CARACTERIZACIÓN DEL COMPORTAMIENTO TERMOMECÁNICO DE ALEACIONES SOLDADAS 6082-T6 A. Muñoz 1, J.L. Mier 1, P. Torres 2, M. Toledano 2 1 Departamento de Ingeniería Industrial II, E.P.S. de Ferrol. Universidade da Coruña, A Coruña 2 Área de Ciencia e Ingeniería de Materiales, E.T.S.I. Caminos, Canales y Puertos. Universidade da Coruña Campus de Elviña s/n, 15071 Coruña. E-mail: mar.toledano@udc.es RESUMEN El auge del empleo de aleaciones de aluminio bonificable del tipo aluminio-magnesio-silicio (6082) en el ámbito de la ingeniería se debe principalmente a su alta resistencia específica, su buen comportamiento frente a la corrosión y su soldadura que, debido a los avances técnicos, se realiza cada vez con mejores resultados. Ahora bien, las soldaduras de aluminio resultan muy difíciles y los cambios microestructurales que se producen en la ZAC pueden modificar de manera significativa las propiedades mecánicas del material, destacando la microdureza y la resistencia a fatiga. Cuando además, las estructuras en las que se usan estos materiales están sometidos a ambientes agresivos, la incertidumbre en la respuesta de la aleación, es todavía mayor. En este contexto, el grupo firmante de este trabajo ha comenzado un proyecto de investigación en el que se pretende alcanzar un mayor conocimiento sobre las tranformaciones metalúgicas que tienen lugar en este tipo de aleaciones Al-Mg-Si soldables y asociarlas con la respuesta del material soldado (por prodimiento TIG) cuando se somete a condiciones de fatiga y corrosión. Los resultados que se presentan en este artículo son los datos preliminares obtenidos en la caracterización mecánica a tracción y fatiga de la aleación de referencia, así como los datos de microdureza de la ZAC transcurridos uno, seis y diez meses después de realizada la soldadura y de las trasformaciones metalúrgicas ocurridas en la ZAC tras un periodo de estabilización de seis meses. ABSTRACT The use of hardening and tempering aluminium alloy of aluminium-magnesium-silicon type (6082) in the field of engineering is mainly due to their high specific strength, good corrosion behaviour and welding, due to advances, is performed each time with better results. Now, the aluminium welds are very difficult and the microstructural changes that occur in the HAZ can significantly modify the mechanical properties of the material, highlighting the hardness and resistance to fatigue. As well, when the structures that use these materials are subjected to aggressive environments, uncertainty in the response of the alloy, is even greater. In this context, the aim of researchers is to achieve a greater knowledge of metal transformations taking place in this type of solder alloys Al-Mg-Si and connect the response of the material welded by TIG when subjected to conditions of fatigue and corrosion. The results presented in this article are the preliminary data on the mechanical behaviour in tension and fatigue of the reference material, and the data of microhardness of the HAZ after one, six and ten months after welding and metallurgical transformations occurring in the HAZ after a stabilization period of six months. PALABRAS CLAVE: fatiga, aluminio, soldadura. 1. INTRODUCCIÓN Las aleaciones de Al-Mg-Si para forja (serie 6000) se pueden tratar térmicamente mediante el proceso denominado envejecimiento en el cual tiene lugar la precipitación de zonas de Guinier Preston (GP) y fases coherentes ( y ) con la matriz. La aparición de estas fases lleva consigo un aumento de la dureza y resistencia mecánica de estas aleaciones. Sin embargo, la transformación de estos precipitados en fases incoherentes ( ) da lugar al fenómeno denominado sobreenvejecimiento [1], en el cual se tiene un deterioro de las propiedades mecánicas. La secuencia total de precipitación a partir de una matriz saturada hasta conseguir el equilibrio termodinámico sería la siguiente [2,3]: (sss) zonas GP (1) 767
