidad de los mismos y finalmente la influencia de los

elementos aleantes en los aceros inoxidables.

El segundo capítulo, explica la soldabilidad, tipos, principios del proceso de

soldadura, conocida como (GMAW Gas Metal Arc Welding), mezcla de los gases

utilizados en este proceso y los tipos de electrodos.

El tercer capítulo, describe la metodología experimental para el planteamiento de

los experimentos y del desarrollo del proceso de soldadura. También, se indican los

métodos de evaluación empleados, tales como: preparación metalográfica, ensayos

de microdureza, ensayo de dureza. Además se mencionan los equipos utilizados en

el desarrollo de la parte experimental

El cuarto capítulo, se determinaron los cambios microestructurales presentes en las

probetas de acero soldadas. Se trabajó específicamente en tres zonas: el metal

base, la zona afectada térmicamente y la zona de fusión. Además, se compararon

los cambios microestructurales ocurridos en la zona afectada térmicamente para las

distintas probetas soldadas y por último, se mencionan las conclusiones de la tesis.



5

CAPITULO I

GENERALIDADES

1.1. Definición de acero inoxidable

Los aceros inoxidables son aleaciones a base de hierro, cromo, carbono y otros

elementos, principalmente, níquel, molibdeno, manganeso y titanio, entre otros,

contando con una resistencia particular a la corrosión. Naturalmente, la presencia de

cada elemento en determinados porcentajes produce variaciones distintas de las

características intrínsecas. Según norma europea EN 10088, se define a los aceros

inoxidables como aquellas aleaciones férreas que contienen cromo en una

proporción mínima del 10.5%.

Los aceros inoxidables se pueden obtener por fundición (colados) y conformados por

forja o rolados siendo manejados por diferentes normativas, los aceros fundidos que

tienen un alto porcentaje de carbono, ya que para conformarlos deben tener una

resistencia reducida y una ductilidad considerable a temperaturas de trabajo en

caliente o en frío, lo cual no es necesario en la fundición.

Con las fundiciones se logran obtener materiales cuyas composiciones estructurales

son difíciles de obtenerse por medios mecánicos, los aceros inoxidables fundidos

tienen dos series distintas de aleaciones; la primera corresponde a aquellas que son

usadas generalmente para resistir medios corrosivos a temperaturas por debajo de

650°C y la segunda, de composiciones modificadas para proveer mayor resistencia

a temperaturas elevadas, usadas para componentes estructurales que pueden

operar por arriba de 1200 °C.

Las aleaciones fundidas de aceros inoxidables, son generalmente, clasificadas por el

sistema ACI Alloy Casting Institut (Instituto de Fundición de Aleaciones), mientras

que para el manejo de las aleaciones conformadas o forjadas se encarga el Instituto

Americano del Hierro y Acero (AISI).

El acero inoxidable puede ser clasificado en cinco familias diferentes, 4 de ellas

corresponden a las particulares estructuras cristalinas formadas en la aleación:

austenita, ferrita, martensita, y dúplex (austenita mas ferrita); mientras que la quinta



6

son las aleaciones endurecidas por precipitación, que están basadas más en el tipo

de tratamiento térmico usado que en la estructura cristalina.

La selección de los aceros inoxidables puede realizarse de acuerdo con sus

características:

Resistencia a la corrosión y oxidación a temperaturas elevadas

Propiedades mecánicas

Características de los procesos de transformación a que será sometido

Costo total (reposición y mantenimiento)

Disponibilidad del acero

1.1.1. Tipos y clasificación de los aceros inoxidables

Los aceros son aleaciones complejas en las que entran en juego múltiples

elementos. Como ya se ha comentado los principales elementos después del hierro

son el cromo, el carbono y el níquel. El porcentaje de dichos elementos y su

variación cambia la porción de las fases presentes, lo cual da lugar a aceros

inoxidables austeníticos, ferríticos, martensiticos y dúplex o austenoferríticos.

Entre las clasificaciones más consideradas en el sector de los aceros inoxidables se

encuentran en las normas AISI (American Iron and Steel Institute) y la SAE (Society

of Automotive Engineers). Según estas sociedades los aceros inoxidables se

subdividen en:

Aceros inoxidables martensiticos. Son la primera rama de los aceros inoxidables

simplemente al cromo. Representa una porción de la serie 400, sus características

son:

Moderada resistencia a la corrosión

Endurecibles por tratamiento térmico y por lo tanto se pueden desarrollar altos

niveles de resistencia mecánica y dureza.

Son magnéticos



7

Debido al alto contenido de carbono y la naturaleza de su dureza, es pobre su

soldabilidad.

Los martensíticos son esencialmente aleaciones de cromo y carbono. El contenido

de cromo es generalmente de 10.5 a 18% y el de carbono es alto, alcanzando

valores de hasta 1.2%.

Aceros inoxidables ferríticos. Estos aceros mantienen una estructura ferrítica

estable desde la temperatura ambiente hasta el punto de fusión, sus características

son:

Resistencia a la corrosión de moderada a buena, la cual se incrementa con el

contenido de cromo y algunas aleaciones de molibdeno.

Endurecidos moderadamente por trabajo en frío: no puede ser endurecidos

por tratamiento térmico.

Son magnéticos.

Su soldabilidad es pobre por lo que generalmente se eliminan las uniones por

soldadura a calibres delgados.

Los ferríticos son esencialmente aleaciones con cromo. El contenido de cromo es

usualmente de 10.5 a 30% pero con contenidos limitados de carbono del orden de

0.08%.

Aceros inoxidables austeníticos. Su popularidad se debe a su excelente

formabilidad y superior resistencia a la corrosión, sus características son las

siguientes:

excelente resistencia a la corrosión.

endurecidos por trabajo en frío y no por tratamiento térmico.

excelente soldabilidad.

excelente factor de higiene y limpieza.

formado sencillo y de fácil transformación.

tiene la habilidad de ser funcionales en temperaturas extremas.

son no magnéticos.



8

Hay tres clases de aleaciones fundidas resistentes al calor y que tienen las

siguientes características generales:

1. Contienen de 8 a 30% de cromo y poco níquel, tienen baja resistencia a

temperaturas elevadas, pero excelente resistencia a la oxidación y son

usados bajo condiciones oxidantes y en cargas estáticas dadas a temperatura

constante.

2. Contienen más del 19% de cromo y más de 9% de níquel, son utilizados bajo

condiciones oxidantes para resistir cargas moderadas a temperaturas

medias.

3. Contienen más de 10% de cromo y más de 23% de níquel, el contenido de

níquel más que el cromo, son para usarse como protectores en condiciones

oxidantes para resistir gradientes de temperatura severos, tales como en

partes que están a temperatura constante en servicio.

Los austeníticos se obtienen adicionando elementos formadores de austenita, tales

como níquel, manganeso y nitrógeno. El contenido de cromo generalmente varia del

16 al 26% y su contenido de carbono es del rango de 0.03 al 0.08%.

El cromo proporciona una resistencia a la oxidación en temperaturas aproximadas

de 650⁰C en una variedad de ambientes.

1.2. Los aceros inoxidables austeníticos

En la familia de los aceros inoxidables austeníticos, se distinguen dos grupos como

ya se ha mencionado: el de los austeníticos al cromo-níquel, por una parte y al

cromo-manganeso-níquel por otra. El primer grupo es el más importante dado que a

él pertenecen la mayor parte de los aceros inoxidables comúnmente empleados, y

está compuesto por aleaciones hierro-carbono-cromo-níquel con aporte ocasional de

otros elementos, como el molibdeno, el titanio, el niobio, etc. El segundo grupo es

cuantitativamente más modesto y está formado por aleaciones de hierro-carbono-

manganeso-níquel con contenido de níquel inferior al 6%.



9

Los 31 aceros inoxidables del grupo austenítico tienen diferentes composiciones y

propiedades, pero muchas características son comunes. Ellos pueden ser

endurecidos por trabajo en frío, pero no por tratamiento térmico. En condición

recocida todos son no-magnéticos, aunque algunos podrían llegar a ser ligeramente

magnéticos por trabajo en frío.

A temperatura ambiente los aceros de las series 300 y 200 retienen austenita en su

estructura. Esta tiene una estructura cristalina tipo FCC, cúbica centrada en las

caras, la cual es estable en el rango de temperaturas entre 912°C y 1394°C.

Mientras que la resistencia a la corrosión es su principal atributo, estos aceros

también son seleccionados por sus excelentes propiedades mecánicas a elevada y

baja temperatura. También son considerados los aceros más fácilmente soldables

de los aceros inoxidables, y, pueden ser soldados por todos los procesos de

soldadura por fusión y resistencia.

1.2.1. Acero inoxidable austenítico HK-40

Su Nombre comercial es HK-40, y su composición es de 26% Cr-20% Ni y su

nombre comercial es UNS número j94224.

Las aleaciones HK 40, es un acero austenítico, su estructura principal es la austenita

estable en cualquier rango de temperatura, como fundición contiene carbonos

masivos presentes como redes dispersas (M23C6, M7C y MC), después de un tiempo

de temperatura de servicio estos se precipitan a carburos granulares finos, dando a

la aleación alta resistencia al deslizamiento.

Las aleaciones HK, se usan para partes, que requieren alta resistencia al calor y

corrosión como la fabricación de tubería fundida centrifugada. Estos aceros fundidos

están constituidos de Fe-Cr-Ni; debido al alto contenido de cromo, estas aleaciones

tienen buena resistencia a la oxidación, sulfuración y abrasión a temperaturas por

arriba de 650°C. Los altos contenidos de carbono en estas aleaciones, tienen una

alta resistencia a la ruptura por deslizamiento, a través de los carburos precipitados

a temperaturas elevadas de servicio.



10

1.2.2. Propiedades Mecánicas

La tabla 1.1, muestra valores representativos a temperatura ambiente las

propiedades mecánicas del acero HK40, por la norma ASTM y SAE:

Tabla 1.1. Propiedades mecánicas a temperatura ambiente

Resistencia a la tensión 75 Ksi (517 Mpa)

Límite elástico 50 Ksi (345 Mpa)

% de elongación 17% en 2 pulg.

Dureza 170 HB

Módulo de elasticidad En tensión a 21°C 27X106PSI

Resistencia al impacto (Charpa) 22 Ft. Lb.

Como fundición:

Resistencia a la tensión 75 ksi (517 MPa); Límite elástico 50 ksi (345 MPa);

Elongación 17% en 2 in. Envejecido en 24 horas a 760ºC. Enfriado al aire:

Resistencia a la tensión 50 ksi (586 MPa); Límite elástico 50 ksi (345 MPa),

elongación 10% en 2 in. Mínimo para la norma ASTM (A297), resistencia a la tensión

65 ksi (448 MPa), Límite elástico 345 ksi (241 MPa), elongación 10% en 2 in.

Composición química por norma ASTM

Límites de la composición:

(a). 0.20% a 0.60%C; 20%Mn máx.; 2.0% Si máx.; 0.04% P máx.;

(b). 24% a 28% Cr; 18 a 22% Ni; resto de fierro.



11

1.3. Relaciones de fase en el sistema Fe-Cr-Ni.

Los aceros inoxidables son aleaciones complejas en las que entran en juego

múltiples elementos. Como ya se comentó, los principales elementos después del

hierro son el cromo, níquel y carbono. El sistema ternario Fe-Cr-Ni, proporciona una

visión aproximada de este sistema complejo. Este sistema ternario, delinea las dos

fases primarias, austenita (γ) y ferrita (α), las cuales distinguen las tres principales

familias: austeníticos, ferriticos y austenoferríticos.

El cromo es el elemento principal de los aceros inoxidables. El cromo representa un

papel primordial no sólo en los aceros que contienen este único elemento, sino

también en todos los demás. El cromo forma parte de los elementos alfágenos, que

aumentan la existencia del hierro alfa (α) o ferrita y disminuyen la existencia el

campo del hierro gamma (γ) o austenita. Asimismo, el níquel actúa de dos formas

esenciales. Primero, aumenta el campo de estabilidad de la austenita; los aceros

que contienen poco carbono y que contienen más de 24% de níquel, presentan una

estructura austenítica a temperatura ambiente. Segundo, el níquel también

contribuye a la formación de la película pasivante en la superficie de los aceros

inoxidables.

Las acciones alfágenos del cromo y gammágena del níquel, se combinan

produciendo aleaciones cuyas estructuras son variadísimas. La introducción de una

cantidad suficiente de níquel en el acero al 18% de cromo lo hace austenítico, lo que

asegura mejores propiedades mecánicas, menor tendencia al crecimiento de grano y

mayor resistencia a la corrosión.

Una sección del sistema Fe-Cr-Ni a 1100 °C se muestra en la figura 1.1. Esta

sección provee una razonable representación de las relaciones entre las fases

primarias, para las familias de aceros. En dicha figura, se aprecia los límites de las

zonas de estabilidad de las dos fases: ferrita y austenita. Las regiones de la figura

1.1 muestran las tres familias de aleaciones: Austenítico dentro del campo gamma,

ferrítico dentro del campo alfa y austeno-ferrítico dentro del campo mixto alfa-gamma

(α+γ). La figura 1.2 muestra la variación en que el campo de la austenita es menor

en comparación a la figura 1.1.



12

Figura 1.1. Diagrama ternario justo por debajo del punto de fusión a 1100°C.

Fuente: Columbier.

Figura 1.2. Distribución de fases aproximadamente a 1300°C, muestra la línea del

liquidus (continua) y la línea del sólidus (punteada). Fuente: Columbier.

Aceros austeníticos γ,

Aceros ferríticos α y

Aceros dúplex α+γ



13

Esta sección indica las aleaciones de una fase o de dos fases. Generalmente se

aplica para condiciones de servicio a alta temperatura para los distintos aceros

austeníticos. Incluso para aquellos que contienen distintos elementos de aleación

como molibdeno, nitrógeno, etc. Además, en esta sección, no se observan fases

intermedias las cuales son estables a temperaturas menores que 1000°C, como la

fase sigma (compuesto intermetálico, FeCr).

La figura 1.3 representa el corte horizontal a 650°C del sistema Fe- Cr- Ni. La fase

sigma, es la fase más encontrada a esta temperatura, la cual es dañina para las

propiedades mecánicas y la resistencia a la corrosión. En este diagrama se observa

que las regiones de una sola fase γ y α se encuentran separadas por la de dos fases

γ+α.Se aprecia también que cuando el contenido de cromo sobrepasa el 20%

aparece la fase sigma σ

.

Figura 1.3. Sección del sistema Fe-Cr-Ni a 650 °C mostrando la estabilidad de la

fase sigma sobre un extenso rango de composiciones. Fuente: (HPSS, 2003).

Para altos contenidos de cromo (mayores al 20%), se presentan grandes cantidades

de fase sigma tanto en los aceros austeníticos y ferriticos. La posición de la región

de dos fases depende de la temperatura. Cuando la temperatura desciende por

debajo de los 650°C la región bifásica se desplaza hacia la izquierda y su posición



14

se extrema a 20°C. Cuando la temperatura se eleva, esta región se desplaza hacia

la derecha y su posición se extrema hasta los 1100°C.

La aleación base 18% de Cr y 8% de Ni se encuentra representada en la figura 1.3

por un punto. Es fácil observar que, para obtener con un 18% de cromo la estructura

austenítica deberá haber necesariamente un 8% de níquel. Si disminuye el

contenido de níquel la aleación será bifásica en todo el intervalo de temperatura,

incluida la temperatura ambiente; el aumento del cromo por encima del 18%, siendo

8% el contenido del níquel conduce a los mismos resultados. Cuando el contenido

de cromo es menor que l4-15%, en la estructura aparece la fase alfa, a temperaturas

inferiores de 650°C.

El estado estructural de las aleaciones con el 18% de cromo y el 8-15% de níquel

puede ser estable o inestable dependiendo de la composición. Por ejemplo, la

austenita del acero con el 18% de Cr y el 8-10% de níquel es inestable. Su

enfriamiento en la región de temperaturas negativas o la deformación plástica a

temperatura ambiente hacen que se forme martensita.

En la aleación con el 18% de Cr y el 10-12% de níquel, la formación de martensita

puede ser provocada por deformación a temperaturas inferiores de 0°C. Para altas

temperaturas esta aleación debe ser completamente austenítica. En cambio, con las

aleaciones con el 18% de Cr y más de 14% de níquel, la austenita es estable. Ni el

enfriamiento, ni la deformación a bajas temperaturas hacen que se forme fase ferrita

o fase α.

Los aceros al cromo-níquel, como es natural, no son aleaciones Fe-Cr-Ni puras, sino

que contienen impurezas. Estas impurezas disolviéndose en las fases principales

austenita y ferrita influyen en las condiciones de equilibrio y en la cinética de la

transformación austenita ferrita. Pero si las impurezas forman nuevas fases como

carburos, nitruros, intermetales u otras fases, pueden cambiar considerablemente

las propiedades mecánicas del acero y su resistencia a la corrosión, aunque su

influencia en la transformación γ α, no es relevante.

