Inhibición de la formación de compuestos intermetálicos en juntas aluminio-acero soldadas por fricción-agitación

Edwar A. Torres López^a,b,*, Antonio J. Ramirez^a,c

^aLaboratório Nacional de Nanotecnologia (LNNano), Centro Nacional de Pesquisa em Materiais (CNPEM), Campinas, SP 13083-970, Brasil

^bUniversidad de Antioquia (UdeA), Facultad de Ingeniería, Calle 67 53-108, Medellín, Colombia

^cOhio State University (OSU), Department of Materials Science and Engineering, Columbus, OH, USA

*Autor para la correspondencia: eandres.torres@udea.edu.co

1. INTRODUCCIÓNTOP

La reducción de peso en los diferentes sistemas de transporte es una preocupación constante que busca disminuir el consumo de combustible. El empleo de materiales ligeros y tradicionales, como aluminio y acero, hace imprescindible el desarrollo de técnicas que permitan la unión de estos materiales, sin comprometer la integridad estructural de los vehículos. En el caso de la junta en cuestión, las técnicas de soldadura por fusión derivan en la formación de fases deletéreas del tipo Fe_xAl_y (Agudo et al., 2007). En los años 80 existió algún interés en el desarrollo de materiales resistentes a alta temperatura, basados en este tipo de compuestos, pero éste se diluyó debido a su falta de ductilidad (Morris y Muñoz-Morris, 2005). Los compuestos intermetálicos (CIM) resultan particularmente nocivos en sistemas disímiles, pues aumentan la velocidad de crecimiento de las grietas generadas, en parte, por la formación de óxidos generados por el par galvánico entre los metales (Fernández et al., 2000).

Procesos como la soldadura por láser, difusión, ultrasonido y laminación fueron empleados con resultados prometedores (Chen y Kovacevic, 2004), si bien persistía la formación de CIM. Una nueva alternativa se vislumbró con el surgimiento de la Soldadura por Fricción-Agitación (SFA), conocida internacionalmente como Friction Stir Welding (FSW), la cual se basa en la unión de los materiales en estado sólido, evitando los problemas implícitos por la solidificación, reduciendo significativamente el aporte térmico durante la soldadura y permitiendo la unión de metales de baja soldabilidad como aleaciones de aluminio, cobre y juntas disimilares (Uzun et al., 2005; Lee et al., 2006; Coelho et al., 2008).

La SFA produjo resultados inéditos. Autores como Jiang y Kovacevic (2004) y Watanabe et al. (2006) logran la obtención de juntas aluminio-acero a pesar de la formación de una capa de CIM. Por otro lado Fukumoto et al. (2004) estudiaron el efecto del desplazamiento de la herramienta, mientras que Chen (2009) y Chen y Lin (2010) se centraron en el efecto de la velocidad de avance y rotación; ambos consideraron la respuesta mecánica de la junta como criterio de evaluación. Valiéndose de los mismos parámetros de soldadura, Yasui et al. (2004) relacionaron estos parámetros con el flujo de material, la formación de defectos y el espesor de la capa de CIM. Sus observaciones les llevaron a predecir la existencia de parámetros de soldadura tales que fuese posible eliminar la formación de CIM. Estos resultados fueron puestos a prueba por Tanaka et al. (2009) quienes, a pesar de tener resultados diferentes, mostraron que el espesor de la capa de CIM aumenta con el aporte térmico introducido durante la soldadura. Esta hipótesis fue confirmada por Soundararajan y Kovacevic (2006) quienes soldaron chapas de acero AISI 1018 y la aleación de aluminio 6061-T6.

Otro avance en las técnicas de unión por soldadura fue el desarrollo del proceso GMAW (Gas Metal Arc Welding) por transferencia de metal en frío (Cold Metal Transfer), conocido simplemente como GMAW-CMT. Este proceso, que se caracteriza por su bajo aporte térmico y dilución (Pickin et al., 2011), fue concebido para la unión de láminas delgadas o la realización de juntas disímiles (Wang et al., 2008; Talalaeva et al., 2012). Aprovechando las condiciones ofrecidas por esta técnica fueron realizadas uniones disímiles aluminio-acero con resultados sobresalientes en cuanto a apariencia, ausencia de defectos y resistencia mecánica, atribuidos al excelente control de los parámetros de soldadura (Furukawa, 2006; Zhang et al., 2008). Esta técnica permitió la obtención de juntas soldadas con unión metalúrgica y ductilidad adecuada, gracias a la formación de una capa fina y homogénea de CIM, con espesor entre 5 y 10 μm (Zhang et al., 2009; Cao et al., 2013; Lin et al., 2013). Este resultado coincide con la afirmación de algunos autores que sostienen que es necesaria la formación de una capa fina de CIM que garantice la unión metalúrgica de ambos materiales, con un espesor tal que no comprometa substancialmente la ductilidad (Xue, et al., 2010; Zhang et al., 2011).