Las soldaduras de aluminio resultan muy difíciles, normalmente las características mecánicas del aluminio se deben al estado de acritud y al tratamiento térmico de las mismas. Estas características pueden verse afectadas de forma importante aunque solo sea localmente por el calor aportado en el proceso de soldeo. En los procesos de soldadura se somete a la aleación a un ciclo térmico de calentamiento y enfriamiento que altera su microestructura. A la zona del material base donde sucede esto se la denomina zona afectada por el calor (ZAC). La parte del material adyacente al cordón de soldadura se ve sometida a temperaturas cercanas al punto de fusión del material que lleva consigo la solubilización de los precipitados que se hayan obtenido según la secuencia (1). Dependiendo de la velocidad de enfriamiento posterior se puede obtener una solución sólida saturada (sss) si es alta o, si es lenta, la precipitación de las fases descritas, factores que influirán de manera decisiva en las propiedades termomecánicas. En las aleaciones tratables térmicamente, como las Al-Mg-Si, el empleo de la calorimetría diferencial de barrido (DSC) se ha aplicado en el estudio de las transformaciones en estado sólido en la zona afectada por el calor de la soldadura [4,5], estudiando en dicha zona fenómenos como el aumento de tamaño de los precipitados [6], el sobreevejecimiento y la solubilización de precipitados preexistentes a la soldadura, el pre-envejecimiento de la aleación posterior a la soldadura en determinadas zonas y la influencia del choque térmico, así como el uso de microaleantes en la formación de precipitados. Todos estos cambios que tienen lugar en la microestructura debido al proceso de la soldadura estarán asociados con cambios en las propiedades mecánicas [7-10]. Dentro de esta área, el cambio en la respuesta a fatiga es un factor de especial importancia en las aleaciones de aluminio de alto valor añadido, empleadas en la fabricación de componentes en plataformas offshore, donde además de condiciones de solicitación cíclica están sometidos a procesos de corrosión. Hasta la fecha se han realizado muchos trabajos sobre cómo las trasformaciones térmicas del material base pueden afectar al comportamiento mecánico de la unión soldada en las aleaciones de aluminio a temperatura ambiente, y comparando diversos tipos de soldadura [11,12], pero hasta el momento, no existen datos concluyentes sobre el comportamiento mecánico en corrosión-fatiga y su relación con las transformaciones microestructurales asociados a la soldadura. Dentro de este contexto, el trabajo que se presenta en este artículo corresponde a la primera fase de un proyecto más ambicioso, en el que se pretende responder a las necesidades de una industria cada vez más grande en la que los materiales de alta resistencia, que han sido soldados pueden estar sometidos a solicitaciones de tipo dinámico, además de trabajar en ambientes agresivos. El programa de ensayos que se ha establecido en relación con los ensayos de fatiga está dividido en cuatro categorías: A1- Probetas soldadas corroídas y envejecidas durante 6 meses. A2- Probetas soldadas sin corroer y envejecidas durante 6 meses. A3- Probetas sin soldar corroídas. A4- Probetas sin soldar y sin corroer. De los resultados de este proyecto se podrá evaluar cómo influyen los cambios microestructurales y el ambiente agresivo en el rendimiento de la aleación de aluminio AA6082-T6, con el fin de optimizar el empleo de estas aleaciones soldadas. 2. MATERIALES La aleación de aluminio 6082 es una aleación de alta resistencia, la más alta de las aleaciones de la serie 6000, y que se utiliza principalmente en la construcción de maquinaria industrial, armamento, blindaje e ingeniería en general debido a su alta resistencia. 