Como se dijo anteriormente, el diagrama Fe-Cr-Ni provee una visión bastante

cercana del comportamiento metalúrgico de los aceros austeníticos. La sección más



15

relevante del diagrama Fe-Cr-Ni, es la región correspondiente al 60 % y 70% de

hierro, la cual se utiliza para explicar la solidificación de los aceros austeníticos. En

la figura 1.4, se pueden apreciar los distintos modos de solidificación: austenítico (A),

austenítico-ferrítico (AF), ferrítico- austenítico (FA), ferrítico (F). En este diagrama se

aprecia que la ocurrencia de estos modos depende de la composición,

especialmente de dos elementos: cromo y níquel.

Figura 1.4. Sección correspondiente al 70% de hierro en la que se aprecia los

posibles modos de solidificación, como función de la composición. Fuente: Di Caprio.

1.3.1. Fases intermedias en aceros austeníticos.

Los aceros austeníticos se comprenden metalúrgicamente examinando el sistema

Fe-Cr-Ni, como hemos visto este diagrama delínea las dos fases principales,

austenita y ferrita. Sin embargo, elementos de aleación como el molibdeno,

nitrógeno, carbono y en el caso de aceros estabilizados, el titanio y niobio,

introducen fases secundarias, las cuales en algunos casos son perjudiciales para las

propiedades mecánicas. Es necesario comprender el mecanismo de ocurrencia de

dichas fases para prever las condiciones óptimas de uso de dichos aceros.



16

Las fases intermedias de una aleación son aquellas con composiciones químicas

intermedias entre dos o más metales y generalmente tienen estructuras cristalinas

diferentes a la de éstos.

Entre los principales precipitados que pueden presentarse durante el enfriamiento o

calentamiento, para una temperatura y tiempo determinado, ya sea en condiciones

de servicio a alta temperatura o en la fabricación (soldadura), se encuentran los

carburos, nitruros y fases intermetálicas.

Este punto es una breve revisión de los principales precipitados en los aceros

austeníticos, en particular de los aceros resistentes a altas temperaturas, no es

propósito dar una descripción detallada de la precipitación en los aceros de la familia

AISI 300.

1.3.2. Carburos y fases intermetálicas.

a). Los precipitados MX:

Los carbonitruros, ocurren cuando se agregan a la aleación fuerte formadores de

carburos y nitruros (Ti, Nb, V, Ta, etc.) con los siguientes propósitos:

1. Estabilizar la aleación para contrarrestar la corrosión intergranular. Para esto, se

realiza un tratamiento de estabilización, el cual se conduce entre los 850 y 900°C,

con la finalidad de mantener la propiedad de inoxidabilidad del acero, este

tratamiento, se lleva cabo preferentemente con aceros estabilizados 321 y 347.

2. Proveer buenas propiedades mecánicas a altas temperaturas, cuando éste es el

principal objetivo. Para esto se lleva a cabo un tratamiento de disolución de

carburos, para disolver lo máximo posible de MX, con la finalidad que precipiten

bajo condiciones de servicio a alta temperatura y mejorar su resistencia al creep.

Un típico tratamiento es 30-60 minutos a 1100 o 1250°C.



17

Muchos estudios, se han centrado en la precipitación de las fases MX, también

sobre su apropiado contenido, para obtener las mejores propiedades mecánicas,

después de la precipitación. La solubilidad de estos precipitados, es esencial para

determinar el comportamiento del acero con respecto a su precipitación.

Los principales precipitados son: TiC, TiNb, NbC, NbN, tienen estructura del tipo

F.C.C. Estos precipitados usualmente forman dislocaciones en la matriz,

precipitando en los límites de grano o sublímites de grano y tienen una forma

cuboidal después de largos períodos de permanencia a altas temperaturas.

El titanio y niobio se agregan con la finalidad de estabilizar el carbono y el nitrógeno,

además de reducir la solubilidad del carbono en austenita. La solubilidad está

determinada por la siguiente fórmula:

T

HAXM ]][log[ (1.1)

Dónde: Log M, es el porcentaje en peso del elemento estabilizante, en solución en la

matriz y log X, representa el elemento intersticial (carbono y nitrógeno). El producto

MX, se refiere a menudo como producto de solubilidad. Diversos estudios se han

centrado en determinar dos parámetros: H, la entalpía de solución y A una

constante. Para la solubilidad del titanio y niobio en austenita se han encontrado las

siguientes fórmulas:

)(

678097,2]][log[

KTCTi

(1.2)

)(

935055,4]][log[

KTCNb

(1.3)

Estas fórmulas son válidas para un acero 18%Cr-12%Ni, las concentraciones están

en porcentaje en peso. Con respecto a los precipitados del tipo MX, es importante

tener en cuenta dos factores. Primero, las cantidades correctas de ‘M’ y ‘X’ a ser

agregadas y, segundo, las proporciones en que deben ser agregados para

maximizar el producto de solubilidad [M][X], todo esto con la finalidad de obtener las

mejores propiedades mecánicas.



18

Es importante conocer los límites de solubilidad de los precipitados. Sin embargo,

los modernos aceros austeníticos, resistentes a altas temperaturas, a menudo

contienen carbono y nitrógeno y más de un formador de carburos (Ti y Nb, Nb y V,

etc.), por lo que se hace difícil estimar la solubilidad de estos carbonitruros

multicomponentes, como por ejemplo: (Ti, Nb)(C, N).

En aceros austeníticos estabilizados (AISI 321 y 347), que contienen elementos

estabilizadores como titanio y niobio, la precipitación de los carburos NbC, TiC se

realiza con la finalidad de proteger al acero de corrosión del tipo intergranular.

Además, estos carburos mejoran la resistencia a altas temperaturas y precipitan en

los límites de grano como finos carburos intergranulares.

b). El carburo M23C6:

Este carburo puede precipitar durante el enfriamiento o calentamiento en el rango de

temperaturas entre 500-850°C. Generalmente se realiza un tratamiento de recocido

para disolver los carburos a altas temperaturas (mayor 1050°C), debido a que el

carburo es soluble en austenita a altas temperaturas. Su composición es variable y

están compuestos principalmente entre el 90%-30% de cromo y 1 a 2% de carbono.

Entre otros elementos que substituyen parcialmente al cromo se encuentran el

hierro, níquel, molibdeno.

En la figura 1.5, se aprecia la presencia de carburos en la zona crítica de 500 a

850°C. Además, se observa que los carburos son solubles en austenita a altas

temperaturas, pero su solubilidad disminuye a medida que la temperatura desciende.

Por ejemplo, para un acero 0.2% de carbono, éste se disuelve cuando se calienta a

1100- 1150°C. Si enfriamos rápido desde esta temperatura el carbono se mantendrá

en solución y obtendremos una austenita homogénea. En cambio, si enfriamos

lentamente o si recalentamos el material en la zona de temperaturas en que los

carburos son insolubles, éstos se precipitan y se separan de la masa austenítica.

Para altas temperaturas (mayores a 1300°C) se observa la presencia de una zona

mixta de ferrita delta δ y austenita γ.



19

Debido a las condiciones de no equilibrio (tasas de enfriamiento rápidas) propias de

la soldadura, la fase ferrita α se presenta a temperatura ambiente como una fase en

no-equilibrio.

Figura 1.5. Muestra el diagrama 18Cr-8Ni-C, se observa la presencia de carburos en

el rango de 500- 800°C. Fuente: Avner. El carburo M23C6 es el principal carburo encontrado en los aceros austeníticos no

estabilizados, para un típico acero AISI 304,310; su composición es 0,04%Cr-

0,65%Fe-0,11%Mo-0,22%C. Investigaciones han demostrado que la composición de

este carburo puede variar en los inicios de la precipitación, además de depender del

tipo de acero.

c). El carburo M6C:

Se le conoce como el carburo η. Además de presentarse como una fase menor,

generalmente precipita después de largos periodos de permanencia a elevadas

temperaturas. Su aparición está relacionada a constituyentes como molibdeno y

niobio.



20

Su estructura es del tipo FCC y su composición puede ser rica en molibdeno

((FeCr)21Mo3C6) o en niobio (Fe3Nb3C).

Para composiciones ricas en molibdeno, como el acero AISI 316, su composición es

cercana a (FeCr)21 Mo3C6. Weiss6 propuso su formación de acuerdo a la siguiente

secuencia de transformación: M23C6 (FeCr)21 Mo3C6 M6C.

En cuanto a su precipitación, en los aceros de la familia 300 se ha presentado en un

acero AISI 310, para 28,000 y 60,000 horas de servicio a 650°C, en pequeñas

cantidades y asociado al carburo M23C6.

El nitrógeno parece tener gran influencia sobre la formación del M6C. Por ejemplo,

no se ha encontrado en muestras de acero AISI 310 con 0,037% N después de 1000

horas a 900°C. Sin embargo, existe controversia ya que se presentó en un acero

AISI 310 con 0,069% N después de 1 hora a 900°C.

En el acero 347, la presencia de niobio parece promover la formación del carburo

M6C, enriquecido en niobio. Kikuchi propuso la siguiente secuencia de

transformación:

Este mecanismo implica que el niobio esté en exceso. Si el niobio es menor que el

requerido para la combinación con todo el carbono, no se presenta ninguna fase.

La precipitación del M6C rico en niobio, generalmente se presenta sólo para largos

periodos de permanencia a altas temperaturas. Con respecto a la bibliografía

disponible sobre su precipitación, no se ha presentado para un acero 20%Cr-25%Ni,

después de 1000 horas a 700°C. Sin embargo, en el caso de un acero 18-8 (304), se

ha reportado su aparición para muy largos períodos de permanencia después de 50

000 horas a 600°C, y para cortos períodos, después de 2000 horas a 800°C para el

mismo acero.



21

d). Fase sigma σ:

Entre las principales fases intermetálicas se encuentran las fases sigma σ y chi χ. La

fase sigma tiene una celda unitaria tetragonal Fe-Cr con 30 átomos por celda

unitaria, su composición varía extensamente y es difícil dar una fórmula. Por

ejemplo: para un acero 20%Cr-25%Ni-(4,5-6%)Mo, se tiene la siguiente

composición: (35-43%)Fe; (0-1%)Si; (1-9%)Mn; (27-32%)Cr; (10-16%)Mo y (8-

15%)Ni. En cambio, en un acero AISI 316 la composición es la siguiente: 44%Fe;

29,2%Cr y 8,3%Mo.

Si observamos el diagrama Fe-Cr-Ni, se aprecia que para composiciones mayores

del 20% de cromo esta fase se presenta en gran proporción. En la figura 1.6 se

representan las secciones correspondientes a 650°C. El límite máximo de

estabilidad de la fase es aproximadamente 1050°C, cualquier precipitación ocurre

por debajo de esta temperatura. Su formación se favorece en el rango de

temperaturas entre los 550 a 1050ºC.

Figura 1.6. Aparición de la fase sigma en el diagrama Fe-Cr-Ni a 650°C.



22

La fase sigma es más propensa a ocurrir en aceros ferriticos, aceros dúplex y en la

mayoría de los grados austeníticos. Debido a que la velocidad de difusión es más

rápida en la ferrita que en la austenita, la cinética de reacción es mayor en aquellas

composiciones que contienen ferrita. En cuanto a su precipitación, suele presentarse

en las interfaces austenita-ferrita, ferrita-ferrita. La fase sigma es dañina para la

tenacidad en las composiciones que contienen ferrita, pero también afecta

adversamente la tenacidad y la corrosión cuando está presente en austenita.

e). La fase χ (chi):

Esta es una fase menor y se encuentra principalmente en un acero 316 arriba de los

750°C para muy largos tiempos de permanencia. Además, tiene una cinética de

precipitación similar que la fase sigma.

En cuanto a su estructura cristalina, tiene una forma tipo BCC (cúbica centrada en el

cuerpo). La celda unitaria contiene 58 átomos por celda. Una típica composición es

Fe36Cr12Mo10, la cual tiene como principales elementos al hierro, cromo y molibdeno,

aunque también puede presentarse níquel y titanio. Generalmente esta fase

precipita en los límites de grano, pero también en sitios intragranulares sobre las

dislocaciones.

La fase χ también reduce la tenacidad y la resistencia a la corrosión, pero estos

efectos son difíciles de cuantificar, dado que su ocurrencia es menor en

comparación con la fase sigma.

Entre los precipitados menores se encuentran los nitruros de cromo. El uso del

nitrógeno en los aceros austeníticos favorece la estabilidad de la fase austenita a

altas temperaturas; sin embargo, provoca la precipitación de nitruros de los cuales el

Cr2N es el más común. Se caracterizan por una morfología alargada y esferoidal y

suelen precipitar dentro de la fase ferrita o en las interfaces ferrita-ferrita o ferrita-

austenita. Al igual que los carburos, un enfriamiento o calentamiento lento dentro de

un rango intermedio de 650°C a 950°C, provocará la precipitación de nitruros

intergranulares, los cuales son perjudiciales para la resistencia de la corrosión.



23

Usualmente aparecen como finos precipitados, además que son muy difíciles de

distinguir de los carburos y la fase sigma.

Es importante señalar que los precipitados más comunes que suelen presentarse

durante la soldadura de los aceros austeníticos, son el carburo del tipo M23C6 y la

fase sigma σ. La tabla 1.2, muestra la estructura cristalina y principales precipitados

en los aceros austeníticos.

Tabla 1.2. Estructura cristalina y principales precipitados en aceros austeníticos.

Precipitado Estructura Temperatura Parámetros Composición

NbC fcc 700°C a = 0.0447 NbC

NbN fcc 700°C a = 0.0440 NbN

TiC fcc 700°C a = 0.0433 TiC

TiN fcc 700°C a = 0.0424 TiN

M23C6 fcc 500-850°C a = 1.057-1.068 Cr18Fe5Mo2C8

M6C Diamante cúbico 700-950°C a = 1.062-1.128 (FeCr)21Mo3C

Fase Chi χ bcc 600-900°C a = 0.8807-0.8878 Fe36Cr12Mo10

1.4. Influencia de los elementos de aleación de aceros inoxidables

El tratamiento y propiedades de los aceros al carbono pueden ser modificados por el

uso de elementos de aleación. La tabla 1.3, se enlista los elementos de aleación

usados en la obtención de aceros; cuando se suman esos elementos solos o en

combinación con otros a los aceros al carbono, sufren las siguientes modificaciones:

a). Mayor resistencia en secciones grandes

b). Menor distorsión en el proceso de endurecimiento

c). Mayor resistencia a la abrasión con la misma dureza

d). Más alta resistencia mecánica a la misma dureza en secciones pequeñas

e). Mayor dureza y resistencia mecánica a temperaturas elevadas



24

Esas mejoras son llevadas a cabo por:

a). Alteración en las características de dureza del acero

b). Alteraciones en la dureza y cantidad de la base de carburos en el acero

c). Alteraciones en las características de templado del acero

Tabla 1.3. Elementos formadores de Ferrita y Austenita

ELEMENTOS FORMADORES DE ALFA

(FERRITA)

ELEMENTOS

FORMADORES DE GAMMA

(AUSTENITA)

Cromo

Tungsteno

Columbio

Manganeso

Cobre

Molibdeno

Titanio

Tantalio

Níquel

Cobalto

Vanadio

Circonio

Silicio

Nitrógeno

Carbono

Cuando los elementos de aleación intervienen, proporcionarán diversas propiedades

mecánicas gracias a la microestructura que forman (según los diagramas Fe-Cr, Fe-

Cr-C y Fe-Cr-Ni), de ellos los carburos son los mas interesantes, pues proporcionan

dureza extra en la matriz formada, además que ayudan a dar estabilidad estructural,

es decir, mantienen la estructura inclusive a altas temperaturas. A continuación se

relacionan los tipos de carburos formados, Tabla 1.4.



25

Tabla 1.4. Tipos de Carburos

TIPO DE

CARBUROS ESTRUCTURA DESCRIPCION

M23C6 FCC

Tipo CR3C6 presente en los aceros al cromo

provee junto con el fierro, carburo. Incluye

carburos a base de Tungsteno y Molibdeno.

M7C3 Hexagonal

Es un producto de revenido y se usa para

eliminar la austenita retenida en aceros rápidos

que se halla en aceros al cromo, resultante de

la disolución a altas temperaturas.

M3C Ortorrómbico

Tipo Fe3C; puede ser formado con manganeso,

cromo, tungsteno, molibdeno y vanadio en

pequeñas cantidades.

MC FCC

Tipo VC o V4C3, se forman carburos con

vanadio, resistentes a la disolución a altas

temperaturas; precipitan en revenidos dobles y

son usados para alta resistencia a temperaturas

elevadas al desgaste y evitan el crecimiento del

grano.

En resumen, el uso de diversos tipos de carburos obedece a la necesidad de

incrementar la resistencia a la abrasión y fricción, su resistencia en disolverse a altas

temperaturas que dan estabilidad estructural y control al crecimiento de grano

austenitico. Las características básicas de los elementos aleantes son los descritos

a continuación:

Cromo

Solubilidad de 20% con 0.5% de carbono que varía en función al porcentaje del

carbono presente, incrementa la dureza en la austenita, y aumenta la formación de

carburos en presencia de manganeso.

