Ciclo térmico y soldabilidad de las aleaciones de aluminio

José L. Meseguer-Valdenebro^a,*, Antonio Portolés^a, Eusebio Martínez-Conesa^b

^a Departamento de Física Aplicada e Ingeniería de Materiales, ETSII, Universidad Politécnica de Madrid. C/ José Gutiérrez Abascal st, 2, 28006 Madrid, España

^b Departamento de Tecnología de Edificación, Universidad Politécnica de Cartagena (UPCT), Pza. del Cronista Isidoro Valverde, Edif. La Milagrosa, 30202 Cartagena, España

*Autor para la correspondencia: jlmeseguer507@gmail.com

1. INTRODUCCIÓNTOP

El aluminio puro es el segundo metal más abundante en la corteza terrestre y se caracteriza por ser ligero, muy blando y dúctil, pero sobre todo mecánicamente muy poco resistente y por lo tanto sus propiedades no aportan valor estructural que pueda ser utilizado en la industria. Para poder aumentar la resistencia mecánica del aluminio se empezaron a desarrollar disoluciones sólidas con varios elementos de aleación hasta obtener el duraluminio. El duraluminio hace referencia a un conjunto de aleaciones que experimentan un envejecimiento natural a temperatura ambiente que provoca un aumento considerable de su resistencia mecánica lo que permite que sea el material más empleado en la construcción de aviones y vehículos. Actualmente el empleo de las aleaciones de aluminio ha ido en aumento y se emplea en sectores como la aeronáutica, la automoción, petroquímica, etc. Las aleaciones de aluminio que existen en la actualidad se muestran en la Fig. 1.

Principales tipos de aleaciones de aluminio (ASTM International, 1998). Las aleaciones de aluminio empleadas en la aeronáutica comenzaron a soldarse hace relativamente poco tiempo empleando métodos por fricción FSW para los ejes de las turbinas, TIG para componentes de acero inoxidable del avión ó el método flash welding FW para los anillos rigidizadores del fuselaje de aviones comerciales. Sin embargo, el método MIG que es extensamente empleado en toda la industria, en la tecnología aeroespacial está prohibido en las aleaciones de aluminio porque reduce significativamente la resistencia mecánica de la unión cuando está sometida a cargas dinámicas aumentando la sensibilidad a la rotura (Brandt et al., 2001 y Méndez y Eagar, 2001), por lo tanto, el proceso de soldadura MIG no es el más adecuado para realizar uniones soldadas en aleaciones de aluminio. Recientes estudios realizados por Costa et al. (2014) y Borrego et al. (2014) en uniones soldadas de aluminio han obtenido buenos resultados frente a cargas dinámicas de uniones soldadas realizadas mediante un procedimiento de soldadura formado por MIG + FSW, lo que supone una mejora importante en la unión mediante el proceso de soldeo MIG en aleaciones de aluminio empleadas en el sector aeronáutico.

1.1. Principales procesos de soldeo por arco eléctrico para soldar aluminioTOP

Los principales tipos de procesos de soldeo por arco eléctrico son los procesos GTAW, MIG y SMAW A continuación se resumen los procesos de soldeo GTAW, MIG y SMAW.

Proceso de soldeo GTAW: El proceso de soldeo por arco eléctrico más utilizado en las aleaciones de aluminio es el proceso de soldeo GTAW donde se emplea un electrodo no consumible de tungsteno con protección de gas generalmente argón ó helio, siendo opcional la aportación del material (Arivazhagan y Vasudevan, 2013; Mougenot et al., 2013 y Shen et al., 2013). El proceso de soldeo mediante GTAW permite controlar la potencia aportada en el proceso, manteniendo la intensidad constante con voltaje variable de acuerdo a su curva característica, manteniendo la polaridad negativa en el electrodo (DCEN). Es una práctica frecuente emplear corriente pulsada de onda cuadrada (Li et al., 2013b; Yang et al., 2013; Yu et al., 2013) con el fin de poder romper con mayor facilidad la capa de alúmina que presenta el aluminio. Si se emplea corriente pulsada se debe utilizar un sistema de refrigeración de la boquilla cerámica de la pistola.