La controversia aún persiste, siendo el trabajo más reciente sobre el asunto el presentado por Wang et al. (2014) quienes ratifican a los CIM del tipo Fe_xAl_y como los promotores de la fractura frágil en las juntas aluminio-acero; sin embargo, en este trabajo se realizan afirmaciones con base en resultados obtenidos en juntas con CIM con espesor superior a 10 μm y con presencia de discontinuidades en los intermetálicos.

Por tal motivo, en el presente trabajo serán presentados y discutidos los parámetros de soldadura utilizados para la unión de juntas aluminio-acero, que permitieron la obtención de juntas soldadas sin la formación de compuestos intermetálicos.

2. MATERIALES Y MÉTODOSTOP

Fueron soldadas chapas a tope de la aleación de aluminio 6063-T5 con chapas de acero AISI SAE 120, ambas con dimensiones de 500x85x2 mm. La Tabla 1 presenta la composición química de ambos materiales, donde la composición del aluminio fue determinada mediante espectroscopía de emisión por plasma (Inductively Coupled Plasma-Optical Emission Spectroscopy, ICP-OES) mientras que la del acero fue aportada por la empresa productora.

En estos materiales fueron realizadas juntas soldadas de 400 mm de longitud, utilizando una máquina de soldadura por fricción-agitación, marca RM-1 de Transformation Tecnhnologies Inc., con capacidad de fuerza axial de 67 kN, velocidades de avance de 3000 mm min⁻¹ y de rotación de 3000 rpm. Fue empleada una herramienta metálica con matriz cerámica de carburo de tungsteno (WC-14Co), con hombro convexo –no requiere inclinación (tilt angle)– de 25 mm de diámetro y pin cónico con diámetros mayor y menor de 5,7 y 3,2 mm, y longitud de pin 1,35 mm. Para la soldadura fueron empleadas velocidades de rotación (ω) y avance (ν) de 300 rpm y 150 mm min⁻¹. La herramienta fue posicionada empleando control de posición, con penetración de 1,65 mm y desplazamiento (Offset) de +0,5; +1,0 y +1,5 mm, donde el signo positivo indica que el pin entra tangencialmente en el acero las cantidades especificadas. El aspecto superficial de las juntas y la penetración fue determinado por medio de la rugosidad superficial (R_a) y ensayos no convencionales de doblado. Una descripción más detallada de los parámetros y la configuración de la junta puede encontrarse en Torres y Ramirez (2011).

El aporte térmico durante la soldadura fue calculado con base en el torque y las velocidades de rotación y de avance como proponen Wei y Nelson (2011). Igualmente fueron realizadas medidas de temperatura durante el proceso de soldadura empleando termopares del tipo K. Las medidas fueron comparadas con resultados obtenidos de la simulación computacional por elementos finitos usando el software COMSOL^®, siguiendo el procedimiento descrito por Idagawa et al. (2012).

A partir de las juntas soldadas fueron confeccionadas las muestras para la caracterización microestructural tomando como referencia la línea original de la junta. Dicha caracterización fue realizada empleando microscopía óptica (MO), microscopía electrónica de barrido (MEB) y microscopía electrónica de transmisión (MET). Adicionalmente la evaluación de las microestructuras fue completada mediante espectroscopia de dispersión de energía en rayos X (X-EDS) y difracción de rayos X (DRX), empleando un sistema óptico de iluminación puntual o monocapilar, con fuente de cobalto (K_α: 1,789010 Å) a 45 kV y 35 μA, paso de 0,04° y tiempo de conteo de 1000 segundos. La caracterización de las juntas soldadas requirió la preparación de muestras cortadas transversalmente a la línea de la junta, con un ángulo de inclinación de 10° para ampliar la interfase y facilitar la detección de cualquier fase presente. Las muestras fueron lijadas y pulidas de forma convencional, siendo realizado el ataque metalográfico en dos etapas: iniciando con nital 2%, seguido de un ataque con ácido fluorhídrico 1%.