En revenido sucesivo, los carburos de cromo tienden a disolverse pasando de M23C6

a M3C, dando una menor dureza de la estructura, esto ocurre en la temperatura de

400ºC, siendo crítica a los 500ºC.



26

El cromo eleva la línea de la temperatura del punto eutectoide. El cromo tiende a

hacer crecer el tamaño de grano austenitico así como de elevar la línea de

temperatura (Ms).

El cromo es un elemento que evita la oxidación y corrosión por la deformación de

óxidos protectores tipo Cr2O3.

Níquel

El níquel actúa de dos maneras esenciales en el hacer: Aumenta el campo de

estabilidad de la austenita; el níquel aumenta la capacidad de temple del acero, al

disminuir la velocidad crítica de enfriamiento. Además el níquel ejerce una acción

importante en las aleaciones al cromo, sobre la zona de estabilidad de la zona

sigma, provocando su desplazamiento hacia menores contenidos de cromo y

temperaturas más altas.

El níquel ensancha el campo de aparición de la austenita y aumenta su estabilidad;

con un contenido de cromo y níquel aceptable se obtienen aleaciones que son

austeniticas a temperaturas ordinarias.

El níquel desplaza la estabilidad de la fase sigma hacia contenidos de cromo

inferiores y hacia temperaturas superiores.

Molibdeno

En combinación con el carbono forma carburos complejos de tipo M3C a M23C6, M6C

y M2C, disminuye el porcentaje de carburo en el eutectoide. También incrementa la

profundidad de endurecimiento. Para proporcionar la dureza suficiente es necesario

que se combine con cromo en porcentajes de 4% para formar carburos complejos.

El molibdeno precipita carburos de tipo M2C que evitan el ablandamiento sucesivo

de la herramienta. Junto con el vanadio, se precipitan carburos secundarios en el

revenido, que proporcionan alta estabilidad estructural, incluso en caliente.

Los carburos formados son de tipo Mc y M2C que se forman en el revenido

secundario a 550ºC.



27

Vanadio

Usado como refinador de grano austenitico, así como formadores de carburos tipo

V4C3 o VC de elevada estabilidad a altas temperaturas. El vanadio es un elemento

estabilizador de la martensita y reduce el efecto de perder dureza al ser sometido el

acero a revenidos constantes, para que este efecto sea adecuado debe haber una

buena austenización en los aceros de las series H, M y T.

En el rango de los 500ºC a 600ºC, se obtienen las primeras nucleaciones de carburo

de vanadio finamente distribuidos en la matriz.

En el proceso de transformación de M3C, la transformación austenita-martensita se

interpreta como una difusión de carburo debido a la alta energía térmica que tiene el

material, asimismo es posible que se produzca una disolución de carburos primarios

de tipo M3C7, M7C3 y quizás hasta M23C6 para formar carburos MC y M2C.

1.5. Precipitación de carburos

Esto sucede debido al contenido de carbono, en el rango que establece la norma

AISI para los aceros inoxidables austeniticos. El carburo predominante es el M23C6 y

con una alta concentración de carburo se tiene un segundo carburo que es el M7C3.

Debido a la formación de fuertes carburos, existe la posibilidad de que se formen

otros como el MC y el M6C en las superaleaciones basadas en níquel o cobalto.

1.6. Metalurgia de la soldadura

1.6.1. Aspectos generales

Soldar es unir sólidamente dos piezas metálicas o dos partes de una misma pieza.

Esta unión se realiza, elevando la temperatura de las superficies a soldar, puestas

en contacto, sin aportación de alguna sustancia o con aportación de una sustancia

igual o semejante a las piezas a soldar.



28

Los procedimientos actualmente conocidos para la soldadura de metales, pueden

clasificarse en:

Soldaduras Heterogéneas: Son las que sueldan materiales de distinta

naturaleza, con o sin metal de aportación o cuando los metales a unirse son

iguales, pero con distinto metal de aporte.

Soldaduras Homogéneas: Son las que, tanto los materiales que se sueldan

como el metal de aporte, poseen la misma naturaleza. Si las soldaduras se

efectúan sin el metal de aportación, se denominan autógenas.

Los dos métodos básicos para la soldadura de los aceros inoxidables son la

soldadura por fusión y la soldadura por resistencia. En la soldadura por fusión el

calor proviene de un arco eléctrico.

La soldadura eléctrica por arco se realiza utilizando el calor producido al soltar un

arco eléctrico entre 2 conductores de distinta polaridad denominados electrodos.

Como la temperatura alcanzada por este procedimiento supera los 3500ºC, se llega

a fundir la zona de soldadura, por tanto, puede considerarse este sistema como una

verdadera soldadura por fusión.

Uno de los electrodos que forma el arco eléctrico, está constituido por una varilla.

Esta varilla, generalmente de acero dulce, está recubierta por inmersión o presión,

con una capa perfectamente concéntrica de sustancias metalizadas (minerales y

orgánicas), adecuadas al tipo de soldadura que se realiza. El recubrimiento de estos

electrodos favorece el encendido del arco y su estabilidad debido a las sustancias

ionizantes de las que está compuesto. Además, dicho recubrimiento mejora las

características mecánicas del metal de aporte contra la acción del nitrógeno y el aire,

debido a las sustancias desoxidantes y protectoras. También, el recubrimiento forma

una escoria, protegiendo físicamente a la soldadura contra la oxidación y retrasando

su enfriamiento.



29

Existen cuatro principales procesos en la soldadura por fusión de los aceros

inoxidables, ellos son:

1. Soldadura por arco metálico protegido (SMAW).

2. Soldadura por electrodo de tungsteno (TIG o GTAW).

3. Soldadura por arco metálico spray (GMAW).

4. Soldadura por arco sumergido (SAW).

Otro método de soldadura de los aceros inoxidables es el de soldadura láser, o el de

haz electrónico. En todos los casos la zona soldada es protegida de la atmósfera por

un gas o también puede ser realizada al vacío. Esta protección es absolutamente

necesaria para preservar la resistencia a la corrosión y las propiedades mecánicas

en la junta soldada.

En la unión soldada se distinguen tres zonas, figura 1.7. Zona I, el cordón de

soldadura, cuya estructura fundida puede provenir del metal base de las piezas a

unir, del metal de aporte, o de ambos a la vez. Zona II, la zona afectada

térmicamente (HAZ), zona próxima al cordón de soldadura, la cual ha estado sujeta

a temperaturas lo suficientemente altas como para producir transformaciones

microestructurales en estado sólido. Finalmente, la zona III, el metal base es la parte

de la pieza de trabajo que no ha sufrido algún cambio metalúrgico, sin embargo,

puede estar sujeto a un estado de esfuerzos residuales transversales y

longitudinales.

Figura 1.7. Las diferentes zonas en la unión soldada.



30

Los cambios que se producen en dichas zonas son muchas veces desfavorables,

pudiendo afectar sus propiedades mecánicas. Éstos dependen de la temperatura a

que estuvo sometido cada punto del conjunto y la subsiguiente secuencia de

enfriamiento. Los cambios que experimenta la pieza de trabajo son cambios

microestructurales y no se limitan a la zona fundida. Generalmente, los aceros

presentan transformaciones en la zona afectada térmicamente. Es importante

conocer la influencia de la temperatura en la ocurrencia de dichos cambios.

1.6.2. El ciclo térmico y su importancia.

Es importante recordar que, muchos de los metales y aleaciones que son expuestos

al calor sufren transformaciones en estado sólido. Estos cambios microestructurales

provocan a su vez cambios en las propiedades mecánicas y pueden afectar el

comportamiento mecánico en servicio de una estructura o componente mecánico.

Algo parecido ocurre cuando se aplica calor a un metal para unirlo por soldadura.

Cuando se suelda por fusión se busca unir dos piezas fundiéndolas localmente, a fin

de conseguir una unión metalúrgica. Sin embargo, el calor aplicado localmente, a la

zona de unión, se transmite y viaja a través del material a otras zonas del mismo

aumentando también su temperatura.

Ello conduce a que estas zonas del metal puedan sufrir transformaciones

metalúrgicas como consecuencia de este calentamiento y posterior enfriamiento, lo

cual afectaría su microestructura y por lo tanto sus propiedades mecánicas. Pero

también el calentamiento y enfriamiento local traen como consecuencia cambios

dimensionales en la pieza que pueden provocar distorsión o la formación de

esfuerzos residuales en la pieza soldada.

Por lo tanto, se puede decir que cuando se suelda una pieza, está sometida a

calentamientos y enfriamientos localizados. Es decir, está experimentando ciclos

térmicos. En la medida que se controle el ciclo térmico se controlará la

microestructura y las propiedades mecánicas del ensamble soldado. El ciclo térmico

está representado básicamente por:



31

La distribución de la temperatura máxima en la zona afectada térmicamente

La velocidad de enfriamiento en el metal fundido y en la zona afectada

térmicamente.

La velocidad de solidificación del metal fundido.

1.6.2.1. Ciclo térmico y distribución de la temperatura

Si se realizara una soldadura en la superficie de la pieza de trabajo, y se colocará

una serie de termocuplas distribuidas debajo de ella según la figura 1.8 (círculos

pequeños), se podría representar la distribución de la temperatura.

Figura 1.8. Distribución de temperatura en la pieza soldada.

Si el calor aportado no fluyera a través de la pieza a soldar, todo el calor se

concentraría en la zona a fundir, y sólo una zona estrecha en el material alcanzaría

el punto de fusión y el resto del metal permanecería a temperatura ambiente

(distribución ideal de temperatura). Sin embargo, los metales son buenos

conductores del calor, por lo tanto éste se transmite a lo largo de la pieza.

Entonces al medir la temperatura con las termocuplas, en cada punto del material,

se tendría una distribución de temperaturas como la representada en la figura 1.8

(distribución real de temperatura).



32

Al conocer la temperatura en cada punto de la pieza a soldar, se puede predecir qué zonas

del metal se verán afectadas micro estructuralmente. El calor aplicado a la pieza a soldar, se

experimenta durante un tiempo determinado, es obvio que en un primer momento ésta se

caliente y que, después, una vez que la fuente deja de actuar, comience a enfriarse. Esto

significa que cada punto del material experimentará una variación de temperatura respecto

del tiempo, es decir, un ciclo térmico. Si representamos los conceptos, distribución de

temperaturas y ciclo térmico, en un mismo gráfico, se obtendrá una serie de curvas de

temperatura que van cambiando con el tiempo como se indica en la figura 1.9.

Figura 1.9. Distribución de temperatura de una sección cualquiera a lo largo del eje X. Las curvas representan instantes en tiempos diferentes T1, T2, T3 durante la

soldadura. Fuente: Metalurgia de la soldadura.

Es importante señalar que, la distribución de temperatura representa las

temperaturas existentes en un momento determinado, en varios puntos del metal

que está siendo soldado. Por otro lado el ciclo térmico representa la variación de la

temperatura, de un punto cualquiera del metal, a lo largo del tiempo.

En la figura 1.18 se observa que existe una diferencia de temperaturas entre los

puntos alejados de la unión soldada, separados entre sí por una determinada

distancia. A esta diferencia se le llama gradiente térmico, el cual determina la

velocidad de flujo de calor entre estos dos puntos. Cuanto mayor sea la diferencia de

temperaturas, mayor será la velocidad de enfriamiento o calentamiento entre ellos.

El ciclo térmico brinda como información toda la historia térmica del metal en un

punto o región determinada. Por el ciclo térmico es que podemos conocer la máxima

temperatura alcanzada y la velocidad de enfriamiento en todo momento.



33

Establecer relaciones cuantitativas entre el ciclo térmico y las transformaciones

microestructurales, es un tema complejo. Sin embargo, existe un mínimo

considerable de datos respecto al efecto del calor de aporte de soldadura por arco

eléctrico, sobre la distribución de temperaturas en las proximidades del metal

soldado. Por ello, se mencionarán los factores que influyen en los cambios de

temperatura en la soldadura por arco eléctrico.

1.6.2.2. Factores que influyen en los cambios de temperatura durante la

soldadura por arco.

Las investigaciones han demostrado que la distribución de temperatura en la

soldadura por arco manual es influenciada por los siguientes factores:

a). Aporte de calor neto (Heat input).

El aporte de calor es la energía que se genera durante la soldadura. Puede ser de

origen químico, como consecuencia de la combustión de sustancias combustibles;

eléctricas (procesos de arco eléctrico); o mecánico (soldadura por fricción). Se

expresa normalmente en términos de Joules por milímetro (J/mm).

Esta energía o aporte de calor está condicionada por la eficiencia del proceso de

soldadura empleado. Así el calor de aporte neto viene expresado por la siguiente

ecuación:

fsmmvelocidadv

ampIvoltVmmJH

))/((

)()()/( (1.4)

Tabla 1.5. Factores de eficiencia de soldaduras

Proceso Eficiencia

GTAW 20-50%

GMAW 70-85%

SMAW 70-80%

SAW 90-99%

Donde " f " es el factor de eficiencia del proceso de soldadura empleado y puede ser

estimado a partir de los valores mostrados en la tabla 1.5.



34

La fórmula, antes mencionada, provee un valor de referencia del calor de aporte, en

función del voltaje, amperaje, la velocidad de soldadura.

b). Temperatura de precalentamiento.

La temperatura a la cual el metal ha de ser precalentado antes de soldar.

c). Geometría de la soldadura.

La geometría de la soldadura incluye el espesor de la pieza, la forma y dimensión

del depósito de soldadura, además del ángulo entre las piezas a unir.

d) Propiedades térmicas del material.

Específicamente relacionado con la conductividad térmica del material.

1). Cuanto más baja sea la conductividad térmica, más pronunciada será la

distribución de temperaturas máximas. En otras palabras, la zona afectada

térmicamente será menor.

2). Cuanto más alta sea la conductividad térmica del metal, más rápido se enfriará

después de la soldadura.

3). Cuanto más alta sea la conductividad térmica, más corto será el tiempo de

exposición a elevada temperatura

e) Diámetro del electrodo.

Para un diámetro mayor de electrodo se requerirá, mayor aporte de calor para

fundirlo. Este factor es de importancia secundaria, pero influye en el tamaño de la

fuente de calor.

Finalmente, se debe tener en cuenta que determinados rangos de temperatura

provocan en el metal transformaciones microestructurales que afectan las

propiedades mecánicas de la unión soldada. Generalmente, para el caso de los

aceros, los cambios metalúrgicos se producen tras la exposición a temperaturas

entre la crítica inferior (723°C) y la temperatura de fusión (1480°C). Cuando se

realiza una soldadura, las regiones de la pieza que alcancen valores entre los límites

arriba indicados, experimentarán cambios significativos en su microestructura y por

lo tanto en las propiedades mecánicas.



35

1.7. Solidificación en la soldadura.

Para el caso de los aceros, la solidificación del metal soldado controla cuatro

aspectos, el tamaño y la forma de los granos, la microsegregación, además de los

defectos propios de la soldadura como porosidad y fisuras en caliente. En este punto

se revisarán las principales características de este fenómeno.

1.7.1. Crecimiento epitaxial.

La mayor parte de los principios aplicados en la fundición de piezas se han aplicado

al fenómeno de la solidificación del metal soldado, por ejemplo: nucleación y

crecimiento, microsegregación, etc. Aunque existen varias similitudes, se presentan

varias diferencias (aparte del mayor tamaño de las piezas y las menores tazas de

enfriamiento en las fundiciones) entre ellas, la principal es el fenómeno del

crecimiento epitaxial según norma (ASM, 1994).

La formación de los cristales sólidos en la fundición de piezas, sigue una nucleación

heterogénea, necesitando de agentes nucleantes como las paredes del molde. Estas

paredes actúan como sitios adecuados para acelerar la nucleación y reducir la

energía libre de barrera o el radio crítico de un núcleo sólido. En cambio, en la

soldadura está generalmente aceptado que el fenómeno de la solidificación ocurre

con una pequeña o ninguna barrera de nucleación. Por lo que, no se requiere de un

significativo subenfriamiento del líquido para la nucleación del sólido. La

solidificación ocurre espontáneamente por el crecimiento epitaxial de los granos

parcialmente fundidos. Los depósitos de soldadura, por lo tanto, comienzan la

solidificación con el crecimiento epitaxial de ferrita columnar, a altas temperaturas,

desde el metal base hacia la línea de centro de la soldadura. Este crecimiento se

caracteriza por ser anisotrópico, debido a que los granos crecen en dirección del

flujo de calor.

La ferrita-sufre transformaciones en estado sólido a austenita cuando la temperatura

disminuye. La austenita nuclea en los límites de grano de la ferrita y desarrolla una

estructura de grano austenítico del tipo columnar, los cuales se asemejan

fuertemente a los granos de ferrita en el inicio de la solidificación.



36

La forma de los granos columnares, son como prismas hexagonales, los cuales

típicamente tienen 100 um de ancho por 500 um de longitud, esta estructura es

completamente diferente de una estructura equiaxial, ver figura 1.10, norma ASM,

1994.