Proceso de soldeo MIG: El proceso de soldeo MIG presenta dos tipos de transferencia para la soldadura de aluminio (Campo et al., 2007; Miguel et al., 2012), transferencia por arco spray y transferencia por arco corto. La curva característica del proceso MIG mantiene constante el voltaje siendo variable la intensidad en el proceso, en contra de lo que sucedía con el proceso de soldadura GTAW.

Transferencia en arco spray: En la transferencia por arco largo, el extremo del alambre se afila, las gotas son iguales o menores que el diámetro de alambre, y su transferencia se realiza desde el extremo del alambre al baño fundido en forma de una corriente axial de cientos de gotas finas por segundo. Las gotas saltan una a continuación de otra, pero no están interconectadas. El tamaño de las gotas depende de la composición del electrodo, de su diámetro y de la velocidad de alimentación del alambre. Este modo de transferencia puede actuar de forma continua o pulsada. La forma pulsada se caracteriza por el uso de una onda cuadrada lo que permite un mayor control del aporte térmico en todas las posiciones, rompe con mayor facilidad la capa de alúmina, presente en las aleaciones de aluminio y tiene aplicación para espesores tanto grandes como pequeños (Craig, 1987; Johnson et al., 1991; Quinn et al., 1994; Choi et al., 1998a; Choi et al., 1998b).

Transferencia en arco corto: La transferencia por arco corto o cortocircuito, es una variación del proceso en la que el electrodo se deposita durante los sucesivos cortocircuitos. La transferencia de metal tiene lugar cuando el electrodo entra en contacto con el metal base. En este tipo de transferencia la relación entre la velocidad de fusión del electrodo y su velocidad de alimentación dentro de la zona de soldeo, hace que se alterne de modo intermitente el arco eléctrico y el cortocircuito entre el electrodo y el metal base (Kang y Rhee, 2001; Kang et al., 2003).

Proceso de soldeo SMAW: Los parámetros de soldeo considerados en este proceso son la intensidad y el voltaje, esto se debe a que la curva característica del proceso no puede mantener ningún parámetro constante empleándose corriente continua polaridad inversa CCPE.

La soldadura con SMAW o electrodo para aleaciones de aluminio revestido no está contemplada como un proceso de soldeo adecuado para este tipo de aleaciones ya que la escoria que genera el proceso de soldeo favorece los procesos de corrosión perjudicando la unión. La soldadura por SMAW se suele utilizar para pequeñas reparaciones de poca responsabilidad estructural.

2. CICLO TÉRMICO DE SOLDEOTOP

El ciclo térmico de soldeo permite conocer las propiedades mecánicas obtenidas en la unión mediante la intersección de la curva de enfriamiento y la curva TTP que se presentan más adelante (Ambriz et al., 2009). Si las propiedades obtenidas en la unión presentan estructuras blandas, la soldadura de aluminio será tratada térmicamente a temperaturas comprendidas entre 400 ºC y 500 ºC, durante un tiempo proporcional al espesor del perfil soldado. El tratamiento térmico de solubilización llevado a cabo obtiene una solución sólida rica en soluto. Los procesos de solución aumentan la concentración de elementos endurecedores de la aleación entre los que se encuentran el cobre, zinc, magnesio o silicio en la solución sólida donde la concentración y el ratio de disolución de estos elementos se incrementan manteniendo la aleación un tiempo determinado a temperatura constante, de esta manera, las temperaturas en los tratamientos de solución, son próximas a la línea del líquidus en un diagrama de disolución (Totten y MacKenzie, 2003; Piris et al., 2004).