3. RESULTADOS Y DISCUSIÓNTOP

3.1. Juntas soldadas y evolución de la temperaturaTOP

Se obtuvieron juntas soldadas aluminio-acero con aspecto superficial adecuado y penetración total, la cual fue verificada mediante los ensayos de doblado. Los resultados de los ensayos de doblado así como otros detalles relacionados con la realización de las juntas soldadas pueden ser consultados en Santos et al. (2014). Al considerar como parámetro de evaluación el desplazamiento de la herramienta (D_E), resulta claro que se obtuvieron juntas con aporte térmico (AT) diferente, como se presenta en la Fig. 1.

Se pudo establecer que AT aumenta con D_E, el cual también está relacionado con la temperatura alcanzada en la junta. Esta relación está claramente demostrada en la Fig. 2, donde se presentan los ciclos térmicos medidos (línea roja) en tres regiones de la junta: la Zona Térmicamente Afectada del lado del aluminio (ZTA_Al), la Zona Termo-Mecánicamente Afectada del lado del aluminio (ZTMA_Al) y la Zona Agitada (ZA). Estas medidas fueron corroboradas con los resultados calculados por la simulación computacional (línea punteada azul). La temperatura máxima alcanzada en cada condición es de 335 °C y 352 °C, para +0,5 y +1,5 mm, respectivamente.

El incremento de la temperatura con D_E se explica por el aumento en la cantidad de acero involucrado en la soldadura. Tanto la contribución en la producción de calor por deformación como por fricción son significativos a medida que el área de contacto entre la herramienta y el acero aumenta. La temperatura es claramente mayor en la interfase herramienta-acero, la cual se intensifica a medida que la herramienta se desplaza en dirección al metal más duro. Mediante simulación y medidas de temperatura, fue posible establecer la distribución de temperatura así como el punto de máxima temperatura en la junta, localizado en la interfase hombro-acero, con valores calculados en 386 °C y 443 °C, para desplazamiento de la herramienta de +0,5 y +1,5 mm.

Tanto el aporte térmico como las temperaturas medidas en el desarrollo de las juntas resultan inferiores a los valores establecidos por autores como Jiang y Kovacevic (2004), quienes realizaron medidas de temperaturas en juntas aluminio-acero de 491 °C y 631 °C en el aluminio y en el acero, respectivamente. En juntas de la misma aleación 6063, Sato y sus coautores reportan temperaturas de 400 °C a 500 °C, dependiendo de los parámetros de soldadura empleados (Sato et al., 2002). Como se presenta en Torres y Ramirez (2013) la comparación entre los parámetros de soldadura aquí abordados y los parámetros utilizados por otros autores llevan a la conclusión de que las juntas desarrolladas en este proyecto se obtuvieron mediante el uso de parámetros de soldadura que produjeron bajo aporte térmico en la junta soldada.

3.2. Caracterización microestrutural de la junta soldadaTOP

Como parte de la caracterización microestructural, la Fig. 3 presenta la macrografía de las juntas soldadas, para desplazamientos de la herramienta de +0,5 y +1,5 mm, donde son resaltadas las diferentes regiones resultantes del proceso de soldadura. La búsqueda de compuestos intermetálicos se realizó en la interfase aluminio-acero, comenzando con la caracterización vía MO y MEB. En primer lugar se debe resaltar que en el acero, en la región adyacente a la interfase, el microconstituyente (perlita) se estira significativamente debido a la elevada deformación, produciendo el alineamiento de la cementita paralelo a la interfase (Fig. 4a). Frecuentemente parte de la cementita se acumula en la interfase (Fig. 4b), lo que puede inducir a una interpretación errónea de los resultados. Por esto, la búsqueda de los compuestos requiere de medidas en zonas libres de cementita, encareciendo la preparación de las muestras para la caracterización por MET.

Múltiples medidas por MEB, utilizando muestras preparadas solo con ataque con nital (Fig. 5a) para evitar la abertura de la interfase aluminio-acero, no permitieron identificar la formación de CIM. A pesar de ser observable un borde más claro en la interface (Fig. 5b), éste corresponde al efecto de borde típico de MEB, que genera un aumento de señal de electrones secundarios. Estos resultados se diferencian de las observaciones realizadas por autores como Chen y Kovacevic (2004) y Lee et al. (2006), los cuales reportan la formación de los CIM en juntas soldadas por FSW. Igualmente Murakami et al. (2003), en juntas aluminio-acero obtenidas mediante soldadura por difusión, resalta la presencia de compuestos Fe_xAl_y en muestras observadas mediante MO. Cabe recordar que en este trabajo las muestras fueron cortadas en forma de cuña para aumentar el ancho de la intercara, procedimiento que no es aplicado en los trabajos citados.