Figura 1.10. Muestra el crecimiento columnar de los granos desde la línea de fusión

La solidificación no ocurre bajo condiciones de equilibrio, es decir bajo condiciones

de enfriamiento o calentamiento lentas. Esto hace que la estructura de solidificación

sea no-homogénea, es decir no se tiene una sola fase en particular, sino la

presencia de ferrita delta y austenita.

1.7.2. El baño de fusión

Otro aspecto relevante de la solidificación del metal soldado es el baño de fusión,

debido a que la geometría o la forma del baño de fusión controlan la estructura del

grano columnar y el proceso de crecimiento dendrítico.

Durante el crecimiento epitaxial las condiciones para el crecimiento serán óptimas

cuando la dirección preferencial <001> coincida con el flujo de calor, es decir,

aquellos granos que se encuentren preferentemente orientados y alineados con la

dirección del flujo de calor, serán favorecidos en su crecimiento, iniciándose un

crecimiento competitivo o selectivo. En el caso de los metales con estructuras

cristalinas BCC (ferrita) y FCC (austenita) la dirección de crecimiento preferencial es

<001>.



37

En los metales con estructura FCC (austenita), la dirección <001> es la que conduce

la solidificación de cada grano, la razón está en que los planos más densos {111}

localizados simétricamente alrededor de los ejes <001>, requieren de mayor tiempo

para solidificar.

La geometría del baño de fusión está influenciada principalmente por la velocidad de

pase en la soldadura. Otros factores que influencian el tamaño y la forma del baño

son: las condiciones térmicas en la zona de fusión y la dinámica del líquido en el

baño de fusión. Por ejemplo, en los procesos de soldadura por arco, un flujo del tipo

conectivo, en el baño de fusión, determina la penetración en la soldadura (figura

1.11). En la actualidad, se están desarrollando modelos computacionales acoplando

los factores antes mencionados. La finalidad no es sólo determinar la geometría del

baño de fusión, sino también los gradientes térmicos y tazas de enfriamiento críticas

para determinar la morfología de solidificación.

Figura 1.11. Dinámica del líquido en el baño de fusión, en un acero inoxidable,

modelo calculado después de 25 segundos de iniciado el arco. Fuente: Vitek, 2003.

Como se mencionó anteriormente, la velocidad de pase en la soldadura, es uno de

los principales factores que influencia la forma del baño de fusión, esta relación se

detalla a continuación la norma ASM, 1994.



38

Si la soldadura se desarrollara a baja velocidad, el baño de fusión sería elíptico,

según como se muestra más adelante en la figura 1.12(a). Los granos del tipo

columnar crecen en la dirección del gradiente térmico, debido al movimiento de la

fuente de calor (arco), creciendo epitaxialmente desde el metal base hacia el arco. El

máximo gradiente de temperatura se mueve perpendicular al baño de fusión y está

cambiando constantemente 90°, conforme el arco avanza durante la soldadura. Por

lo tanto, los granos deben crecer desde la posición (A) y desplazarse continuamente

hacia la posición del arco.

La forma del baño de fusión tiende a ser más elongada, con el incremento de la

velocidad. En la figura 1.12 (b), la dirección del gradiente de máxima temperatura es

perpendicular a la interfaz de soldadura en las posiciones (A y B). Sin embargo,

dado a que el baño de fusión se desplaza una mayor distancia detrás del arco (hasta

(B), el gradiente de temperatura será menor respecto de (A) por lo tanto, los granos

columnares no giran demasiado como en el caso del baño de fusión de forma

elíptica.

Finalmente, el baño de fusión toma una forma alargada, para altas velocidades de

soldadura, las cuales son práctica común en la soldadura comercial. El baño de

fusión es alargado y está más alejado del arco y de la dirección del gradiente de

máxima temperatura. Como resultado los granos crecen desde el metal base y

convergen abruptamente en la línea de centro de la soldadura con un pequeño

cambio en la dirección, ver figura 1.12.

Velocidad de soldadura a) baja, b) intermedia, c) alta.

Figura 1.12. Comparación de las formas del baño de fusión. Fuente: ASM.



39

La geometría del tipo alargada tiene una baja resistencia al agrietamiento en caliente

en la línea de centro, debido a que las impurezas, de bajo punto de fusión, son más

solubles en estado líquido que en sólido, y tienden a segregar en la línea de centro.

Este tipo de geometría ocurre en soldaduras del tipo comercial, debido a que utilizan

métodos con gran aporte de energía y altas velocidades en las pasadas, por ser el

método más efectivo en costo.

Otro fenómeno propio de la soldadura y que no puede evitarse es el de la

microsegregación, debido a las condiciones de no-equilibrio propias del proceso.

1.7.3. Células, dendríticas y microsegregación.

Varios investigadores, desarrollaron los principios básicos de la solidificación hace

buen tiempo. Entre ellos tenemos a Chalmers (1964), Flemings (1974), Kursh y

Fischer (1984) (ASM).

La estructura de solidificación está determinada por la morfología de los cristales

sólidos, la cual es resultado de la estabilidad de la interfaz sólido-líquido. La

estabilidad de la interfaz depende de la velocidad de la interfaz (sólido-líquido) y del

gradiente de temperatura. Kursh y Fishser demostraron la presencia de las distintas

morfologías con los dos parámetros antes mencionados.

La morfología de los cristales sólidos puede ser: planar, celular o dendrítica.

Asimismo, ésta puede cambiar siguiendo la anterior secuencia, conforme el

gradiente de temperatura (G °C/cm) y la velocidad (v) de la interfaz (sólido-líquido) o

taza de crecimiento (R cm/s) de la interfaz se incrementan.

Para poder comprender las distintas morfologías, que pueden presentarse durante la

solidificación de metales soldados, es necesario comprender la teoría del sobre

enfriamiento constitucional.

En el caso de un metal, un gradiente térmico positivo conduce a la estabilidad del

frente de solidificación, figura 1.13 (a) y un gradiente térmico negativo conduce a la

inestabilidad del frente de solidificación, es decir si la distribución real de la



40

temperatura a continuación de la interfaz sólido-líquido, es menor que la temperatura

del liquidus, ocurre un sobre enfriamiento constitucional, figura 1.13 (b).

Figura 1.13. Estabilidad del frente de solidificación sólido-líquido. Fuente: ASM.

Sobre enfriamiento significa que el líquido enriquecido en soluto, a continuación de

la interfaz sólido-líquido, se ha enfriado debajo de la temperatura del liquidus. De

otro lado, constitucional, indica que el sobre enfriamiento ha originado además un

enriquecimiento en la composición en la interfaz sólido-líquido, a medida que la

solidificación progresa va disminuyendo la temperatura y cambiando la composición

de la fase líquida hasta llegar al equilibrio con la fase sólida (ASM).

Como se mencionó anteriormente, dependiendo de las condiciones de G y v, el

crecimiento de la interfaz puede presentarse como una estructura planar, celular o

dendrítica, figura 1.14.



41

Figura 1.14. Efecto del gradiente térmico sobre la morfología en la solidificación, G1

crecimiento planar; G2 crecimiento celular; G3 crecimiento dendrítico celular.

Fuente : ASM.

Para gradientes de temperatura muy altos G1, el sobre enfriamiento constitucional

no ocurre y la estructura granular en el metal soldado es del tipo planar, por lo tanto

la interfaz metal base-soldadura es difícil distinguirla.

Cuando el gradiente de temperatura disminuye ligeramente a G2, al romperse la

estabilidad de la interfaz, cualquier protuberancia del metal sólido a continuación de

la frontera sólido-líquido, crecerá más rápido que el resto debido a que el sólido está

creciendo en líquido sobre enfriado. Esto origina una estructura del tipo celular, la

cual se desarrolla en cada grano de crecimiento epitaxial. El líquido sobre enfriado a

continuación de cada célula contiene mayor contenido de soluto (elementos de

aleación) que el núcleo de la célula.

Si el valor del gradiente de temperatura disminuye a G3, el sobre enfriamiento

constitucional llega a extenderse originando una estructura del tipo dendrítico (ASM).

Microscópicamente, las células se presentan como incrustaciones de forma

alargada.



42

Las dendritas son más desarrolladas que las células y tienen una forma parecida a

un árbol, el tallo principal se llama brazo primario dendrítico y las ramas ortogonales

se llaman brazos secundarios dendríticos. Es importante señalar que cada grano de

geometría columnar puede contener una subestructura de solidificación. Además,

los núcleos de las células y los brazos de las dendritas tienen una alta temperatura

del sólidus y contienen menos soluto que las regiones intercelulares e

interdendriticas.

En la actual práctica de la soldadura, la microsegregación celular o interdendriticas

es virtualmente imposible de evitar, a menos que el metal soldado sea un elemento

puro. La microsegregación ocurre cuando el líquido subenfriado, solidifica entre las

regiones interdendriticas; asimismo, se caracteriza por una diferencia en la

composición química entre el núcleo y las periferias de las células individuales y de

las dendritas, figura 1.15 (ASM).

Aunque, en la superficie del metal soldado la composición es homogénea, las

células y dendritas siempre presentan un modelo de microsegregación que se

desarrolla bajo las condiciones de no equilibrio propias de la soldadura.

Figura 1.15. Variación de la composición a lo largo de la región intercelular corte A-

A’ y a través del núcleo hacia la periferia región B-B’. Fuente: ASM.



43

Generalmente las subestructuras de solidificación pueden ser caracterizadas por la

combinación de los parámetros G/R. Se ha demostrado que para un alto valor de

G/R combinado con una aleación muy diluida, resultará una subestructura de

solidificación del tipo planar. A su vez, un bajo G/R y una alta concentración del

soluto, producirá una estructura columnar dendrítica, la cual está fuertemente

segregada.

Las estructuras del tipo columnar dendríticas y equiaxiales dendríticas son poco

comunes en la práctica de la soldadura. En la práctica, las subestructuras celulares y

celular dendríticas son las más comunes.

Es difícil controlar los parámetros G y R separadamente en la práctica de la

soldadura. Los valores relativos de G y R determinan la morfología de solidificación

para una aleación de una composición C y un coeficiente de partición k fijos. El

coeficiente de partición, k, es un índice del potencial de segregación de una

aleación:

CC

I

sk

Donde C es el contenido de soluto del sólido en la interfaz sólido-líquido y C es el

contenido de soluto del líquido en la interfaz sólido-líquido.

El valor G/R determina la morfología en la solidificación. Por su parte la velocidad de

enfriamiento, en términos del parámetro GR (taza de solidificación o velocidad de

enfriamiento en unidades de °C/s) determina el tamaño y el espaciamiento de

células y dendritas. En la mayoría de los metales, la resistencia, la ductilidad y la

tenacidad son superiores cuanto menor son los espacios entre dendritas,

favoreciéndose además la facilidad de ser tratados térmicamente (ASM).



44

CAPITULO II

SOLDABILIDAD DE LOS ACEROS INOXIDABLES

2.1. Conceptos generales

El método de soldeo MIG/MAG es el que está incrementándose más, figura 2.1.

Una, entre otras razones, es la elevada productividad del método y que es fácil de

automatizar. El aumento ocurre a costa del soldeo de arco metálico manual, que

antes era el método de soldadura más corriente. El método MIG/MAG es

actualmente el más utilizado en Europa, Japón y en Estados Unidos.

Figura 2.1. Distribución entre diferentes métodos de soldeo en Europa occidental.

MMA (manual Metal Arc Welding), soldadura de arco metálico manual, SAW

(Submerged Arc Welding), soldadura por arco revestido; FCW (Flux Cored Arc

Welding), soldadura con alambre tubular.

Originalmente el método MIG/MAG procede de Estados Unidos, donde fue

introducido para la soldadura del aluminio a mediados de los años 40. Como gas

protector se utilizaba el argón o el helio. Más tarde, cuando se descubrió que podía

utilizarse el dióxido de carbono puro como gas protector empezó a soldarse el acero.

El soldeo se hacía primordialmente en posición bajo mano y generaban bastantes

proyecciones. Fuentes de corriente mejoradas y electrodos más delgados así como

mezclas de argón y dióxido de carbono contribuyendo a reducir las proyecciones y

permitir el soldeo en otras posiciones. La aplicación práctica del método MIG(MAG



45

se inició en los años 60 y desde entonces este método ha seguido desarrollándose y

mejorándose a medida que han ido apareciendo nuevos materiales de aportación,

fuentes de corrientes y gases protectores.

2.2. Principio de soldadura MIG/MAG

El método MIG/MAG se cuenta entre los de soldeo por arco, lo que significa que se

aprovecha un arco eléctrico para fundir el metal base y el de aportación y formar la

soldadura. Ejemplo de otros métodos de arco son el manual de arco metálico

(MMA), el TIG y el plasma.

En la figura 2.2, se ilustra el principio del soldeo MIG/MAG. El arco (1) se forma entre

la pieza de trabajo y el extremo de un alambre metálico (2) que avanza

continuamente y que se funde. El alambre metálico sirve tanto de electrodo como de

material de aporte. Esta arrollado en una bobina (3) y se hace avanzar mediante

rodillos propulsores (4) a través de un conducto flexible (5) por dentro de una

manguera (6) hasta la pistola (7). La energía eléctrica para el arco es suministrada

por una fuente de corriente (8). El paso de la corriente al electrodo tiene lugar en una

boquilla de contacto (9) incorporada a la pistola. La boquilla está normalmente

acoplada al borne positivo de la fuente de corriente y la pieza de trabajo al borne

negativo. Cuando se enciende el arco se cierra el circuito de corriente.

A través de la tobera de gas (11) que rodea a la boquilla de contacto pasa un gas

(10) cuya misión es la de proteger el electrodo (2), el arco (1) y el metal fundido (12)

de la acción nociva del aire circundante. El gas protector puede ser inerte lo que

significa que es inactivo y no participa en los procesos de arco ni el baño de

fundición, o reactivo. Según el tipo de gas protector el método se denomina MIG

(Metal Inert Gas) o MAG (Metal Active Gas). El nombre completo del método es

soldadura de arco metálico protegido con gas. En ingles se denomina Gas Metal Arc

Welding, con siglas GMAW.



46

Figura 2.2. Principio de la soldadura MIG/MAG: (1) Arco eléctrico; (2) alambre; (3)

Carrete porta alambre; (4) Rodillos de alimentación; (5) Conducto flexible; (6)

manguera; (7) Pistola de soldadura; (8) Fuente de corriente; (9) Boquilla de contacto;

(10) Gas protector; (11) Tobera de gas y (12) Baño de fusión.

Como el material de aportación se hace avanzar automáticamente mientras, suele

decirse que las soldaduras MIG/MAG son un método semiautomático. Mecanizando

el desplazamiento de la pistola, o dejando que sea la pieza de trabajo la que se

mueve, este método puede automatizarse fácilmente, Figura 2.3 y 2.4.

Figura 2.3. Soldadura metálica con arco eléctrico y gas (GMAW).



47

Figura 2.4. Pistola para soldadura metálica con arco eléctrico y gas.

2.2.1. Parámetros de soldadura

En la soldadura MIG/MAG el proceso es controlado por varios parámetros de soldeo,

a saber:

Tensión (longitud de arco)

Velocidad de alimentación del alambre (lo que, a su vez determina la

intensidad de corriente)

Inductancia (ajuste en la mayor parte de las fuentes de corriente)

Tipo de gas protector

Velocidad de avance

Inclinación de la pistola

Longitud libre de alambre

A fin de obtener el mejor resultado de la soldadura, estos parámetros tienen que

balancearse entre sí. Los tres primeros se regulan en la fuente de corriente. Su

ajuste depende del material de base, del espesor del material, del tipo de unión, de

la posición de soldadura, del material de aporte y del gas protector.



48

2.3. PROCESO DE SOLDADURA MIG

El aparato de arco eléctrico MIG incluye un transformador que ofrece, mediante su cable de

masa (unido por una pinza a la pieza a soldar) y un hilo de acero, una intensidad baja. El

hilo de acero, enrollado en una bobina colocada al lado del aparato, es transportado

automáticamente.

Esta soldadura en atmósfera inerte se refiere a gases raros como al argón y el helio.

En la mayoría de los casos, se utiliza una mezcla de argón y dióxido de carbono

CO2. Se trata de una "soldadura semiautomática protegida con gas", Figura 2.5.

Figura 2.5. Proceso de soldadura MIG

2.3.1. Equipo básico

La soldadura con arco metálico y gas es un proceso en el que aprovecha el intenso

calor generado por el arco eléctrico que se establece entre un electrodo de alambre

continuo (alambre electrodo) y el metal base para soldar por fusión, fundiéndose

tanto el metal base como el metal de aporte.



49

La protección de la zona de soldadura del oxigeno y nitrógeno del aire se efectúa

con una corriente de gas argón, de bióxido de carbono (CO2) o una mezcla de gases

que forma una campana de protección alrededor del metal líquido, Figura 2.6.

El uso del gas helio se utiliza para soldaduras de mejor calidad y mayor rapidez de

depósito.