Cuando una aleación de aluminio es enfriada bruscamente desde una temperatura elevada, los elementos de aleación que contiene la aleación en su interior precipitan y se difunden concentrándose en los bordes de grano con una mayor presencia en pequeñas cavidades de la estructura cristalina, en dislocaciones y en otro tipo de imperfecciones en la estructura cristalina de aluminio. Para conseguir una óptima tenacidad, dureza y resistencia a la corrosión, se debe retardar el proceso difusivo y mantener los elementos en solución sólida hasta que la aleación se endurezca a lo largo del tiempo (envejecimiento). Una vez que se ha enfriado, el aluminio presenta un grado de envejecimiento. Esto queda representado en una microestructura por la presencia de una fina dispersión de elementos y compuestos que precipitan, lo que aumenta significativamente la tenacidad del material (Croucher, 1982).

La difusión y la cinética de precipitación son más lentas en unas aleaciones que en otras, esto implica tener pequeños ratios de enfriamiento hasta alcanzar elevadas tenacidades y resistencias a la corrosión. El ratio de enfriamiento queda reflejado analíticamente mediante la representación de la C-curva o curva TTP. La C-curva establece una frontera para en lo que respecta al tamaño del grano en función de la velocidad de enfriamiento de la aleación. En función del tipo de grano y su forma aparecerá un tamaño de grano proporcional a la velocidad de enfriamiento. Un enfriamiento excesivamente lento consigue altas cantidades de aleantes en los bordes de grano, esto provoca corrosión inter-granular en algunas aleaciones como es el caso de las aleación 2024-T4, este comportamiento se ha encontrado en otras aleaciones de aluminio como en 6063 (Siddiqui et al., 2000). Esto resulta de gran importancia para que la relación de enfriamiento sean lo suficientemente rápidos con objeto de minimizar la precipitación durante el enfriamiento, por el contrario si la relación de enfriamiento son demasiado rápidos puede aumentar la aparición de distorsiones estructurales Köster y Hoffmann (1963) y Bates (1987).

2.1. Enfriamiento de sensibilizaciónTOP

Las propiedades físicas de las aleaciones de aluminio endurecidas mediante envejecimiento dependen de algunos factores, como por ejemplo, la composición de la aleación, estructura cristalina y velocidad de enfriamiento. La tendencia a la formación de precipitados no endurecidos es lo que se conoce como enfriamiento de sensibilización (Cavazos y Colás, 2003; Morgeneyer et al., 2008; Tiryakioğlu y Shuey, 2010). Examinados los efectos del enfriamiento sobre la variación que presenta el límite elástico de una aleación, esta variación es un indicador de la sensibilización del enfriamiento, conforme es mayor la velocidad de enfriamiento el límite elástico de la aleación va a ser menor. También se ha de tener en cuenta el espesor del perfil, porque estudios llevados a cabo por Vruggink determinaron (Vruggink et al., 1968), un aumento de la sensibilización por enfriamiento conforme aumenta el espesor.

Para las aleaciones de la serie 7xxx se detectó un incremento de la sensibilización por la presencia de precipitados de Cu y Cr (Vruggink, 1968). Sin embargo en las aleaciones de la serie 6xxx no se ha detectado el efecto de la sensibilización debido a su composición química (Fracasso, 2010).

El método Jominy es un procedimiento experimental que se suele emplear para determinar la templabilidad de una pieza de acero calentadas a la temperatura de austenización (Paju, 1992; Mancini et al., 1995; Camey et al., 1997; Skena et al., 1997), aunque gracias a su versatilidad, también se puede emplear sobre probetas estandarizadas de aluminio (Ma et al., 2007; Sisson, Jr., et al., 2007; Guezel et al., 2010; Oksuz et al., 2010; Ko et al., 2013). El método Jominy, también es empleado para estudiar la dureza que alcanza el aluminio cuando es enfriado súbitamente. Las probetas empleadas son unas probetas cilíndricas, estandarizadas de aluminio, conforme la normativa (ASTM 255-10, 2014), con unas dimensiones de 13 mm de diámetro por 100 mm de longitud.