El análisis de composición química presentado en la Fig. 6 destaca la reducción continua de la composición entre el lado del aluminio y el del acero. Como lo presentan Rathod y Katsuna (2004), cuando existe un CIM en la interface se produce un escalón en la medida de la composición química en ambos perfiles (Al y Fe); estos escalones corresponden a una composición química constante, lo cual es coherente pues el CIM tiene una cantidad fija de Fe y Al, lo que explica el escalón. La posición o altura del escalón en el perfil de composición química está determinada por el porcentaje de Al y Fe de cada CIM, sea del tipo Fe₂Al₅ o el FeAl₃. Un esquema del perfil de composición química para una intercara con presencia de CIM, se presenta en la Fig. 6c. Karfoul et al. (2007) determinaron mediante medidas puntuales por X-EDS las composiciones químicas para los CIM Fe₂Al₅ y FeAl₃, las cuales son claramente diferenciables en presencia de estas fases.

Por otro lado, los resultados de DRX, correspondientes a medidas en juntas disímiles realizadas para D_E +0,5 y +1,5 mm, utilizando la óptica mono-capilar, se presentan en el difractograma de la Fig. 7a. En éste se observan las fases típicas del acero SAE 1020 y de la aleación de aluminio 6063-T5. En este espectro todos los picos son identificados y no se detecta la presencia de picos adicionales que puedan corresponder a los CIM. Para verificar la presencia de compuestos intemetálicos se esperaba la presencia de picos en el difractograma en los ángulos 2θ entre 40° y 45°, como se muestra en la Tabla 2. El ejemplo de los picos esperados, para diferentes tipos de compuestos intermetálicos, se presenta en la Fig. 7b. Si existieran CIM en las juntas aluminio-acero presentadas en este trabajo, está claro que las condiciones de medida mediante el sistema de iluminación mono-capilar, permitirían la observación de los picos característicos.

Finalmente la polémica sobre la presencia o no de CIM, en las juntas aluminio-acero, se cierra con el análisis por medio de MET. A pesar de las dificultadas generadas por el carácter magnético del acero al momento de ser realizada la caracterización por MET, fue posible la obtención de imágenes de campo claro de ambas regiones de la interfase, el lado del aluminio y el lado del acero, como las presentadas en la Fig. 8. La micrografía con iluminación en el lado del aluminio (Fig. 8a) presenta los granos de aluminio creciendo directamente a partir del acero, sin la presencia de una fase que permita el ajuste entre las estructuras cristalinas del aluminio y el metal. Al observar la micrografía de campo claro con iluminación en el lado del acero (Fig. 8b), es evidente el alargamiento, recristalización y posterior deformación de los granos de ferrita en la interfase. Igualmente no se observa la presencia de ninguna fase deletérea.

Agudo et al. (2007) afirman que la formación de CIM, sin importar el método de soldadura, se produce por dos mecanismos: por la nucleación y el crecimiento a partir del líquido durante la solidificación o por lo formación en estado sólido como consecuencia de la interdifusión de elementos a través de la interfase. Como en la soldadura por fricciónagitación no se produce fusión del metal, el mecanismo en estado sólido es el que se activaría.

Chen y Kovacevic (2004) determinaron que la cinética de formación de los CIM envuelve dos etapas: 1) el desarrollo de una región súper saturada por la migración de los átomos y 2) la reacción de la región súper-saturada transformándose en los CIM. Cuando hay diferencias muy grandes de difusividad entre los elementos, como es el caso del sistema Al-Fe, el enriquecimiento es favorecido en el lado del aluminio, ya que la difusividad del hierro en el aluminio es mayor que en el caso contrario. En este trabajo los autores lograron establecer cómo para condiciones de difusión limitada –tiempo y temperatura bajos– se forman partículas aisladas de CIM en el lado del aluminio; igualmente observaron cómo con el aumento del tiempo o la temperatura, las partículas aisladas se transforman en una capa continua de CIM con dos regiones claramente diferenciables: una de Al₃Fe en el lado del aluminio y otra de Al₅Fe₂ en el lado del acero. Infortunadamente no definen cuál es el CIM que comienza la transformación. Este vacío es cubierto por Karfoul et al. (2007) quienes proponen que la transformación comienza con la formación de la fase Al₃Fe a partir de una región del aluminio enriquecida en hierro. A partir de estas observaciones se puede establecer una secuencia de formación de los CIM, en estado sólido, de la siguiente forma: 1) enriquecimiento y saturación del aluminio con hierro; 2) formación de partículas separadas de Al₃Fe en lado del aluminio; 3) coalescencia de las partículas formando una capa fina y uniforme de Al₃Fe en la interfase; 4) nucleación de la fase Al₅Fe₂ a partir del Al₃Fe; 5) engrosamiento de la capa de Al₃Fe y de Al₅Fe₂ en dirección al aluminio y al acero, respectivamente y 6) crecimiento de la fase Al₅Fe₂ en detrimento del compuesto Al₃Fe.