Figura 2.6. Aplicación de soldadura usando como gas de proteccion Helio

2.3.2. Adición de gas

Durante la soldadura MIG, solamente se calienta una pequeña zona alrededor de la

junta. Simultáneamente a la alimentación con hilo tiene lugar una adición de gas que

enfría las superficies y protege el metal de la acción del aire ambiental. Esta

previene la oxidación. El hilo de acero no está recubierto, como en el caso del

electrodo del aparato de arco eléctrico, sino compuesto de un alma totalmente

metálica. Por tanto, no se forma escoria (cuya eliminación requiere bastante trabajo),

sino un cordón muy limpio.



50

2.3.3. Alimentación con hilo

Antes de poner en marcha un aparato MIG, es necesario fijar el tubo por el que se

efectuará la alimentación con hilo y con gas. En el extremo de este tubo se

encuentra una boquilla con un borde tubular. El rodillo está provisto de dos ranuras

para el hilo de 0,6 y 0,8mm. Se puede elegir la ranura más adecuada haciendo girar

este rodillo que, acoplado al otro rodillo, asegura un transporte suave del hilo. La

velocidad en la que se desenrolla el hilo se regula, de forma continua, a partir de un

panel de control. Un tornillo de reglaje permite ajustar la presión ejercida sobre el

hilo. Una vez puesto en marcha el transporte del hilo hasta el borde tubular del tubo,

habrá el reductor de presión de la botella de gas.

El aparato ya está listo para funcionar. Al fijar la pinza de masa sobre la pieza a

soldar, cierre el circuito eléctrico: ya puede comenzar. La Figura 2.7, no muestra un

diagrama del proceso de soldadura MIG.

Figura 2.7. Diagrama del proceso de soldadura MIG

2.3.4. Pistola de soldadura

Las pistolas de soldadura tienen la misión d dirigir el hilo de aportación protector y la

corriente hacia la zona de soldadura. Pueden ser de refrigeración natural (por aire) o

de refrigeración forzada (mediante agua). Las primeras se utilizan, principalmente en

la soldadura de espesores finos.

Cuando se emplean el argón como gas protector, pueden soportar intensidades de

hasta 200 amperios. Por el contrario, cuando se protege con CO2, pueden soportar



51

mayores intensidades (hasta 300 amperios), debido a la enérgica acción refrigerante

de este gas. Las pistolas refrigeradas por agua suelen emplearse cuando se trabaja

con intensidades superiores a 200 amperios.

Algunas pistolas, Figura 2.8, llegan incorporado un sistema de tracción, constituidos

por unos pequeños rodillos, que tiran del hilo electrodo, ayudando al sistema de

alimentación. Otras por el contrario, no disponen de este mecanismo de tracción,

limitándose a recibir el hilo que viene empujan donde es de la unidad de

alimentación. Las pistolas con sistema de tracción incorporado son adecuadas

cuando se trabaja con alambres de pequeño diámetro, o con materiales blandos

como el aluminio y el magnesio. Las segundas se recomiendan para alambres de

diámetros más gruesos y materiales de mayor rigidez, como los aceros al carbono y

los aceros inoxidables.

Figura 2.8. Pistola y equipo de control del gas protector

Las pistolas de soldadura disponen de un gatillo (o un pulsador), que controla el

sistema de alimentación del alambre, la corriente de soldadura, la circulación de gas

protector y la del agua de refrigeración. Al soltar dicho pulsador, se extingue el arco

y se interrumpe la alimentación del alambre, así como la circulación de gas y agua.

La mayoría de los equipos incluyen un temporizador que, al extinguirse el arco,

retrasa el cierre de la válvula de gas, manteniendo la circulación del mismo hasta

que solidifica el extremo del cordón.



52

2.3.5. Beneficios del sistema MIG

1. No genera escoria

2. Alta velocidad de deposición.

3. Alta eficiencia de deposición.

4. Fácil de usar.

5. Mínima salpicadura.

6. Aplicable a altos rangos de espesores

7. Baja generación de humos

8. Es económica

9. La pistola y los cables de soldadura son ligeros haciendo más fácil su

manipulación.

10. Es uno de los más versátiles entre todos los sistemas de soldadura.

11. Rapidez de deposición.

12. Alto rendimiento.

2.3.6. Características de los procesos

Las principales características de este proceso son las siguientes:

a) El diámetro del alambre empleado como electrodo y material de aporte es de

.035” ó .045” por lo que se usan bajos amperajes.

b) Alta velocidad de depósito

c) Alta relación de depósito

d) Poca proyección metálica

e) No deja escoria

f) Puede verse claramente el arco electrodo, el charco de metal líquido y el

cordón, Figura 2.9.

g) No usa fundente.

h) Puede automatizarse con relativa facilidad.



53

Figura 2.9. Posición de soldeo en metal base

2.3.7. Equipo para la soldadura MIG.

Generador de soldadura. Los generadores más adecuados para la soldadura por el

procedimiento MIG son los rectificadores y los convertidores (aparatos de corriente

continua). La corriente continua con polaridad inversa mejora la fusión del hilo,

aumenta el poder de penetración, presenta una excelente acción de limpieza y es la

que permite obtener mejores resultados. En la soldadura MIG, el calor se genera por

la circulación de corriente a través del arco, que se establece entre el extremo del

hilo electrodo y la pieza. La tensión del arco varía con la longitud del mismo. Para

conseguir una soldadura uniforme, tanto la tensión como la longitud del arco deben

mantenerse constantes. En principio, esto podemos lograrlo de dos formas; (1)

Alimentando el hilo a la misma velocidad con que éste se va fundiendo; o (2),

fundiendo el hilo a la misma velocidad con que se produce la alimentación, Figura

2.10.



54

1. Una máquina soldadora.

2. Un alimentador que controla el avance del alambre a la velocidad requerida.

3. Una pistola de soldar para dirigir directamente el alambre al área de soldadura.

4. Un gas protector para evitar la contaminación del baño de fusión.

5. Un carrete de alambre del tipo y diámetro especificado.

Figura 2.10. Equipo para soldadura MIG.

2.3.8. Tipo de corriente y polaridad

En este sistema de soldadura no se usa corriente alterna, pues su aportación es

menor y el arco más inestable, normalmente se conecta el alambre-electrodo al polo

positivo (+), en casos especiales también se puede conectar el alambre-electrodo al

polo negativo (-), esto se hace cuando se quiere aumentar el coeficiente de fusión, o

que disminuya la penetración del metal depositado, como ocurre en la soldadura de

recargues (revestimientos). Conectando el alambre electrodo al polo positivo se

obtiene, Figura 2.11. Para soldar: Aceros, Aceros inoxidables, Aluminio y Cobre.



55

Figura 2.11. Grafica de curva estática para corriente

2.3.9. Transferencia del metal

Existen distintas formas de transferencia del metal en el arco, dependientes todas

ellas de los valores de los parámetros de tensión e intensidad. Este se lleva de la

siguiente manera:

2.3.9.1. Transferencia por arco cortocircuito.

El electrodo es alimentado a una velocidad constante, con un promedio que excede

la velocidad de fusión. Cuando entra en contacto con el baño fundido se produce un

corto circuito, durante el cual no existe arco. Luego la corriente comienza a elevarse

y calienta el alambre hasta un estado plástico. Al mismo tiempo, el alambre

comienza a deformarse o angostarse debido al efecto constrictor electromagnético.

Debido a que no hay un arco establecido durante el corto circuito, el aporte total de

calor es bajo, y la profundidad de calor es bajo, y la profundidad de calor también;

por lo tanto, debe haber sumo cuidado al seleccionar el procedimiento y técnica de

soldadura que aseguren una función completa cuando se esté soldando un metal

grueso. Debido a sus características de bajo aporte de calor, el proceso produce



56

pequeñas zonas de soldadura fundida de enfriamiento rápido que lo hacen ideal

para soldar en todas posiciones.

La transferencia de corto circuito es también especialmente adaptable a la soldadura

de láminas metálicas con un mínimo de distorsión y para llenar vacíos o partes más

ajustadas con una tendencia menor al sobrecalentamiento de la parte que se está

soldando.

Características:

pocas proyecciones metálicas

baño de fusión pequeño y controlable

baja penetración

buen sistema para la soldadura en posiciones difíciles

se pueden soldar piezas de espesores delgados.

Características de trabajo que se deben emplear para obtener este tipo de

transferencia:

Conectar el alambre-electrodo al polo (+)

Diámetro del alambre-electrodo en .035” o en .045”

Gas a utilizar, mezcla del 75% de gas argón y el 25% de CO2 también se

puede usar gas CO2 solamente.

Tensión de 16-23 V

Intensidad de 40-200 Amperes

La Figura 2.12, se muestra la oscilografía de un ciclo típico de transferencia (por

arco de corto-circuito); Voltaje – corriente vs tiempo



57

Figura 2.12. Oscilografía de un ciclo típico de transferencia

La forma de transferencia de este sistema es el que se va formando una gota en el

extremo del alambre-electrodo, la cual se va alargando, y mientras en el metal base

se va rompiendo la capa de oxido, la gota se va alargando mas, hasta que en un

momento toca al metal base y se rompe por el cuello, o por su parte mas estrecha,

a causa de su alargamiento y pasa al baño de función, y así sucesivamente durante

todo el proceso de soldeo.

En cuanto la gota toca el metal de base, se forma un corto circuito, lo cual hace que

la intensidad sufra un aumento grandísimo y como consecuencia las fuerzas axiales

rompen el cuello de la gota.

2.3.9.2. Transferencia globular.

Cuando se opera con este tipo de arco, el hilo se va fundiendo por su extremo a

través de gotas gruesas de un diámetro hasta tres veces mayor que el del electrodo.

Al mismo tiempo, se observa como las gotas a punto de desprenderse van oscilando

de un lado hacia otro. Como puede deducirse, la transferencia del metal es

dificultosa, y, por tanto, el arco inestable, de poca penetración, y se producen

numerosas proyecciones.

Se trata de un método que no se utiliza en la práctica, pero que puede aparecer

cuando se efectúa el reglaje de un equipo de soldadura.



58

El arco suele comportarse de esta forma cuando hay valores grandes de tensión y

bajos de intensidad, o también cuando se utiliza polaridad directa o negativa.

2.3.9.3. Transferencia por spray

En este caso la transferencia se realiza en forma de gotas muy finas que se

depositan sobre el metal base de forma ininterrumpida, similar a una pulverización

por espray, de ahí que se conozca también este método por Arco spray. Se

caracteriza por un cono de proyección muy luminoso y por un zumbido

característico. Para que un arco se comporte de esta manera, es necesario que:

Se utilice polaridad inversa o positiva.

El gas de protección sea Ar o mezcla de Ar con algo de O2 o de Ar con CO2.

Exista una tensión de arco relativamente elevada y una densidad de corriente

también elevada.

El efecto de la utilización de la polaridad positiva se traduce en una enérgica acción

limpiadora sobre el baño de fusión, que resulta particularmente útil en la soldadura

de metales que producen óxidos pesados y difíciles de reducir, como el Aluminio o el

Magnesio. La penetración que se consigue es buena, por lo que se recomienda para

soldar piezas de grueso espesor. Como inconveniente, cabe destacar que el baño

de fusión resulta relativamente grande y fluido, por lo que no se controla con

facilidad en posiciones difíciles.

Características:

Gran penetración

Desprendimiento del metal de aporte y gran velocidad

Gotas muy finas en dirección del alambre.

zona de fusión amplia y luminoso



59

Las condiciones de trabajo para operar con un arco del tipo de spray son las

siguientes:

Conectar el alambre-electrodo al polo positivo (+)

Utilizar gas argón o mezclas de argón y oxigeno

Emplear mayor densidad de corriente.

En el soldeo con transferencia por spray y empleando gas activo CO2 se requieren

unos amperajes de trabajo superiores a los 200 Amperes, y una tensión de arco

superior a los 25V, Figura 2.13.

Figura 2.13. Soldadura por spray

La transferencia por spray se emplea para recargues (revestimientos) y todas las

soldaduras en posición horizontal, ya que se puede usar un alambre de mayor

diámetro. Los parámetros utilizados en esta clase de transferencia son los

siguientes:

Tensión = 28 – 40 V

Intensidad = 200 - 500 Amperes

Con fuentes de poder (maquinas) de una constitución física mas sofisticada, se logra

la transferencia del metal por arco spray pulsado, Figura 2.14.



60

Figura 2.14. Técnica de pulverización de soldadura por arco pulsado

La transferencia por arco spray pulsado, es una variación de la transferencia del

arco spray. La corriente es variada entre un valor alto (pico) y un bajo (de fondo o

soporte). El valor bajo esta abajo de la corriente de transición mientras que el nivel

alto esta dentro de la zona del arco spray. El metal es transferido durante el periodo

alto (pico), Figura 2.15. La corriente inferior hace posible soldar material. La

soldadura fuera de posición también es posible y el valor de la corriente alta (pico)

permite el uso de alambre de mayor diámetro.

Figura 2.15. Forma del arco spray en la soldadura MIG.



61

2.3.9.4. Transferencia por arco pulsado

En este tipo de transferencia, se combina la superposición de dos corrientes, una

ininterrumpida y de débil intensidad (llamada de base) cuyo objetivo es proporcionar

al hilo la energía calorífica para mantener el arco encendido y otra constituida por

una sucesión de pulsaciones a una determinada frecuencia. Cada pulsación eleva la

intensidad a un valor suficiente que hace fundir una gota del mismo diámetro que el

diámetro del hilo que se está utilizando. Esta gota se desprende antes de que el

extremo del hilo llegue a hacer contacto con el metal base, como consecuencia de

las fuerzas internas que actúan. De esta manera se elimina en su totalidad las

proyecciones, tan características de otros tipos de transferencia.

Además, se consigue una gran penetración debido a la elevada intensidad durante

la pulsación, y sin embargo, la energía media empleada es inferior que utilizando

MIG/MAG convencional, lo que repercute en una menor deformación de la pieza.

2.4. Mezclas de gases para proceso MIG

El aire en la zona de soldadura es desplazado por el gas protector, con el fin de

evitar contaminación. Como ejemplo: el nitrógeno en el acero reduce la ductilidad y

resistencia al impacto, ya que causa en la soldadura fisuras y porosidad. Exceso de

oxigeno en el acero, se combina con el carbono para formar monóxido de carbono

(CO), este gas causa inclusiones al combinarse con otros elementos en el acero y a

la vez porosidades.

Para evitar estos problemas asociados con la contaminación de la zona de fusión;

tres gases principales se usan para proteger el proceso MIG, estos son: Argón (Ar);

Helio (He) y Dióxido de carbono (CO2), Figura 2.16. Los gases empleados en este

método de soldeo influyen considerablemente en los siguientes puntos:

- El calor aportado por el arco.

- En la transferencia del metal y en la cantidad de proyecciones.

- En la penetración del metal aportado.

- En la velocidad de soldeo.

- En las irregularidades o perfecciones del cordón.



62

Figura 2.16. Gases empleados en soldadura MIG

Observando el diagrama, se nota fácilmente que trabajando con una misma

intensidad de corriente, de todos los gases, el helio es el que origina mayor tensión

en el arco, tabla 2.1.

Tabla 2.1. Tipos de gases utilizados para la soldadura MIG

GASES

APLICACIONES

- ARGON - ALUMINIO Y MAGNESIO

- HELIO - ALUMINIO, MAGNESIO Y COBRE

- HELIO + ARGON (80% + 20%)

HASTA (50% + 50%) - ALUMINIO, MAGNESIO Y

ALEACIONES DE COBRE

- ARGON + 1% A 2% DE CO2 - ACEROS INOXIDABLES Y ACEROS ALEADOS

- ARGON + 3% A 5% DE CO2 - ACEROS INOXIDABLES, ACEROS

ALEADOS Y ACEROS AL CARBONO.

- ARGON + 20% A 30% DE CO2 - ACEROS, PARA OBTENER

TRANSFERENCIA POR CORTO CIRCUITO

- ARGON + 5% A 15% DE CO2 - ACEROS AL CARBONO

- CO2 - ACEROS AL CARBONO Y DÉBILMENTE ALEADOS

- CO2 + 3% A 10% DE O2

- EL MISMO CAMPO DE

APLICACIÓN QUE EL CO2



63

2.5. Electrodo (Microalambre)

Electrodo para aceros de alta resistencia a la oxidación y la corrosión. Es un

electrodo de fácil aplicación con fácil encendido y reencendido de arco para

aplicaciones en todas posiciones, suelda con corriente directa con polaridad

invertida (C. D. P. I.), electrodo al positivo (+) y con corriente alterna (CA). Posee

núcleo de acero inoxidable tipo 310 para soldar o revestir piezas que vayan a estar

sometidas a desgaste o corrosión producidos por altas temperaturas, este producto

sirve también para todas aquellas piezas de acero inoxidable cuyo análisis o tipo no

pueda ser reconocido satisfactoriamente, Tabla 2.2:

Tabla 2.2. Alambres de acero inoxidable para el proceso MIG

UTP

AWS

DIN

A 6820 LC – MIG ER 308 L SG X 5 Cr Ni 19 – 9

A 6820 MoLC – MIG ER 316 L SG X 2 CrNiMo 19 -12

A 68 H – MIG ER 310 SG X 12 Cr Ni 25 – 20

A 6824 – MIG ER 309 SG X 12 Cr Ni 25 -12

2.5.1. Características sobresalientes

Aleación especial tipo acero inoxidable 310 mejorado de muy fácil aplicación. Este

electrodo por sus cordones de buen aspecto casi no requiere trabajo de acabado, ni

limpieza posterior, ya que su escoria no se desprende con mucha facilidad después

de soldar dejando un depósito de apariencia fina sin salpicaduras. El electrodo tiene

gran resistencia a la corrosión a alta temperatura (hasta 1200°C).