2.2. Análisis de la curva de enfriamiento en función de perfil geométricoTOP

Un estudio realizado sobre las curvas de enfriamiento sobre perfiles tubulares o cilíndricos y perfiles de chapa llevado a cabo por (Croucher, 1987; Hall y Mudawar, 1995; Totten et al., 1996; Akbari et al., 2011), analizan la influencia del ratio de enfriamiento en función de su geometría. En los perfiles tubulares se practica un acceso por donde se introduce una sonda térmica que mide la variación térmica en el enfriamiento de la pieza desde el interior de la pieza hacia la superficie. El perfil de chapa, está unido a un bastidor de sección rectangular hueca que a su vez está soldado a dos chapas mediante TIG y a través de ella se desplaza una sonda que mide el tiempo de enfriamiento en la cara interior de la chapa. El ratio de transferencia de calor desde el interior de la pieza hacia su superficie, queda definido por la ecuación (Ec. (2.1)).

Siendo q, el ratio de transferencia de calor; A, el área superficial de la pieza en contacto con el medio fluido; T₁, la temperatura superficial; T₂, la temperatura del fluido en su superficie y h, el coeficiente de película.

El flujo de calor que se va a producir en la pieza de acuerdo a la ecuación (Ec. (2.2)) va a depender de la conductividad térmica de la aleación k y del gradiente de temperaturas entre las partes de la pieza a estudiar, siendo x, la distancia entre los puntos donde se realiza el estudio.

2.3. Análisis del factor de enfriamientoTOP

El factor de enfriamiento o también conocido como QFA (Quench Factor Analysis) empieza a emplearse a principios de los años 70 para predecir el efecto del enfriamiento continuo. De acuerdo con este principio, el ciclo térmico de una soldadura de aluminio (Shinoda, 2004; Cheng et al., 2005; Rajamanickam et al., 2009; Devakumaran y Ghosh, 2010; Fan et al., 2011; Chang et al., 2012) condiciona la tenacidad de la unión y su resistencia a la corrosión (Fink y Willey, 1947). Este comportamiento, se observa mediante el diseño de las C-curvas, también conocida como curva TTP (tiempo-temperatura-propiedades), donde se puede estimar cualitativamente la cantidad de precipitados que presenta la unión (Totten y Mackenzie, 2000; Tanner y Robinson, 2004; Li et al., 2013a), mediante la intersección de la curva de enfriamiento y la C-curva. Las curvas TTP, dependen de la composición del material y de los coeficientes cinéticos de la aleación (Avrami, 1939a; Avrami, 1939b; Myhr y Grong, 1991; Deschamps et al., 2004; Zervaki y Haidemenopoulos, 2007; Shang et al., 2011).

La C-curva o curva TTP, queda modelizada mediante la ecuación (Ec. (2.3))

Donde, C_t, tiempo crítico requerido para precipitar una cantidad constante de precipitados, en función de la temperatura y el tiempo; k₁, el logaritmo neperiano de la fracción no transformada; k₂, el recíproco de número de nucleación; k₃, la energía requerida para formar núcleos; k₄, la temperatura del solvus; R, la constante de los gases y T, la temperatura.

2.4. Análisis de la nucleaciónTOP

La nucleación de nuevos precipitados en las aleaciones de aluminio se produce en matrices súper-saturadas, es decir, conforme va enfriando el metal fundido, aumenta la cantidad de partículas sólidas y por lo tanto hay una saturación, lo que lleva a la aparición de una disolución sólida. El factor de nucleación, según la Ec. (2.3), se representa por k₂. Aunque existen otras formas de calcular el factor de nucleación (Myhr et al., 1998; Myhr y Grong, 2000; Myhr et al., 2001; Myhr et al., 2004; Wu y Ferguson, 2011) mediante la Ec. (2.4).

Donde, j, es el ratio de nucleación; j₀ un término pre-exponencial; A₀ un parámetro relacionado a la potencia de los lugares de nucleación heterogénea en el material base (Jmol^-1); Q_d, la energía de activación de la difusión; , el contenido medio de soluto en la matriz; C_e, el contenido de soluto en equilibrio con la partícula (según el diagrama de fase); R, la constante universal de los gases y T, la temperatura.