2.1. Composición química En la Tabla 1 se describe la composición nominal del material. Tabla 1. Composición de la aleación de aluminio Al Si Mg Mn Fe 6082 bal 0.7-1.3 0.6-1.2 0.4-1.0 0.5 2.2. Características físicas y mecánicas La aleación 6082 es la más común de las aleaciones de aluminio tratables térmicamente. Es una aleación usada generalmente en la condición de totalmente tratada en caliente, esto es, 6082-T6, y empleada tanto en estructuras soldada como no soldadas. Entre sus principales características destaca unas buenas propiedades físicas junto a una buena resistencia a la corrosión. Aunque según se comentó en la introducción uno de los principales problemas que existe en el diseño de estructuras con este tipo de material es la pérdida de resistencia en las uniones soldadas en la zona afectada por el calor. 3. PROCEDIMIENTO EXPERIMENTAL 3.1 Evaluación de la resistencia a tracción y fatiga Los ensayos orientados a evaluar la respuesta a tracción y fatiga fueron realizados en el laboratorio de Ciencia de Materiales de la E.T.S.I de Caminos de la Universidade da Coruña (UDC). Este laboratorio obtuvo en el 2010 la certificación de AENOR para su Sistema de Gestión conforme a los requisitos de la Noma UNE- 768
EN ISO 9001:2008, para las actividades de Ensayos de tracción, compresión, flexión y fatiga de materiales sólidos. El equipo utilizado tanto en tracción como en fatiga es una máquina de ensayos servohidráulica de la marca Instron actualizada con un controlador de torre Fast Track de la serie 8800. El programa empleado para el diseño de los ensayos es el software WaveMaker. La célula de carga de 100 kn utilizada tanto en los ensayos de tracción como en los de fatiga está calibrada por patrones con trazabilidad a un laboratorio acreditado por la entidad UKAS del Reino Unido. Como resultado de estas calibraciones se determinó que la incertidumbre relativa del sistema de fuerza en todo el intervalo de medida es del 0.22%. Los ensayos de tracción se realizaron siguiendo las indicaciones de la noma ASTM E8M-92 a temperatura ambiente y con una velocidad de desplazamiento del actuador de posición de 1mm/min. Para determinar la resistencia a tracción y límite elástico del material de referencia se realizaron dos ensayos de tracción y se calculó el valor medio de los resultados obtenidos. Los ensayos de fatiga se realizaron en condiciones de solicitación axial, aplicando una carga senoidal a la frecuencia de 15Hz y con relación de cargas (R) de 0.1. La geometría de las probetas fue la misma que las utilizadas en el ensayo de tracción, según indicaciones de la norma ASTM. 3.2 Metodología empleada en las soldaduras Para la preparación de los cupones soldados se siguió el procedimiento descrito en al norma UNE-EN 1320. El material de partida son planchas de 1000 x 1000 x 2mm de la aleación de aluminio 6082-T6. Esta plancha fue dividida en cupones rectangulares de 300 x 150 x 2mm Estos cupones se soldaron a tope por arco, bajo atmósfera inerte y mediante el procedimiento TIG. Las condiciones utilizadas en el proceso de la soldadura se indican a continuación. Soldadura por las dos caras Diámetro del electrodo: 2.4 mm Intensidad: 30 a 160 A Voltaje: de 10 a 40 V Velocidad de soldadura: de 10 a 20 cm/min. Material de aporte: R5356 A partir de estos cupones se han mecanizado las probetas utilizadas en los ensayos de fatiga y también se han obtenido las muestras para los ensayos de DSC y microdureza. En el mecanizado de las probetas se descartaron 25mm de los bordes perpendiculares al cordón de soldadura. La medida de la microdureza y DSC se realizó en los laboratorios de la Escuela Politécnica Superior de Industriales y Navales de Ferrol de la UDC. 3.3 Evaluación de la microdureza Para la medida de microdurezas Vickers se utilizó un microdurómetro Akashi modelo MVK-H-10 con cargas de 300 y 500g. Las medidas se hicieron sobre las probetas soldadas a periodos determinados con objeto de evaluar el tiempo de estabilización del material, y conocer la evolución de la dureza con el envejecimiento natural de la aleación. Los datos se tomaron a un mes, seis meses y diez meses de efectuada la soldadura. 