2.5.2. Usos y aplicaciones generales

Este electrodo sirve también para todas aquellas piezas de acero inoxidable cuyo

análisis o tipo no puedan ser reconocidos satisfactoriamente. Se puede aplicar en



64

aceros al carbono, cuando se desee proteger su superficie de los efectos de la

corrosión por calor, tubos radiantes de hornos, crisoles de tratamientos térmicos,

reactores de plantas químicas y petroquímicas, partes de hornos de

precalentamiento de lingotes y específicamente cuando se requiere un depósito

altamente austenítico.

2.6. Efectos de la soldadura

En la soldadura, el metal el metal fundido se solidifica en cuestión de segundos. La

cantidad de metal rara vez excede de una pulgada cubica. La fuente de calor y el

pocillo del metal fundido tiene una temperatura considerablemente mas elevada que

en los hornos de fundición. Como resultado del enfriamiento rápido del pocillo de

soldadura, las reacciones químicas que se inician en el metal fundido y en la escoria

no tiene tiempo para completarse.

La solidificación del metal fundido en el pocillo de soldadura se ilustra en forma de

diagrama en la Figura 2.17. Al avanzar la formación del cordón, la temperatura del

pocillo de soldadura desciende debido a la abstracción del calor hacia el metal base

y a la radiación hacia la atmosfera del ambiente y el metal se solidifica.

Figura 2.17. Solidificación progresiva del metal fundido en un pocillo de soldadura:

a) curva de enfriamiento con expresión de las diferentes estructuras; b) vista

isotérmica del pocillo de soldadura y líneas isotermas en torno al pocillo



65

2.6.1. Características térmicas de la soldadura

Hay tres formas básicas de cambios dimensionales, que pueden resultar en los

metales, debido a calentamientos y enfriamientos en las piezas soldadas. El cambio

de dimensión térmica mas frecuentemente encontrado en la expansión térmica, el

cual esta expresado como el coeficiente de dilatación térmica. Este coeficiente de

dilatación lineal es la relación entre el cambio de longitud de un material, ocasionado

por calentamiento en una unidad de temperatura y su longitud original.

Otra forma de cambio dimensional es el volumen de expansión el cual es dado por el

funcionamiento del metal que expande cuando es calentado o contraído cuando

enfría. El cambio de volumen es usualmente desde 3 - 6% en la mayoría de los

metales.

En otro cambio de dimensión ocurre como resultado de una transformación de fase.

Hay que recordar que los átomos forman un arreglo geométrico, que algunas veces,

existe un mismo arreglo a diferentes temperaturas si la transformación de fase

ocurre en un metal o aleación, un cambio de volumen estará asociado con el, porque

el empaquetamiento de átomos en diferentes arreglos, generalmente, produce

diferentes densidades.

Cuando una barra de acero, se calienta en el centro, Figura 2.18 el calentamiento

actúa empezando a realizar una fase en el metal, de tal manera que la parte

calentada por si misma deforma y resulta la sección mostrada en la Figura 2.18 c y

d. cuando el calentamiento es eliminado, la parte caliente empieza a contraerse.

Durante el enfriamiento, algo del flujo de calor dentro de la región previamente

enfriada es templada y enfriada. Ahora como la proporción caliente expandida existe

al enfriar, es contraída reinvirtiendo la dirección de las fuerzas de deformación, las

cuales a lo largo de la longitud de la cima de la barra a lo mas corto y a las esquinas

de la barra, llevan a una elevación cóncava en la barra como la mostrada en la

Figura 2.18 d y e. esto implica que algunos residuos del calentamiento han quedado

después de que el enfriamiento se ha dado. Para hacer énfasis en los esfuerzos

creados por la soldadura, debido a un calentamiento y enfriamiento en la misma (los



66

cuales son las causas de distorsión y fracturas en la soldadura); los factores que

afectan las tensiones y distorsiones residuales son:

Coeficiente de expansión: Si dos metales son calentados o enfriados sobre el

mismo rango de temperatura, el de mayor coeficiente de expansión, tendrá mayores

contracciones que el otro con menor coeficiente de expansión.

Punto de fusión: El material con coeficiente de fusión más alto, se deformara más,

porque el gradiente de temperatura es más grande.

Cambios de fase: Si los materiales experimentan transformaciones, volumen y

cambios dimensionales, serán consideradas como cambios de distorsión.

Figura 2.18. Barras de acero calentadas en el centro



67

2.7. Características estructurales de la unión soldada

Los aspectos metalúrgicos que tienen lugar en la zona de soldadura son los

siguientes:

1. El metal base se funde parcialmente cerca de la región de soldadura debido a la

alta temperatura.

2. El metal se calienta hasta una temperatura elevada y se forman granos bastos.

3. Al alejarse de la unión soldada disminuye la temperatura y la magnitud de

sobrecalentamiento y por lo tanto también el tamaño del grano.

4. Se crea una zona de recristalizacion cuyas alteraciones estructurales varían

generalmente dependiendo del contenido de carbono y de los elementos aleantes

en los aceros.

5. Por lo tanto, se crean tres regiones estructurales diferentes, las cuales son:

Metal base: Es la estructura original del metal que no ha sido afectada por el

calor de la soldadura.

Metal de aporte: Es aquella parte de una soldadura que ha sido fundida y

solidificada durante la operación de soldadura, esta compuesta de metal base

fundido y de metal de aporte (electrodo).

Zona afectada por el calor: es aquella zona de metal base adyacente al

metal de aporte, la cual ha sido calentada durante la soldadura a una

temperatura alta, experimentando algún cambio significativo. En la Figura

2.19 se muestran las diferentes regiones mencionadas:



68

Figura 2.19. Regiones (estructuras) presentes en una unión soldada

6. Las condiciones encontradas en la soldadura, están relacionadas a los cambios

de temperatura y solidificación, suministrando cambios internos que resultan en

esfuerzos y deformaciones, Figura 2.20 y 2.21.

Figura 2.20. Zonas de unión por soldadura en muestras en “V”

1. Dispersa

2. Angular

3. Panal de miel

4. Porosidad dispersa

5. Lineal

6. Poro grande



69

Figura 2.21. Cordón de soldadura en el metal soldado

2.8. SOLDABILIDAD DE LOS ACEROS INOXIDABLES AUSTENITICOS

La alta templabilidad de estas aleaciones hace que se produzca Martensita tanto en

el cordón de soldadura como en la zona afectada por el calor (ZAC) adyacente,

Figura 2.22. La estructura Martensítica, cuya dureza aumenta con el contenido de

carbono tiene una tendencia a la fisuración muy importante durante la soldadura.

Esto puede ser revertido parcialmente con el precalentamiento de la soldadura. Es

práctica común precalentar como mínimo a 200°C, se suele realizar un tratamiento

térmico post soldadura de revenido a temperaturas del orden de 600 a 750°C.

Estos aceros tienen también tres problemas asociados a las altas temperaturas ya

sea de servicio o durante la fabricación (soldadura); ellos son:

Sensitización

Ataque de la línea de cuchillo (knife line attack “kla”)

Fisuración en caliente

Diagrama de Schaeffler

Formación de fase sigma



70

Figura 2.22. Zona afectada por el calor ZAC

2.8.1. Sensitización (corrosión intergranular CIG)

En el rango 420°C a 850°C el cromo y el carbono disueltos en el fierro de estos

aceros se combina y precipita en el borde de grano como carburo de cromo. La

disminución de cromo de la solución sólida en las adyacentes del borde deja poco

cromo para formar la película protectora de óxido de cromo. Esta situación deja al

acero inoxidable vulnerable a ciertos medios y se le denomina Sensitización. La

corrosión resultante es intergranular como consecuencia de la precipitación de los

carburos de cromo y en este orden cronológico. La soldadura de estos aceros

produce áreas adyacentes al cordón que alcanzan las temperaturas antedichas,

debido a ello estos aceros se sensitizan en dos bandas paralelas al cordón de

soldadura levemente alejadas de este, Figura 2.23.



71

Figura 2.23. Diferencia en la distribución de cromo de una microestructura

sensitizada y no sensitizada.

Ya que el carbono es el ingrediente esencial en la formación de carburo de cromo y

la posterior Sensitización, un remedio es la disminución del carbono disponible para

la formación de carburo de cromo. Esto se pude hacer de varias formas:

1) La disminución del contenido de carbono, es la relación tiempo-temperatura,

causa Sensitización para varios contenidos de carbono de acuerdo al Strauss

test, Figura 2.24. Para práctica normales de soldadura un máximo de 0.03% de

carbono (grado L) es considerado suficientemente bajo para prevenir

Sensitización. Para electrodos revestidos se permite un máximo de 0.04% de

carbono. Si el contenido de carbono es 0.02 o menor, la precipitación de

carburos no ocurrirá excepto después de 10 horas. Si la técnica de soldadura

utilizada asegura un enfriamiento rápido, no habrá tiempo suficiente para la

formación de carburos y la Sensitización del acero no ocurrirá.



72

Figura 2.24. Relación Tiempo-Temperatura para producir susceptibilidad a la

corrosión intergranular en un acero 304 con varios contenidos de carbono.

2) Un segundo método para evitar la precipitación de carburos de cromo consiste

en realizar un calentamiento de redisolución de los carburos a una temperatura

de 1050°C para luego y desde esa temperatura realizar un temple de retención

de fase evitando que precipiten los carburos. Este tipo de solución es válida para

partes que no deban calentarse en servicio en el rango de temperaturas donde

se produce Sensitización (420°C a 850°C). Este tipo de solución en general no

se aplica a partes soldadas ya que las mismas suelen ser voluminosas (tanques)

y de relativamente poco espesor lo que las hace difícil de templar, además los

calentamientos a estas temperaturas altas podrían deformar el equipo.

3) Otro método para eliminar el problema del carbono en el metal base es

especificar aceros inoxidables que contengan Titanio o Niobio (Columbio).

Ambos aleantes tienen una gran afinidad con el carbono y formarán carburos

preferencialmente con ellos dejando al cromo en solución. A los aceros

inoxidables de este tipo se los denomina “Estabilizados” al Titanio (tipo 321,

donde %Ti = 4x%C) o al Niobio (tipo 347 donde %Nb = 10x%C, 1% máx) según

sea el aleante utilizado.



73

2.8.2. Ataque de la línea de cuchillo (knife line attack “KLA”)

Cuando un acero estabilizado se suelda, especialmente con SMAW (electrodo

revestido), una muy fina (solo de algunos granos de ancho) y muy cercana capa de

material base adyacente al cordón de soldadura se calienta a temperaturas

superiores a 1050°C (en realidad debido a las grandes velocidades de calentamiento

y a la propia inercia de la redisolución es necesario calentamientos un poco

superiores a 1230°C, para redisolver los carburos de Niobio con la consiguiente

disolución de todos los carburos, una vez que el electrodo avanza esa zona se enfría

demasiado rápidamente en el rango de formación de carburo de titanio o niobio

impidiendo su precipitación. Esto ocurre especialmente en chapas de poco espesor.

Esta zona, luego queda sensitizada con las pasadas consecutivas, algún eventual

tratamiento térmico o en servicio, ya que llega a la temperatura de precipitación del

carburo de cromo teniendo todo el carbono disponible y precipitando carburo de

cromo. Esta fina capa y una vez en servicio se corroe dejando a ambos lados del

cordón y mucho más cerca de este, que el caso de corrosión intergranular

convencional, una fina ranura corroída que por su parecido al corte que dejaría un

cuchillo llamado Knife Line Attack (KLA).

El KLA puede evitarse simplemente calentando a la zona afectada a una

temperatura superior a 815°C a partir de la cual los carburos de cromo comienzan a

redisolverse e inferior a 1050°C donde la redisolución es completa, y luego enfriar

lentamente. En general el tratamiento térmico post soldadura (TTPS) es localizado y

se realiza a unos 900°C, máxima temperatura que se puede alcanzar con los

calefactores eléctricos normalmente utilizados en TTPS.

2.8.3. Fisuración en caliente y la influencia de la ferrita

Bajo condiciones de alta restricción a la contracción, algo frecuente en cuando

juntas soldadas de aceros inoxidables suelen aparecer pequeñas fisuras distribuidas

al azar cuando el material se encuentra a alta temperaturas (1000°C). A menudo

estas fisuras no son visibles pero un ensayo de plegado de cara las pone en

evidencia como rupturas del material no mayores a tres milímetros de longitud, son



74

llamadas microfisuras. El por qué algunas soldaduras exhiben esta tendencia a la

fisuración en caliente. Se comprobó que sí pequeñas (2 a 3%) cantidades de ferrita,

solución sólida de carbono en hierro alfa (BCC), acompañada a la predominante

austenita se aumentaba la posibilidad de producir soldaduras sanas, sin fisuración

en caliente.

La presencia de pequeñas cantidades de ferrita provee un número de remedios:

a). Se incrementa la cantidad de borde de grano disponible reduciendo de esta

manera la concentración de impurezas que quedan segregadas en el borde de

grano.

b). La ferrita disuelve más fácilmente que la austenita elementos alfágenos como

fósforo, azufre y silicio, reduciendo de esta manera la influencia de estas

impurezas que se agregan en el borde de grano austenítico.

Cuando en el rango de temperaturas la austenita, más resistente se está

construyendo, la ferrita más dúctil compensa la contracción deformándose

plásticamente y evitando la fisuración en caliente de naturaleza intergranular.

2.8.4. Diagrama de Schaeffler.

El diagrama de Schaeffler muestra claramente el dominio de las fases ferrítica,

martensiticas y austenítica propias de los aceros inoxidables cuando son enfriados a

las velocidades de soldadura. Además, en distintos colores, muestra las zonas de

fragilizacion en frío debido a la presencia de martensita (rojo), la zona de fragilidad

en caliente originada por la presencia de austenita (verde), la zona de fragilidad por

presencia de fase sigma (azul) y la zona de crecimiento de grano ferrítico (fucsia),

Figura 2.25.



75

Figura 2.25. Diagrama de Schaeffler

Cuando es necesario soldar aceros inoxidables, dos son las condiciones necesarias:

1). Que la composición química de la soldadura sea similar a la del material base

con el objeto de resistir a la corrosión.

2). Que la estructura tenga las características mecánicas apropiadas.

La condición segunda depende en que el punto del diagrama se ubique el metal de

soldadura que es una mezcla de los materiales base que no olvidemos pueden ser

distintos (soldadura disimiles) y del material de aporte.

Para la determinación de este punto se procede de la siguiente manera:

a). Se determinan el equivalente en cromo y el equivalente en níquel a partir de la

composición química y los coeficientes de equivalencia para cada uno de los

materiales base y se les posiciona en el diagrama. Por ejemplo puntos 1 y 2 si

vamos a soldar un acero Martensitico (1) con un austenítico (2).



76

b). Estos dos puntos se unen con una recta y si los dos materiales base participan

en la misma proporción (igual espesor, igual bisel y arco simétricamente

orientado) el punto medio de la recta representará a la mezcla de los dos

materiales base (punto 3).

c). Ahora bien, si tenemos en cuenta el agregado del material de aporte, este

también tendrá asociado un punto del diagrama (punto 4).

d). Si unimos el punto medio de la recta (punto 3) de los materiales base con el

punto que representa el material de aporte (punto 4) podemos suponer sin

equivocarnos que el punto representativo de la mezcla final de los tres

materiales deberá estar sobre esta recta, más lejos o más cerca del material de

aporte en función de la proporción del material de aporte con respecto al

material base fundido que le entreguemos, lo que a su vez es función del

proceso de soldadura y sus parámetros (intensidad de corriente, longitud de

arco, etc.).

En general, para un proceso de soldadura con electrodo revestido (SMAW) se

acostumbra a dividir esta última recta en 10 partes y posicionar el punto final para un

80% de material de aporte y un 20% de materiales base (punto 5). Las propiedades

mecánicas del metal de soldadura dependerán de la posición dentro del diagrama de

Schaeffler del punto 5. Este punto deberá evitar cualquiera de las cuatro zonas

coloreadas, como se observa en el diagrama de Schaeffler, Figura 2.25.

La zona más apreciada es la austenita con un 5% y un 10% de ferrita. Mediante el

uso de este diagrama de fases, los fabricantes de materiales de aporte para

soldadura balancean los elementos de aleación con los materiales base del

mercado, producir depósitos austeníticos con contenidos de ferrita entre 5% y 10%.

En el eje vertical, llamado equivalente en níquel están los elementos de aleación

Gammagenos, carbono, níquel y manganeso.



77

En el eje horizontal se muestra el equivalente en cromo donde están los elementos

alfágenos (cromo, molibdeno, silicio y niobio o columbio) cada uno con el factor

correspondiente.