Debido a que este proceso es un proceso difusivo y por lo tanto depende directamente de la temperatura el tiempo que se mantiene la aleación a una temperatura determinada, va a influir en la cantidad de precipitados o lo que es lo mismo en la nucleación.

En el caso teórico para una partícula esférica de radio r y concentración C_p está situada en una disolución sólida super-saturada con una concentración media , la partícula se disolverá o precipitará dependiendo de si la concentración de la interface partícula-disolución C_i, excede a (Wagner et al., 1991; Myhr y Grong, 2000; Myhr, et al., 2001; Myhr et al., 2004) determinando de esta forma la velocidad de crecimiento de las partículas v mediante la Ec. (2.5):

Donde, D es el coeficiente de difusión y se calcula mediante la Ec. (2.6)

En la Ec. (2.5), se observa un aumento de la velocidad de crecimiento de las partículas conforme aumenta el coeficiente de difusión D (Ec. (2.6)) y la variación del contenido de soluto en la matriz .

La cantidad de precipitados que aparecen en el material ζ una vez este se ha enfriado, se puede estimar de acuerdo a la Ec. (2.7) (Totten et al., 1997). La Ec. (2.7), calcula analíticamente la cantidad de precipitados que aparecen en la matriz y por lo tanto de la influencia del tiempo de enfriamiento en la cantidad de precipitados que pueden aparecer.

En las C-curvas se puede apreciar cómo influye la presencia de precipitados sobre los valores de resistencia máxima y mínima que se alcanzan, apreciándose un desplazamiento en el tiempo, para una misma temperatura. Conforme aumenta el tiempo, se reducen los valores de resistencia mecánica del material.

Para obtener una aproximación analítica del límite elástico del aluminio, la Ec. (2.8), realiza una buena aproximación (Hatch, 1984).

Donde, σ_y, es la aproximación del límite elástico; σ_max, el límite elástico después de un enfriamiento prolongado; k₁, es Ln(0.995) = –0.00501 y Q el factor de enfriamiento.

La ecuación es una simplificación de la Ec. (2.9), donde se desprecia el término de σ_min, ya que influye poco en el resultado final de la tensión calculada.

Esta última ecuación es mejorada por la Ec. (2.10), introduciendo la raíz cuadrada del volumen de la fracción precipitada. Esta propuesta (Ardell, 1985; Nembach y Neite, 1985; Weygand et al., 1999), considera los efectos a cortadura de los precipitados que aparecen en la aleación, quedando demostrado empíricamente (Huang y Ardell, 1988; Shercliff y Ashby, 1990; Gomiero et al., 1992; Lee y Park, 1998; Starink et al., 1999).

k₁, resulta ser función de las propiedades mecánicas de la aleación, en función de la fracción no transformada, la Ec. (2.11), recoge el cálculo de k₁ (Evancho y Staley, 1974; Kavalco y Canale, 2009).

Donde,

Donde, σ_x, es la resistencia nominal obtenido de la C-curva.

Estudios realizados determinan σ_min y σ_max en función de la temperatura para una aleación con alto contenido en magnesio, como aleante principal (Shercliff y Ashby, 1991).

Si C_min(T) > C_AT:

para, C_min(T) ≤ C_AT:

De forma similar,

Donde, σ_i, es el módulo elástico del metal base; Δσ_zz, la contribución de endurecimiento de la solución sólida al módulo elástico para un aluminio T6; Δσ_ppt, la contribución de endurecimiento por precipitados para aleaciones con límite elástico T6; C_min(T), la concentración de soluto a la temperatura isotérmica; C_max(T), la concentración de soluto de equilibrio a la temperatura de tratamiento térmico; C_AT, la temperatura de envejecimiento; c₁, c₂, constantes; n, el exponente de Avrami y η_i, el factor rectificador y que es función de n.