3.4 Análisis por DSC La calorimetría diferencial de barrido es una técnica de gran interés en la identificación de las reacciones en estado sólido del material, en particular, en el caso que nos ocupa en la caracterización de las transformaciones microestructurales que puedan producirse en la soldadura. El análisis por calorimetría diferencial de barrido se realizó en las probetas soldadas en la zona afectada por el calor (ZAC). Las medidas fueron hechas transcurridos seis meses después de la soldadura. En este proceso se empleó un calorímetro diferencial de barrido (DSC) Q1000 de la marca TA Instruments. La muestra se introdujo en un crisol de aluminio, se encapsuló y se sometió a un calentamiento desde temperatura ambiente hasta 500ºC a una velocidad de calentamiento de 20ºC/min en aire. 5. RESULTADOS 5.1. Respuesta a tracción Los resultados del ensayo de tracción en las probetas de referencia se presentan en la tabla 2. En esta tabla también se indica el valor de la dureza Vickers de la aleación base. Tabla 2. Propiedades mecánicas en tracción y dureza. Aleación σ uts σ ys Alargamiento (MPa) (MPa) 50mm (%) E GPa) Dureza Vickers 6082-T6 316 275 16 71 105 5.2. Respuesta a fatiga Una vez hallado el límite elástico mediante ensayos a tracción para la aleación 6082 en el estado T6 (275MPa), se realizaron una serie de ensayos a fatiga para estimar la vida útil y límite de fatiga. Las cargas máximas aplicadas se fijaron en el 55%, 70%, 80% y 90% del valor del límite elástico, como se 769
muestra en la tabla 3. Para un nivel de carga dado, la finalización del ensayo de fatiga se produce cuando el material rompe o bien cuando se cumple la condición de superar el límite tecnológico de ciclos, que se fijó en 2x10 6 ciclos [13]. Tabla 3. Cargas máximas ensayadas a fatiga. Límite elástico (σ ys) 275 MPa Cargas a ensayar 55% 151 MPa 70% 193 MPa 80% 220 MPa 90% 248 MPa En la figura 1 se han representado los valores experimentales obtenidos en el ensayo de fatiga para los distintos niveles de carga. S (MPa) como base la hipótesis de normalidad en la distribución del límite de fatiga [14]. En la tabla 5 se indican los datos utilizados para el cálculo. Tabla 5. Datos del ensayo de fatiga utilizados para cálcular el límite de fatiga. S (MPa) fallos run outs 136 0 3 174 5 0 198 3 0 223 3 0 La función de probabilidad que se maximiza para conseguir la máxima verosimilitud es: nstresses ri V = [1 F( S, μσ, )] [ F( S, μσ, )] i= 1 i Donde r i es el número de run-outs (probetas supervivientes) al nivel de carga i-ésimo, f i es el número de fallos observados al mismo nivel de carga, μ es la media, que en nuestro caso será el límite, σ es la desviación típica, y F es la probabilidad acumulada de fallo, que se obtiene de la ecuación: i fi FS 1 1 σ 2π 2 μ x σ S 2 (, μσ, ) = exp[ ( ) ] dx Los resultados obtenidos para el límite de fatiga y la desviación típica asociada se muestran en la tabla 6. N( escala log) Figura 1. Curva S-N para la aleación de aluminio 6082-T6. Estos puntos mostrados en la figura 1 han sido ajustados por la ecuación: S = A(log N) m (2) Como resultado del ajuste los valores de las constantes A y m, así como del coeficiente de regresión son los mostrados en la tabla 4. Tabla 4. Coeficientes del ajuste en la curva S-N. A m R 2 934.22 0.132 0.897 En el análisis de la respuesta a fatiga, además de analizar la forma de la curva S-N se ha evaluado el límite de fatiga. El procedimiento empleado ha sido el método estadístico de máxima verosimilitud, que toma Tabla 6. Límite de fatiga y desviación típica para la aleación de aluminio 6082-T6. (Datos en MPa). μ σ 154.42 0.47 5.3. Evolución de la microdureza En el gráfico de microdurezas (figura 2) se puede ver que los valores más altos de durezas, entre 83 y 75 HV, se alcanzan en la zona de la ZAC cuyo espesor es de 2 mm aproximadamente. La dureza del material base no afectado por el calor es menor y disminuye con la distancia al cordón de soldadura alcanzándose un valor mínimo de 56 HV a los 6 mm del cordón después de 6 meses de efectuada la soldadura. 54. Resultados asociados a las medidas del DSC En la figura 3 se puede ver la curva DSC de la ZAC a los seis meses de la soldadura. 770