Ya que la ferrita es magnética y la austenita no, la cantidad de ferrita es una

soldadura, puede verificarse midiendo su atracción magnética, la que es

directamente proporcional a la cantidad presente. Los instrumentos disponibles para

esta medición. Uno, el Severn Gauge que compara densidades y de esta manera

aísla las cantidades de ferrita. Otro es el Magna Gauge que mide la tensión

requerida por un resorte para separar a un imán de la soldadura. La fuerza

necesaria es relacionada con el porcentaje de ferrita. Este equipo es más exacto

pero está limitado como instrumento de laboratorio, mientras que el Severn Gauge

se puede aplicar en fábrica y obra.

En estos casos es preferible utilizar una revisión del diagrama Schaeffler, llamado

diagrama de DeLong, Figura 2.26, a la hora de tener en cuenta la influencia del

Nitrógeno de igual poder que el carbono. La ferrita se distribuye uniformemente en la

matriz austenítica, la medición por medios magnéticos de la misma corresponde a

un área y es el promedio de la misma. Por esta razón, es incorrecto referirse en

términos de porcentaje. Convencionalmente se acordó denominarla en términos de

“Número de Ferrita” o FN. Estos números se mantienen igual desde 0 a 8 pero se

les denomina número y no porcentaje. Por encima de 8 lo NF se hacen mayores que

los porcentajes del diagrama de Schaeffler.



78

Figura 2.26. Diagrama de De Long

2.8.5. Formación de fase sigma

Una pequeña cantidad de ferrita (d), evita la fisuración en caliente, mejora además la

resistencia mecánica y algunas veces la resistencia a la corrosión. La cantidad de

ferrita (d) no conviene que sea mayor que 12 a 15% debido a que ella, como se

observa en el diagrama Fe-Cr, se transforma en fase sigma, aumentando los riesgos

de fisuración como así también disminuyendo la resistencia a la corrosión.

Si la parte a ser fabricada es destinada a un servicio entre 550 a 950°C, o si tiene

especificado un tratamiento térmico post soldadura, puede formarse fase sigma

reduciendo la ductilidad. La composición de la fase sigma es de aproximadamente

45% Cr-55%Fe. A 730°C se forma rápidamente, pero a más bajas temperaturas los

tiempos se incrementan.



79

Los aceros inoxidables austeníticos tienen un elevado coeficiente de expansión

térmica y una baja conductividad térmica respecto a los aceros ferriticos, con lo que

se produce al soldarlos mayor tensión residual, acumulación de calor en las zonas

de uniones soldadas y mayor deformación de las piezas. Esto es de importante

consideración a la hora de diseñar una correcta secuencia de soldadura con la que

se debe pretender disminuir al mínimo estos efectos que, de lo contrario, podrían

resultar perjudiciales o representar graves contratiempos.

En cuanto a los problemas posibles relacionados con efectos de precipitación y

segregaciones químicas producidas durante la soldadura, estos pueden minimizarse

con el control de la metalurgia del metal base, la práctica de la soldadura y la

selección de los consumibles adecuados.

Los principales precipitados que aparecen en la soldadura de inoxidables

austeníticos son: ferrita-δ, fase σ, y carburos M23C6 y M6C. La fase σ se usa para

describir una gama de precipitados ricos en cromo y molibdeno, que pueden

precipitar directamente en el depósito de soldadura, pero que se forman

preferencialmente desde la ferrita-δ en los aceros que contienen molibdeno. Esta

ferrita-δ se transforma a fases intermetálicas, como σ y χ a temperaturas entre 500 y

850ºC para la fase σ y de 650 a 950ºC para la fase χ. La proporción de precipitación

de estas fases aumenta con el contenido de cromo y molibdeno, y reducen

considerablemente la tenacidad, ductilidad y resistencia a corrosión de estos aceros.

Por este motivo, el consumible del tipo AWS 316 se formula con mayor contenido de

cromo y menor de molibdeno respecto del material base, con el objeto de minimizar

la aparición de fase σ.

La precipitación de carburos del tipo M23C6 y M6C no suele ser un problema en el

depósito de soldadura, debido a que los consumibles tienen, por lo general, un bajo

contenido de carbono, o bien están estabilizados en los grados AISI 321 y 347; pero

en cambio, esta precipitación produce un fenómeno bien conocido de corrosión en la

Zona Afectada Térmicamente (ZAT) por la soldadura.



80

Lógicamente, cuanto más aporte térmico produzca el procedimiento escogido y

cuanto mayor contenido en carbono tenga el metal base, más apreciable será este

fenómeno.

A veces, estos defectos de precipitación pueden no afectar sensiblemente las

propiedades mecánicas del material soldado, aunque si se dieran en gran extensión,

dependiendo de las condiciones de servicio del material (temperatura y medio), hay

probabilidades de fallos catastróficos del mismo. Además, si este defecto se diera en

pequeña extensión, pero de forma apreciable, puede verse afectada la resistencia a

la corrosión del material, ya que cada defecto os un posible foco de iniciación de

picaduras u otros tipos de corrosión.

Otro problema asociado a la soldadura de aceros inoxidables totalmente austeníticos

son las segregaciones químicas de bajo punto de fusión en borde de grano, y

mayoritariamente en el centro de los cordones pueden crear una pérdida de

ductilidad del material en esas áreas, que se traduce en fisuración "en caliente",

sobre todo en los aceros totalmente austeníticos (como es el caso del AISI 310).

Para evitar este fenómeno, los consumibles de soldadura están calculados con

composición química tal que el depósito contenga un cierto porcentaje de fase

ferrita-δ, que proporciona mayor resistencia mecánica y evita este tipo de fisuración

"en caliente". En los casos en que se requiera una mayor proporción de esta fase, es

esencial cuidar el aporte de nitrógeno en los procesos de arco eléctrico abierto, pues

éste es un elemento estabilizador de la fase austenítica.

2.9. Selección de electrodos para acero inoxidable (Diagrama de Schaeffler)

El Diagrama de Schaeffler se usa principalmente para predecir la estructura del

metal de soldadura obtenido en la unión de aceros inoxidables disímiles, o de aceros

inoxidables con aceros al carbono, con o sin aleación.

Para su empleo se parte del cromo y el níquel equivalente del material base y

electrodos. Estos se calculan a partir de las fórmulas dadas a continuación, para

luego graficarlas en la Figura 2.27 y 2.28.



81

Cromo equivalente: % Cr + % Mo + 1,5 x % Si + 0,5 x % Nb

Níquel equivalente: % Ni + 30 x % C + 0,5 x % Mn

Cuando se trata de unir materiales de la misma composición química, el punto

correspondiente al metal depositado se encontrará entre la recta trazada por los

puntos correspondientes al metal base y al electrodo. Su ubicación específica

dependerá del grado de dilución con que se trabaje. En el proceso arco manual el

valor típico es de 30%.

En el caso de materiales disímiles se grafican los puntos correspondientes al cromo

y níquel equivalentes de ambos materiales base. Se obtiene el punto medio de la

recta trazada entre ambos puntos (siempre y cuando los materiales participen en la

misma proporción). Después se une este punto con el punto correspondiente al

electrodo. La composición del material depositado se encontrará dentro de esta

recta y dependerá del porcentaje de dilución (30% para arco manual).

Figura 2. 27. Diagrama de Schaeffler



82

Figura 2. 28. El diagrama de Schaeffler 1949, nos muestra una descripción

cuantitativa sobre todo en el contenido de ferrita. Fuente: D.L Olson.

El diagrama de Schaeffler muestra claramente el dominio de las fases Ferrítica,

Martensítica y Austenítica propias de los Aceros Inoxidables cuando son enfriados a

las velocidades de soldadura.

Además, en distintos colores, muestra las zonas de fragilizacion en frío debido a la

presencia de Martensita (Rojo), la zona de Fragilidad en caliente originada por la

presencia de Austenita (verde), la zona de Fragilidad por presencia de fase Sigma

(Azul) y la zona de Crecimiento de grano Ferrítico.

Cuando es necesario soldar aceros inoxidables, dos son las condiciones necesarias:

1). Que la composición química de la soldadura sea similar a la del material base

con el objeto de resistir a la corrosión.

2). Que la estructura tenga las características mecánicas apropiadas.

La condición segunda depende de en qué punto del diagrama se ubique el metal de

soldadura que es una mezcla de los materiales base que no olvidemos pueden ser

distintos (soldaduras disímiles) y del material de aporte.



83

Para la determinación de este punto se procede de la siguiente manera:

Se determinan el equivalente en Cr y el equivalente en Ni a partir de la

composición química y los coeficientes de equivalencia de la tabla XX para

cada uno de los materiales base y se los posiciona en el diagrama. Por

ejemplo puntos 1 y 2 si vamos a soldar un acero Martensitico (1) con un

Austenítico (2).

Estos dos puntos se unen con una recta, y si los dos materiales base

participan en la misma proporción (igual espesor, igual bisel y arco

simétricamente orientado) el punto medio de la recta representará a la mezcla

de los dos materiales base. Punto 3.

Ahora bien, si tenemos en cuenta el agregado del material de aporte, este

también tendrá asociado un punto del diagrama. Punto 4.

Si unimos el punto medio de la recta (Punto 3) de los materiales base con el

punto que representa el material de aporte (Punto 4) podemos suponer sin

equivocarnos que el punto representativo de la mezcla final de los tres

materiales deberá estar sobre esta recta, más lejos o más cerca del material

de aporte en función de la proporción de material de aporte con respecto al

material base fundido que le entreguemos, lo que a su vez es función del

proceso de soldadura y sus pará metros (intensidad de corriente, longitud de

arco, etc.).

En general, para un proceso de soldadura con electrodo revestido (SMAW) se

acostumbra a dividir esta última recta en 10 partes y posicionar el punto final para un

80% de material de aporte y un 20% de materiales base. (Punto 5).

Las propiedades mecánicas del metal de soldadura dependerán de la posición

dentro del diagrama de Schaeffler del Punto 5. Este punto deberá evitar cualquiera

de las cuatro zonas coloreadas, como se observa del diagrama de Schaeffler. En

realidad la zona del mismo con estructuras tenaces es relativamente pequeña, pero

si deseamos un metal de soldadura tenaz debemos elegir cuidadosamente al



84

material de aporte para que balanceado con los materiales base se sitúe

indefectiblemente en dicha zona.

La zona más apreciada como ya vimos anteriormente es la de Austenita con entre

un 5% y un 10% de Ferrita.

Mediante el uso de este diagrama de fases, los fabricantes de materiales de aporte

para soldadura balancean los elementos de aleación para, con los materiales base

del mercado, producir depósitos Austeníticos con contenidos de Ferrita de entre 5 y

10 %.

En el eje vertical, llamado Equivalente en Níquel están los elementos de aleación

Gammagenos, carbono, níquel y manganeso. Ya que su influencia no es igual están

afectados por un factor.

En el eje horizontal se muestra el Equivalente en Cromo donde están los elementos

Alfágenos Cromo, molibdeno, Silicio y Niobio (llamado Columbio en EEUU) cada uno

con el factor correspondiente.

Cromo equivalente: %Cr + %Mo + 1,5x % Si + 0,5x % Nb

Níquel Equivalente: % Ni + 30x % C** + 0,5x % Mn



85

CAPITULO III

METODOLOGÍA EXPERIMENTAL

3.1. Introducción

En la fabricación de productos y componentes los fabricantes emplean la soldadura

como el principal método de unión. Sin embargo, los diseñadores deben reconocer

que cualquier material, incluido los aceros austeníticos, al estar expuestos al calor,

durante la soldadura, sufre ciertos cambios microestructurales. Estos cambios

afectan su microestructura y, por lo tanto, sus propiedades mecánicas.

En la parte experimental de esta tesis, se determinará metalográficamente los

cambios en la microestructura provocados por la soldadura del acero inoxidable

austenítico 310 (HK40).

El estudio se realizó sobre varias probetas soldadas del acero, estas probetas se

fabricaron mediante la unión de dos planchas a bisel soldadas con el proceso de

MIG y un microalambre similar al metal base.

Posteriormente, las probetas fueron preparadas metalográficamente con la finalidad

de revelar su microestructura. Los agentes químicos empleados en el ataque

variaron de acuerdo a la microestructura que se deseaba revelar (austenita, ferrita

delta, forma de grano, carburos). Después de esta preparación, se procedió a

determinar metalográficamente los cambios microestructurales más representativas

de las probetas ACI 310 para luego comparar, las zonas a evaluar fueron: Metal

base, zona de fusión, zona afectada térmicamente.

También, se realizaron ensayos de tensión, así como también ensayos de

microdureza en las zonas donde se presentaron cambios microestructurales,

especialmente en la zona afectada térmicamente.



86

3.2. Características de los materiales.

3.2.1. Metal base.

Se empleó un acero austenítico 310 conocido también como HK40, con las

siguientes características:

Material: Metal base.

Forma del producto: Tubo de acero inoxidable fabricado por fundición

Espesor: 1 pulgada.

Diámetro exterior: 4 pulgadas

Se cortaron muestras del tubo de acero y se les maquinó para dejarlas planas, se

les hizo un bisel con una fresadora a un ángulo de 60°, esto es, a cada una de las

muestras, de tal forma que cuando se encuentren de frente formen un doble bisel en

forma de “V” en el cual será aplicada la soldadura MIG. Figura 3.1.

Figura 3.1. Muestra de un tubo de acero HK-40 fundido

Los aceros inoxidables se caracterizan por su tenacidad, alta resistencia al calor y

resistencia a la corrosión, además de ser un acero más fácil de soldar del grupo de

los inoxidables. En cuanto a sus características específicas, el 310 es la primera

opción para una buena resistencia a la corrosión por ser la aleación base de los

aceros de la serie 300.



87

La muestra utilizada del acero HK40, es una tubería de acero fundido, utilizado para

el transporte de hidrocarburos, el cual se clasifica como un acero inoxidable de alta

temperatura por su contenido de cromo y níquel como elementos principales de

aleación y cuya composición química se muestra en la tabla 3.1:

Tabla 3.1. Composición Química del acero HK40

ELEMENTO

C

Mn

Si

Mo

Cr

Ni

P

S

% 0.41 1.05 1.21 0.048 25 20.5 0.02 0.1

El material que se emplea para la investigación es el estudio de la aplicación de una

soldadura a un acero HK40 fundido por medio de un proceso de soldadura MIG, en

la cual posiblemente podría tener cambios estructurales y de resistencia, en la cual

pueden precipitarse carburos de cromo por el efecto del calor, y de igual manera una

mala unión de este acero, debido a la mala aplicación de la soldadura y mala

selección de amperaje y el microalambre (electrodo) o el gas utilizado no adecuado.

De la Figura 3.1, se cortaron cuatro piezas del tubo, con dimensiones de

aproximadamente 35 mm x 15 mm, las cuales fueron maquinadas con una fresa

vertical, y se le maquino un bisel en forma de “V”, con un ángulo de 60º, esto es a

cada una de las muestras, cuando se encuentren de frente formen un doble bisel en

forma de “V” en el cual será aplicada la soldadura MIG, Figura 3.2.

Figura 3.2. Junta en "V" para chapas y placas



88

3.2.2. Aplicación de la soldadura MIG.

3.2.2.1. Metal de aporte.

En la fabricación de las probetas soldadas se emplearon electrodos de acero

inoxidable revestidos para cada acero austenítico. Para el metal de aporte

seleccionado, como regla general, se decidió por uno que tenga una composición

similar.

En la tabla 3.2, se especifica la composición química del microalambre (AWS 5.18

ER 70S-6) utilizado en el proceso de soldadura MIG, que fue proporcionado por el

fabricante.

Tabla 3.2. Composición química del microalambre

ELEMENTO

Si

Mg Cr Mo Cu Ni Cd

% 0.80 1.40 0.15 0.15 0.50 0.15 0.6

A continuación se mostrarán algunas de las características mecánicas del

microalambre que se utilizó en esta investigación para el llenado del bisel, Tabla 3.3.

Tabla 3.3. Características de microalambres

Medidas disponibles Amperaje

recomendado

Resistencia a

la tensión

Elongación en 2

pulg (%)

2.4 x 305 mm (3/32 x 12”)

3.2 x 356 mm (1/8” x 14”)

60 – 85

80 - 105

550MPa

80,000 psi

30



89

3.2.2.2. Parámetros de operación.

El depósito de la soldadura MIG, se realizó con las siguientes condiciones de

trabajo:

Diámetro de microalambre 0.08 pulg

Intensidad (I) 170Amp.

Mezcla del gas 80%CO2 + 20%Argón

Presión del gas 140 kg/cm2

3.3. Equipos utilizados

El equipo de soldadura utilizado está compuesto por la máquina que suministra la

corriente de soldadura. Para este estudio se utilizó una máquina de corriente

continua, marca Miller, se empleó corriente continua y polaridad inversa, nunca

corriente alterna, con las siguientes especificaciones: 220-380; KW. 10.5; Amp. 330-

50%. Esta especificación da a conocer el rango de intensidad de corriente de la

máquina, así como su ciclo de trabajo, el cual está en función del amperaje utilizado.