El módulo elástico de la aleación σ, se puede predecir mediante:

Sí n = 1,5; se considera que las partículas crecen de forma aleatoria en las tres dimensiones del espacio, sin tener en cuenta el efecto de la nucleación; si n = 2,5; se considera que las partículas, crecen de forma aleatoria en las tres dimensiones del espacio, teniendo en cuenta el efecto de la nucleación (Cumbrera y Sánchez-Bajo, 1995: Starink, 1997) y si n = 1, no se considera la formación de precipitados. De esta forma se mejora sustancialmente la formulación del modelo cinético.

El rango crítico de temperaturas se define como el rango de temperaturas que produce los mayores ratios de precipitados (Cahn, 1956). El ratio medio del enfriamiento crítico, se determina calculando el tiempo necesario para enfriar la pieza desde 400 ºC hasta 300 ºC. Este tiempo crítico se representa mediante t_4/3. El t_4/3 determina la calidad de la unión soldada en el momento de enfriarse.

En la Fig. 2 (Meseguer-Valdenebro et al., 2016) se representa la intersección entre la curva de enfriamiento obtenida con el proceso de soldeo MIG sobre la aleación de aluminio 6063-T5 con la curva TTP de la misma aleación. En la curva de enfriamiento viene representado el tiempo de enfriamiento t_4/3 que es el tiempo crítico de enfriamiento entre 300 ºC y 400 ºC, donde se produce la nucleación. El área intersecada entre la curva de enfriamiento y la curva TTP, representa cualitativamente los precipitados que aparecen en la unión.

Las transformaciones cinéticas para condiciones no isotérmicas, están presentes en un proceso de enfriamiento (Cahn, 1956; Staley, 1987), por lo tanto el factor de enfriamiento se representa tal como se indica en la Ec. (2.17):

Donde, C_t, es el tiempo crítico de la C-curva; t, el tiempo de enfriamiento de la curva; t₀, el tiempo en que comienza el enfriamiento; t_f, el tiempo donde termina el enfriamiento y τ, la cantidad transformada (factor de enfriamiento).

El valor de τ en forma discreta para cada sub-intervalo, desde t₀ hasta t_f, se tiene (Evancho y Staley, 1974), tal como se indica en la Ec. (2.18)

3. SOLDABILIDAD DE LAS ALEACIONES DE ALUMINIOTOP

La soldabilidad de las aleaciones de aluminio está determinada por su composición química determinando su sensibilidad a la rotura en el proceso de soldeo. La sensibilidad a la rotura se manifiesta por la aparición de tensiones residuales en el cordón de soldadura como consecuencia de una contracción del cordón. Las aleaciones con una mejor soldabilidad son las aleaciones de la serie 6xxx y las que presentan una peor soldabilidad son las de la serie 2xxx. En una primera clasificación se diferencia entre aleaciones de forja o de moldeo y según estas las hay que son tratables térmicamente y no tratables térmicamente. En las aleaciones que no son tratables térmicamente, el calentamiento mediante soldadura destruye el endurecimiento conseguido por la deformación ya que las zonas adyacentes al cordón de soldadura son recocidas. Las soldaduras de aleaciones de aluminio no tratables térmicamente exhiben una excelente ductilidad, soportando grandes deformaciones antes de romper. La resistencia mecánica de las aleaciones tratables térmicamente se ve reducida por el efecto del calor, aunque esta disminución no está asociada a un fenómeno de recocido completo en determinadas zonas, como era en el caso de las aleaciones no tratables térmicamente observándose que la ZAT de las uniones tratables térmicamente sufren un recocido parcial. (Katgerman y Eskin, 2008; Pekguleryuz et al., 2010; Li y Apelian, 2011; Ploshikhin et al., 2011; Balasubramanian y Balusamy, 2012; Kim et al., 2012; Kim et al., 2013; Coniglio y Cross, 2013; Li et al., 2013b).