elástico del 0,2% se ha definido el rango de valores en el que se realizan los ensayos de fatiga. A la vista de estos resultados se considera que es preciso aumentar por encima del 90% del límite elástico los ensayos de fatiga para cubrir con mayor detalle el rango de vida a fatiga asociado a un bajo número de ciclos. Se ha comprobado que con valores de carga máxima en fatiga del 55% del límite elástico la probeta nunca falla, y con valores del orden del 70% todas las probetas rompen. Con el método de máxima verosimilitud se ha evaluado el límite de fatiga, que se sitúa en 154 MPa, aproximadamente el 50% de la resistencia a tracción. Figura 2. Evolución de la microdureza con el tiempo y la distancia al cordón de soldadura. A partir de las medidas de la microdureza, se puede evaluara el ancho de ZAC, con una longitud aproximada de 2 mm y con valores de dureza entre 83 y 75 HV. Además se observa que a los seis meses el material prácticamente se ha estabilizado en términos de dureza, por las pocas variaciones que se producen en la ZAC entre los periodos de 6 y 10 meses. En relación con las medidas realizadas en el DSC, los resultados obtenidos permiten definir perfectamente las transiciones metalográficas que se producen a diferentes temperaturas en la ZAC, poniendo de manifiesto la presencia de una fase incoherente a 457ºC. AGRADECIMIENTOS Los autores desean agradecer a la empresa Navantia el apoyo prestado para el desarrollo de este proyecto de investigación. Figura 3. Curva DSC de la zona afectada térmicamente. En la figura 3 asociada a los resultados obtenidos en el DSC se distingue un primer pico exotérmico aproximadamente a 150ºC que coincide con la temperatura de envejecimiento T6 en el que se suministró el material, y dos máximos exotérmicos solapados entre 240 y 330ºC. Por su parte, a 457ºC se observa otro pico correspondiente a la aparición del precipitado incoherente Mg 2 Si. En el caso de una aleación Al-Mg-Si que se haya sometido a un proceso de solubilización y temple, el termograma presentaría la siguiente secuencia de precipitación: en primer lugar un pico A exotérmico correspondiente a la aparición de las zonas de Guinier-Preston (GP); los siguientes picos exotérmicos, B y C, estarían relacionado con la aparición de las fases y, por este orden, y el último pico exotérmico D correspondería a la aparición de la fase incoherente [15]. 6. CONCLUSIONES Para la aleación de aluminio 6082-T6 se ha evaluado el comportamiento a tracción y a partir del valor del límite REFERENCIAS [1] W.F. Miao and D.E. Laughlin Effects of Cu content and preaging on precipitation characteristics in aluminum alloy 6022. Metallurgical and materials transactions A, Vol. 31-A, pp. 361-371, (2000) [2] Mrowka-Nowotnik, G., Sieniawski, J., Nowotnik, A. Influence of precipitation strengthening process on the mechanical properties of 6082 wrought aluminium alloy Archives of Metallurgy and Materials (2006), 51(1), pp. 33-36. [3] Ravi, C., Wolverton, C. First-principles study of crystal structure and stability of Al-Mg-Si-(Cu) precipitates Acta Materialia (2004), 52(14), pp. 4213-4227. [4] Lefebvre, F.; Wang, S.; Starink, M. J.; Sinclair, I.: Microstructural features of fusion welded 2024- T351 Materials Science Forum (2002), 396-402(Pt. 3, Aluminium Alloys 2002), 1555-1560. 771
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