Además, se utilizó una antorcha con gas protector, una mordaza de masa, guantes y

careta para protección del soldador.

El tipo de corriente eléctrica, para la soldadura MIG siempre habrá que emplear la

corriente continua. No se recomienda emplear la polaridad directa, debido a que

origina un arco estable que favorece el rechazo de la gota fundida.

Las fuentes de corrientes que se empleen deben presentar una característica

estática ligeramente descendente. En estos equipos el voltaje (V) que se establece

en el arco es prácticamente constante, gracias al proceso de autorregulación que

van equipados. Esto supone que la velocidad de alimentación del hilo, que es un

parámetro a regular, será proporcional a la intensidad de corriente que se precisa

para fundirlo, de manera que la distancia electrodo pieza se mantenga constante y

así también el voltaje aplicado. En la siguiente figura 3.3, se muestra un esquema de

la soldadura MIG.



90

Figura 3.3. Partes principales del proceso de soldadura MIG

La figura 3.4, muestra la aplicación de la soldadura a las muestras preparadas con

bisel del acero inoxidable 310.

1). Caudalímetro

2). Antorcha o pistola de soldadura

3). Regulador de presión

4). Cilindro de gas protector

5). Manguera de suministro de gas

6). Electrodo (hilo)

7). Fuente de energía

8). Amperímetro: nos permite medir

la intensidad de la corriente

9). Voltímetro: la escala es

graduada en voltios

10). Cable de potencia

11). Cable de retorno

12). Pinza de masa

13). Alimentador del alambre

consumible



91

Figura 3.4. Aplicación de soldadura MIG

Después de ser soldadas las muestras, fueron maquinadas con una fresadora

vertical mostrada en la Figura 3.5, fueron preparadas las muestras en probetas de

tensión según la norma ASTM-A 370, para la realización del ensayo de tensión,

después de ser soldadas, Figura 3.6.

Figura 3.5. Maquina fresadora recta



92

50.8 mm

28.5 28.5

Mm mm

43.0 mm

Figura 3.6. Probetas de tensión después del proceso de soldadura

3.4. Ensayos realizados a las probetas soldadas

3.4.1. Ensayo de tensión.

El ensayo de tensión se utiliza para evaluar varias propiedades mecánicas de los

materiales que son importantes en el diseño, dentro de las cuales se destaca la

resistencia, en particular, de metales y aleaciones. En este ensayo la muestra se

deforma usualmente hasta la fractura incrementando gradualmente una tensión que

se aplica uniaxialmente a lo largo del eje longitudinal de la muestra. Las muestras

normalmente tienen sección transversal circular, aunque también se usan

especímenes rectangulares, Figura 3.6.

Figura 3.7. Ensayo tensión – deformación

1.29 mm



93

Durante la tensión, la deformación se concentra en la región central más estrecha, la

cual tiene una sección transversal uniforme a lo largo de su longitud. La muestra se

sostiene por sus extremos en la máquina por medio de soportes o mordazas que a

su vez someten la muestra a tensión a una velocidad constante. La máquina al

mismo tiempo mide la carga aplicada instantáneamente y la elongación resultante

(usando un extensómetro).

Un ensayo de tensión normalmente dura pocos minutos y es un ensayo destructivo,

ya que la muestra es deformada permanentemente y usualmente fracturada.

3.4.2. Ensayo metalográfico

Se tomaron muestras transversales de las probetas soldadas. Posteriormente,

fueron preparadas mediante desbastes por medio de lijas de distinto tamaño número

100, 220, 320, 400, 600 y 1000. Posteriormente se pulieron con alúmina de 1.0

micras y 0.5 micras. Las muestras preparadas fueron atacadas por un reactivo

determinado dependiendo de la fase a revelar.

Aunque los aceros austeníticos son razonablemente fáciles de pulir, el ataque de la

microestructura es un paso un poco complejo. Debido a la resistencia a la corrosión

de los aceros inoxidables, generalmente se utilizan soluciones base sulfúrica, nítrica

o clorhídrica. Además de la complejidad de la microestructura de esta aleación, se

debe tener especial cuidado en la selección del reactivo atacante y sobre todo del

tiempo adecuado para atacar la fase que se desea revelar.

Terminado el ataque de las superficies, se procedió a observarlas en el microscopio

con la finalidad de reconocer las fases presentes.

En la tabla 3.4 se presentan los reactivos utilizados, para revelar las distintas

microestructuras, así como sus características y condiciones de uso recomendados.



94

Tabla 3.4. Reactivos utilizados para revelar la microestructura. Fuente: ASM

AGENTE

FÓRMULA

CARACTERÍSTICAS Y

CONDICIONES DE USO

FASE REVELADA

Murakami

10 g K3Fe(CN)6 10 g KOH

100 ml H2O.

A temperatura ambiente, en 60 segundos revela carburos. No ataca fase

austenítica

Carburos

Villela

1 g de ácido pícrico 5 ml HCl

100 ml de etanol

A temperatura ambiente, en 1 min. delinea fases secundarias (carburos,

ferrita delta).

Carburos, delinea

ferrita delta.

Ataque

electrolítico

10 g de ácido oxálico y 100 ml H2O

Ataque electrolítico, 6V. DC, 25 mm. Distancia

desde el electrodo. Electrodo de platino.15-30

s. carburos, 45-60 s. Delinea los granos

Carburos, límites de granos.

Gliceregia

10 ml HNO3

10ml ácido acético 15 ml HCL

2 gotas de glicerina

Revela los límites de grano. Delinea fases

secundarias. 45 s. delinea ferrita delta y color oscuro

en 1 -1.5 min.

Límites de grano y ferrita delta.

3.4.3. Ensayo de dureza.

El ensayo de dureza mide la resistencia de la superficie de un material a la

penetración de un objeto duro. Dureza es un término que no se define con precisión.

Dependiendo del contexto, puede representar resistencia al rayado o a la

penetración y una cualitativa de la resistencia del material.

La dureza de un material es importante para el ingeniero, de muy diversas formas;

además es fácilmente medible y a menudo se encuentra relacionada con la

resistencia mecánica del material.



95

3.4.3.1. Dureza Vickers

El ensayo por el método Vickers se deriva directamente del ensayo Brinell y fue

introducido en 1925, empleándose actualmente mucho sobre todo en los

laboratorios y en particular para piezas delgadas y templadas con espesores

mínimos hasta de 0.2 mm., Figura 3.7.

Figura 3.8. Representación esquemática de la huella y punta piramidal Vickers.

En el método Vickers se utiliza como cuerpo penetrante una punta piramidal de base

cuadrada y ángulo en el vértice, entre caras, de 136°, con presión obligada de 20

segundos. Este ángulo se eligió para que la bola de Brinell queda circunscrita al

cono de borde de las huellas; cuyo diámetro, como se sabe, se procura que sea

aproximadamente igual a 0.375 D.

La determinación de la dureza Vickers se hace en función de la diagonal de la huella

o, más exactamente, a la medida de las dos diagonales medidas con un microscopio

en milésimas de centímetro.

Si P es la carga aplicada, y S la superficie de la huella, la dureza Vickers será:

S

PH



96

Y la superficie S será = 4 x área de una cara

OCb

S 2

4

Pero:

)68(2)68( sen

b

sen

OCOC

Por lo tanto:

)68(24

2

sen

bbS

Como:

d2 = b2 + b2 = 2b2, será b2 = 1/2 d2; (d es la diagonal)

Queda:

1854)68(2

2

b

senS d

Obteniendo finalmente:

d

PHV

21854

Se utilizan cargas de 1 a 120 Kg. siendo las más frecuentemente empleadas las de

1, 2, 3, 5, 10, 20, 30, 50, 100 Kg. La más utilizada es la 30 Kg. Respecto al tiempo

que se ha de mantener la carga, oscila entre diez y treinta segundos, siendo el más

empleado 15 segundos. La dureza se expresa por las letras HV, seguidas de dos

cifras, una para la carga y otra para el tiempo. Por ejemplo si la carga ha sido de 30

Kg durante 15 segundos.



97

CAPÍTULO IV

ANÁLISIS Y DISCUSIÓN DE LOS RESULTADOS

4.1. Material.

Microestructura:

El acero inoxidable austenítico AISI 310, en estado de suministro presenta una

estructura completamente austenítica, tal como se puede apreciar en la figura 4.1.

Además, se aprecia una estructura del tipo equiaxial, así como granos "gemelos"

producto del recocido. También se aprecia inclusiones alargadas de sulfuro en la

dirección de laminado.

Figura 4.1 Microestructura del acero 310 original a 100X.



98

4.2. Cambios microestructurales observados.

De acuerdo a la preparación metalográfica y su posterior evaluación se

seleccionaron las metalografías más representativas, con la finalidad de apreciar los

cambios más relevantes en la microestructura. Las probetas soldadas, no

presentaron mayores modificaciones en su microestructura, ni mostraron mayor

susceptibilidad al ataque del reactivo en la zona afectada térmicamente.

La figura 4.2 muestra claramente dos zonas: el metal base, la zona afectada

térmicamente y la zona de fusión. En esta zona se aprecia la subestructura de

solidificación, la cual se caracteriza por presentar una del tipo dendrítico. Esto es

producto de las características del sobreenfriamiento constitucional y al avance de la

interfaz sólido-líquido en dirección del máximo gradiente de temperatura.

Figura 4.2. Muestra dos zonas diferentes, el metal base, la zona afectada

térmicamente y la zona de fusión. Observándose una estructura de cristales de

ferrita100X.



99

Figura 4.3. Se observa una estructura del tipo dendrítica en la zona de fusión. 100X

De acuerdo a la morfología observada en la zona de fusión, la microestructura

presenta un modo de solidificación del tipo austenítico-ferrítico. En la figura 4.4 se

aprecia una matriz ferrítica, rodeando a células dendríticas. El núcleo de las

dendritas está formado por fase austenita; mientras que alrededor se encuentra

ferrita (última fase en solidificar) del tipo interendrítico o intercelular. (Shankar,

2003)17.

Al comparar este modo de solidificación con el anticipado por la composición

química, se observa un modo de solidificación distinto. Varios investigadores

(Lamboiev, Katayama, Matsunawa, 2003) han reconocido que un incremento en la

taza de enfriamiento, además de la velocidad de pase en la soldadura, afectan el

modo de solidificación. Esto favorece a la austenita como la primera fase en

solidificar.



100

Al analizar la figura 4.4, el metal de aporte especificado para el acero 304, electrodo

E308L, para tasas de enfriamiento lentas, según su composición, solidifica en el

modo ferrítico primario (FA) y se transforma en estado sólido a austenita durante el

enfriamiento. También se observa que para temperaturas menores a los 1100°C,

finaliza la transformación en estado sólido ferrita a austenita.

Figura 4.4. La micrografía se observa cristales de ferrita.

4.3 Evaluación de los cambios microestructurales por medio de medidas de

microdureza.

Se realizaron medidas de microdureza desde le metal base hasta la zona de fusión,

para las probetas evaluadas. Asimismo, también se realizaron medidas de

microdureza en la zona donde se observó la precipitación de carburos

intergranulares.



101

Para la determinación de la dureza se realizó al acero original y posteriormente a la

soldadura aplicada al acero con una separación de 0.005 mm una de otra

comenzando en la zona de fusión (material de aporte para cruzar el ZAC y

finalmente al metal base), Figura 4.5. La tabla 4.4, muestra las durezas obtenidas

del metal base y de la soldadura aplicada al acero HK40.

Figura 4.5. Toma de dureza en la probeta

La tabla 4.1, muestra las medidas de microdureza desde el metal base hasta la zona

de fusión, así como la gráfica mostrada en figura 4.6.

SOLDADURA APLICADA



102

Tabla 4.1. Valores de microdureza desde del metal base a la zona de fusión

Distancia (mm) 0 0.5 1 1.5 2 2.5 3 3.5 4 4.5 5

(1)Dureza (HV) 198 198 197 200 200 198 197 198 200 200 198

(2) Dureza (HV) 205 208 227 228 246 260 262 228 285 264 200

(3) Dureza (HV) 204 208 226 227 226 258 260 226 279 260 210

(1) Dureza del acero original

(2 y 3) Dureza de probetas soldadas

Figura 4.6. Variación de microdureza desde el metal base hasta la unión soldada.



103

4.4. Evaluación del ensayo de tensión.

Los ensayos para determinar las propiedades de resistencia a la tensión se

realizaron en una máquina universal marca Instron, Modelo 8502, con capacidad 10

toneladas, mediante los cuales se obtuvieron los siguientes resultados, presentados

en la tabla 4.5.

Tabla 4.2. Resultados obtenidos de los ensayos de tensión.

Probeta

Carga

máxima

(lb)

Resistencia

a la tensión

(lb/pulg2)

Límite de

cedencia

(lb/pulg2)

Límite

elástico

(lb/pulg2)

Original 22,220 133,387 8,800 52,695

1 12,350 75,056 6,000 36,474

2 10,980 77,305 5,400 38,028

4.5 Discusión de resultados.

Las durezas del material original antes de ser soldados, su dureza prácticamente se

mantiene en el mismo rango 198HV a 200HV. Se observa que la microdureza oscila

entre los 205HV hasta los 264HV en las muestras que fueron soldadas. La dureza

se incrementa progresivamente en la zona afectada térmicamente hasta alcanzar un

valor máximo de 285HV y en la línea de fusión hasta 264 HV, para después

disminuir hasta los 211 HV, en la zona de fusión.

De las micrografías obtenidas se puede deducir que, debido al fenómeno de la

aplicación de la soldadura, se tiene una estructura de cristales de ferrita, además en

el metal base, la zona afectada térmicamente y la zona de fusión se aprecia la

subestructura de solidificación, la cual se caracteriza por presentar una del tipo

dendrítico. Esto es producto de las características del sobreenfriamiento

constitucional y al avance de la interfaz sólido-líquido en dirección del máximo

gradiente de temperatura.



104

Cuando se selecciona un Acero Inoxidable deben preverse exactamente las

condiciones de servicio, cualquier pequeña variación por insignificante que parezca

(tanto cuantitativamente como cualitativamente) puede producir fracasos, a veces

espectaculares al ser unidos por soldadura.

Otra condición es conocer la composición del cordón resultante la cual es de gran

importancia, esta información se obtiene del diagrama Schaeffler; con el correcto

uso de esta herramienta sabremos si un tipo de aporte es o no adecuado para soldar

las piezas en cuestión, la elección de aporte al azar es de alto riesgo, pues si esta

elección es incorrecta, podemos generar grandes problemas en la pieza durante y

después del soldeo, podemos ocasionar en la pieza fisuración en caliente.

Con respecto a la pruebas de tensión que se realizaron, su resistencia a la tensión

de las probetas que fueron soldadas, estas disminuyen, ya que por el

sobrecalentamiento que sufrieron en la zona del ZAC, en donde esta sufren sus

fracturas.

4.6. CONCLUSIONES

Podemos concluir lo siguiente:

Se resalta el hecho que el modo de solidificación depende de la composición para

velocidades de enfriamiento lentas; sin embargo, dicho modo puede cambiar de

ferrítico primario a austenítico primario debido principalmente a un incremento en la

velocidad de enfriamiento, además de un incremento en la velocidad de pase de

soldadura. El modo de solidificación en los aceros austeníticos es de gran

importancia, debido a que afecta la susceptibilidad de los aceros austeníticos al

agrietamiento en caliente.

La cantidad de ferrita tiene influencia sobre las propiedades de un acero austenítico.

Entre ellas se pueden mencionar: la resistencia al agrietamiento en caliente,

corrosión, tenacidad, estabilidad térmica de la fase, etc. Por lo tanto, es esencial

para las aplicaciones, que el contenido de ferrita se mantenga dentro de los límites

recomendados, haciéndose necesario verificar el contenido óptimo de ferrita

después de la soldadura.



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REFERENCIAS

[1]. INDURA S.A; “Sistemas de materiales de soldadura”; pp. 132 paginas, Chile

1998.

[2]. DOYLE Lawrence E.; “Procesos y materiales de manufactura para ingenieros”,

tercera edición, Editorial Prentice Hall, México, 1998.

[3]. “Electro manufacturas, S.A.” Colombia 1999.

[4]. Constancio Figueroa Ruano; “Aceros y aleaciones propiedades, aplicaciones y

soldabilidad”; 1ª. Editorial Gráfica turriles S.A. de C.V. pp. 130,1984

[5]. Welding Handbook, “Fundamentos de la Soldadura American Welding Society

Charlotte Weisman”, editor Miami, Florida 33125.

[6]. The procedure handbook of arc welding Lincoln electric, co. Cleveland, Ohio

44117 junio 1973.).

[7]. ASM, “Metals handbook Desk-edition”, David & Associates, 1994, pp. 30.1-30.10.

[8]. Vitek, David, Babu, “Welding: Solidification and Microstructure”, 2003

http://www.tms.org/pubs/journals/JOM/0306/David-0306.html

[9]. Sydney H. Avner; “Introducción a la Metalurgia Física”, Segunda edición,

Editorial McGraw-Hill, México 1966.

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