3.1. Estructuras asociadas al sub-enfriamientoTOP

La microestructura de las aleaciones está condicionada por el tipo de enfriamiento, que condiciona su comportamiento mecánico. Los procesos de soldeo empleados en la unión de perfiles de aluminio, va a influir en el tipo de microestructructura. Los procesos de soldeo con alimentación eléctrica, presentan una potencia nominal y una potencia máxima, en función de los valores de potencia que suministra la fuente, aparecerán diferentes tipos de microestructuras. Cada microestructura presentará una morfología reflejada por el tamaño del grano que aparece en el proceso de enfriamiento (Li et al., 2013c), que está condicionado por la velocidad de sub-enfriamiento que se produce en la unión. Un bajo sub-enfriamiento, favorece la formación de celdillas ó celdas (Huang y Kou, 2001a) y un elevado sub-enfriamiento, favorece la aparición de dendritas (Trivedi y Kurz, 1994). Un sub-enfriamiento brusco, provocará una nucleación por encima de la frontera entre la sólida y la fase líquida, por lo que aparecen granos de tipo equiaxial (Burden y Hunt, 1974a; Burden y Hunt, 1974b; Totten y MacKenzie, 2003). Según el tipo de solidificación, la estructura se podrá determinar si el sub-enfriamiento ha sido brusco o ha sido suave. Para un sub-enfriamiento pequeño, se obtendrá una formación de celdas, para un sub-enfriamiento medio-bajo se obtendrá una formación entre celdas y dendrítica, para un sub-enfriamiento medio-alto, se obtendrá una formación dendrítica y para un sub-enfriamiento elevado, se obtendrá una formación equiaxial dendrítica.

Una expresión que determina la temperatura (ΔT) a partir de la cual se considera que comienza el sub-enfriamiento,

Donde, ΔT, es la temperatura de sub-enfriamiento; D, el factor de difusión del líquido; R, es la constante de los gases; A, es una constante del material y G, es la energía libre de Gibss.

El primer término de la ecuación (3.1) se observa que con elevadas temperaturas de sub-enfriamiento se puede obtener un ratio de crecimiento muy bajo (primer término de la Ec. (3.1), o un ratio de crecimiento muy alto (segundo término). El primer término puede ser rechazado, excepto para bajos ratios de crecimiento (inferior a 0,3 mm.s^-1) (Totten y MacKenzie, 2003).

Los granos del metal de soldadura tienden a nuclear en el metal base, asumiendo el mismo tamaño y orientación cristalina (nucleación epitáxica), por lo que los granos del metal de soldadura crecerán en dirección normal a la zona fundida (Schempp et al., 2013). Cada grano forma parte de una familia de granos, orientados todos en la misma dirección. La velocidad de crecimiento de los granos R_g queda definida por la Ec. (3.2).

De este modo los granos en los contornos de la línea de fusión crecen a baja velocidad, próxima a cero (ϕ→90) y los granos en el centro de la unión crecen a velocidades próximas a la velocidad de soldeo (ϕ→0) (Totten y MacKenzie, 2003).

El ratio de solidificación de los granos R_s, la orientación del grano ø, la orientación de las dendritas θ y la velocidad de soldeo v_s, están relacionadas por la Ec. (3.3) (Savage y Hrubec, 1972):

Sin embargo el ratio de solidificación R_s en la zona fronteriza que se encuentra entre la zona fundida y la zona afectada térmicamente se determina mediante la Ec. (3.4), donde se relaciona el tiempo de solidificación t_s y el espesor de los granos frontera entre la zona fundida y el metal sólido w_L (Huang y Kou, 2001a).

El espacio interdendrítico ψ es particular para cada aleación, para un ratio de enfriamiento definido (Brown y Adams, 1961):

Donde, RG, es equivalente al ratio de enfriamiento y K_1, es una constante del material (Brown y Adams, 1961)

Si el ratio de enfriamiento es de 100 ºC/s, el espaciado medio inter-dendrítico está alrededor de 10 μm. Este valor de referencia puede variar en función de la entrada de calor y de la composición de la aleación. Elevados input térmicos se corresponden con bajos ratios de enfriamiento y una separación inter-dendrítico del orden de 100 μm, donde cada grano contiene aproximadamente 10 dendritas. Este valor puede compararse con las fundiciones, donde el ratio de enfriamiento está alrededor de 10 ºC/s y tiene un espacio inter-dendrítico de 100 μm (Ram et al., 1999).