La ausencia de CIM se justifica por la realización de juntas soldadas con parámetros que llevaron a la generación de bajo aporte térmico durante la soldadura. Enayati y Salehi (2005) afirman que limitar el aporte de calor disminuye la posibilidad o inclusive elimina la formación de CIM. El efecto del aporte térmico en la reducción de la capa de CIM fue verificado por Girard et al. (2010) quienes realizaron soldaduras a 900 rpm con dos velocidades de avance: 20 y 100 mm min⁻¹, condiciones que denominaron como las de mayor y de menor aporte térmico. En la primera junta, fueron generados CIM fácilmente observados mediante MEB en la interfase aluminioacero, mientras que en el segundo caso los CIM solo fueron visibles por MET.

Por tal motivo, resulta claro que restringir el aporte térmico reduce o incluso inhibe la formación de CIM, gracias a la disminución significativa de la difusión, retardando la primera etapa de aparición de los CIM: la formación de una región supersaturada de aluminio con hierro.

Por lo tanto la ausencia de compuestos intermetálicos, en las juntas aluminio-acero desarrolladas en este trabajo, se explica por el bajo aporte térmico durante el proceso de soldadura. Esta afirmación se basa en varios elementos presentados a continuación:

siendo AT el aporte térmico (kJ mm⁻¹); T el torque en el husillo de la máquina (N m); ω la velocidad de rotación (rev min⁻¹); ν la velocidad de avance (mm min⁻¹) y P el paso (mm rev⁻¹).

Considerando el paso, es posible realizar una comparación aproximada de los parámetros de soldadura utilizados en este trabajo con los descritos en diferentes referencias; el resultado de esta comparación se presenta en la Tabla 3. A partir de este resultado se puede afirmar que los parámetros de soldadura empleados para la realización de las juntas relativas a este trabajo generan una relación 1/P muy pequeña; por ende, el aporte térmico (AT) generado durante la soldadura mantiene la misma proporción.

El tamaño de grano observado en la intercara aluminio-acero es muy pequeño: 0,5 a 2,0 μm para el aluminio y 0,2 a 1,5 μm para la ferrita en el acero (Fig. 8). Estos valores son substancialmente bajos cuando se comparan con las 15 μm medidas por Uzun et al. (2005) y Fukumoto et al. (2004), también en juntas aluminio-acero. La explicación a este tamaño está relacionada con la temperatura y el tiempo al que permanecieron los granos después de la recristalización propiciada por el proceso de soldadura. Como se presentó en la Fig. 2 las temperaturas máximas registradas en la zona mezclada no superan los 360 °C. El bajo aporte térmico limita el pico máximo de temperatura, al igual que el tiempo de enfriamiento del sistema soldado. Por lo tanto, la presencia de granos extremadamente finos en la interfase demuestra el bajo aporte térmico al cual se vio sometido el sistema durante la soldadura.

En consecuencia, la ausencia de CIM en las juntas aluminio-acero presentadas en este trabajo se atribuye al bajísimo aporte térmico generado por los parámetros de soldadura bajo los cuales fueron realizadas las uniones soldadas.

4. CONCLUSIONESTOP

A partir del trabajo desarrollado se buscó obtener juntas disímiles aluminio-acero sin la formación de compuestos intermetálicos, por medio del proceso de soldadura por fricción-agitación, donde las conclusiones se describen a continuación.

AGRADECIMIENTOSTOP

A los funcionarios y al Centro Nacional de Pesquisa em Energía e Materias (CNPEM) por apoyar y permitir el uso de la infraestructura de los laboratorios de química y procesos de manufactura. A los funcionarios de los laboratorios de DRX, procesamiento y caracterización de materiales y los laboratorios de microscopía electrónica pertenecientes al Laboratorio Nacional de Nanotecnologia (LNNano), por el apoyo técnico y científico para la realización de todo el proyecto.

REFERENCIASTOP