3.2. Influencia de los aleantes en la solidificaciónTOP

La mayoría de los aleantes que se le añaden al aluminio, parte de ellos forman parte del soluto y parte forman un eutéctico. El líquido inter-dendrítico se encuentra enriquecido en soluto, presenta una composición parecida al eutéctico (Timsit y Janeway, 1994; Huang y Kou, 2000; Huang y Kou, 2001a; Huang y Kou, 2001b; Huang y Kou, 2003; Cao y Kou, 2005; Yang y Kou, 2007; Yang et al., 2008a; Yang et al., 2008b; Mousavi et al., 2009). El eutéctico se presenta en la base de las dendritas, aunque también puede aparecer de forma desacoplada con las dendritas, localizándose en otras regiones. Las aleaciones binarias, presentan diferentes puntos singulares, pudiendo presentar además del eutéctico, peritécticos a elevadas temperaturas. Estos puntos singulares no mejoran las propiedades mecánicas de la unión sino que las perjudican, apareciendo estructuras menos resistentes.

En la Tabla 1 se recogen las reacciones de solidificación más destacadas en las aleaciones de aluminio observándose como los elementos de aleación aumentan la tendencia a formar eutécticos con el aluminio. Existen otras muchas aleaciones de aluminio, donde se estudia su composición y la presencia de puntos singulares en los diagramas de fases (Mondolfo, 1976b).

En un proceso de soldeo la tendencia para formar eutécticos de un aleante depende de la composición del material de aportación, por ello se mide cada aleante mediante un factor k, conocido como factor de partición. Este factor se obtiene mediante la pendiente de la línea de equilibrio líquidus hacia la línea de equilibrio del solidus. Mediante la ecuación de Scheil (Matsumura et al., 2012; Stoicanescu et al., 2013) se aproxima la fracción en peso eutéctico generado f.

Donde C_o es la composición de la aleación y C_E es la composición eutéctica. Los valores del coeficiente de partición y fracción en peso en la Tabla 2.

Tabla 2. Coeficientes de partición k y eutéctico de sistemas de aleaciones de aluminio

Sistemas de Aleaciones	k	CE (% peso)	Co (% peso)	(% peso)
Al-Cu	0,17	33	1	1,48
Al-Mg	0,43	35	1	0,20
Al-Si	0,14	12	1	5,56
Al-Se	0,52	0,6	0,1	2,39
Al-Fe	0,022	1,8	0,1	5,21
Al-Mn	0,95	1,9	0,1	10

Las aleaciones más utilizadas contienen magnesio, silicio, y hierro, elementos que forman grandes cantidades de eutéctico. Los elementos que forman grandes cantidades de eutéctico, suelen solidificar rápidamente la aleación, impidiendo la formación dendrítica (Dannessa, 1970; Ludwig et al., 2013; Mikolajczak y Ratke, 2013). El manganeso, sin embargo, aumenta la tenacidad de la aleación, por lo que mejora las propiedades mecánicas de esta, y el selenio refina el grano.

Un clásico defecto en los procesos de soldeo de las aleaciones de aluminio, se encuentra asociado a la influencia negativa de algunos aleantes, tanto por su naturaleza o por su cantidad cuando están presentes en una aleación de aluminio. El fenómeno se conoce como “banding” y se identifica porque el cordón tiene una distribución en bandas, donde no hay continuidad en el cordón.

Este fenómeno, tiene su origen al emplear un electrodo de composición significativamente diferente al metal base. El arco eléctrico presenta oscilaciones, lo que hace fluctuar los valores de intensidad y voltaje (Cheever y Howden, 1969). Estas fluctuaciones van a influir en el acabado superficial del cordón y por lo tanto en su solidificación (Dannessa, 1966).

4. CONCLUSIONESTOP

REFERENCIASTOP