Ingeniería y sus Alcances, Revista de Investigación https://doi.org/10.33996/revistaingenieria.v6i14.93

enero-abril 2022

Volumen 6 / No. 14

ISSN: 2664 – 8245

ISSN-L: 2664 - 8245

www.revistaingenieria.org

pp. 100 – 123

Estudio y valoración del procedimiento de soldadura en láminas de aleación de aluminio AW5086

Study and assessment of the welding procedure in aluminum alloy sheets AW5086 Estudo e avaliação do processo de soldadura em folhas de liga de alumínio AW5086

 

Jorge Antunez

jorgelantunez@hotmail.com

https://orcid.org/0000-0002-5458-8087

Universidad de la Habana. Instituto de Ciencia y Tecnología de los Materiales. La Habana. Cuba

 

Artículo recibido el 29 de octubre 2021, / Aceptado el 30 de noviembre 2021 / Publicado el 15 de marzo 2022

 

RESUMEN

La presente investigación tuvo como objetivo   determinar    la    influencia  de los cambios morfológicos de la aleación de aluminio AW 5086 en las propiedades mecánicas del conjunto soldado, al variar el régimen de soldadura. Para ello se elaboraron cuatro (4) probetas de Aleación de Aluminio 5086-H116 soldadas  con Bisel mediante proceso  GTAW  a través de cuatro (4) corridas donde se combinaron diferentes amperajes y flujos. Posteriormente, se realizaron ensayos de tracción, doblez y dureza y, además, de análisis metalográfico de cada una de las probetas ensayadas. Se pudo determinar que la mejor corrida fue la I con 150 A y 8 l/min, ya que con este amperaje y flujo se alcanzaron las mejores propiedades mecánicas tanto en el cordón  de  soldadura  como  en la zona afectada térmicamente. Del análisis metalográfico se concluyó que en términos generales  en  soldadura de aleación de aluminio no tratable térmicamente 5086 H-116, entre los componentes micro-estructurales están el precipitado de siliciuro de magnesio Mg2Si y partículas finas del compuesto inter-metálico Mg2Al3, las cuales se encuentran dispersas en una matriz de magnesio en aluminio.

Palabras clave: aleación de aluminio AW 5086, cambios morfológicos, componentes micro-estructurales, proceso GTAW, propiedades mecánicas

ABSTRACT

The  objective  of   this   research  was to determine the influence of morphological changes of AW 5086 aluminum alloy on changes in the mechanical properties of the welded assembly, by varying the welding regime. For this, 4 specimens of Aluminum Alloy 5086-H116 were welded with a Bevel by GTAW process through four runs where different amperes and flows were combined. Subsequently, tensile, bending and hardness tests were carried out; in addition to metallographic analysis of each of the test pieces tested. It was determined that the best run was I with 150 A and 8 l / min, since with this amperage and flow the best mechanical properties were achieved both in the weld bead and in the thermally affected area. From the metallographic analysis it is concluded that in general terms  in 5086 H-116 non-heat-treatable aluminum alloy welding, among the microstructural components are the precipitate of magnesium silicide Mg2Si and fine particles of the intermetallic compound Mg2Al3, which are found dispersed in a matrix of magnesium in aluminum.

Key words: AW 5086 aluminum alloy, morphological changes, microstructural components, GTAW process, mechanical properties

RESUMO

O objectivo desta investigação era determinar a influência das alterações morfológicas da liga de alumínio AW 5086 nas propriedades mecânicas do conjunto soldado, através da variação do regime de soldadura.  Para  este fim, quatro (4) exemplares de liga de alumínio 5086-H116 foram  soldados em bisel pelo processo GTAW através de quatro (4) corridas onde diferentes amperagens e fluxos foram combinados. Posteriormente, foram efectuados ensaios de tracção, flexão e dureza, bem  como  análises   metalográficas de cada um dos espécimes testados. Determinou-se que a melhor corrida era a I com 150 A e 8 l/min, uma vez que com esta amperagem e caudal foram conseguidas as melhores propriedades mecânicas tanto no cordão de solda como na zona termicamente afectada. Da análise metalográfica conclui-se que, em termos gerais, na soldadura de liga de alumínio não tratável a quente 5086 H-116, entre os componentes microestruturais  encontram-se  o precipitado de silicida de magnésio Mg2Si e partículas finas do composto intermetálico Mg2Al3, que se encontram dispersas numa matriz de magnésio em alumínio.

Palavras-chave: AW 5086 liga de alumínio, alterações morfológicas, componentes microestruturais, processo GTAW, propriedades mecânicas

 

INTRODUCCION

El aluminio es un material que se ha incorporado progresivamente dentro de la industria gracias a su alta resistencia, bajo peso y ductilidad, entre otras propiedades. Parte de esta incorporación se debe al desarrollo de nuevas tecnologías de unión, principalmente la soldadura por fusión y más objetivamente el proceso de soldadura por arco eléctrico con protección gaseosa, denominado por la American Welding Society (AWS) “Gas tugsten arc welding” (GTAW), también conocido como Tungsten Inert Gas (TIG).

Éste es un proceso de soldadura de alta calidad  para  aleaciones     tratadas  por  el calor de un arco, que se establece entre un electrodo  de  tungsteno,  no  consumible,  y el  metal  base.  Las  soldaduras  hechas  con sistema TIG son más fuertes, más resistentes a la corrosión y más dúctiles, que las realizadas con  electrodos  convencionales.    El  proceso de soldadura está sustituyendo actualmente a  otros  más  tradicionales,  como  el  SMAW (Arco Manual), sobre todo en las aplicaciones de aleaciones de aluminio; por su excelente calidad y mínimas distorsiones (Gómez y otros, 1998).

Por  otro  lado,  en  estas  técnicas  no  se requiere el empleo de fundentes de protección, que pueden influir posteriormente en la resistencia a la corrosión de las uniones soldadas (Metals handbook, 1983, Gómez y otros 1998). Las soldaduras pueden realizarse en todas las posiciones con excelentes resultados. La gran ventaja de este método de soldadura es, básicamente, la obtención de cordones de mayor calidad y con mejores acabados superficiales, que en el resto de  los procedimientos, ya que el gas protector impide el contacto de los componentes del aire, como: nitrógeno, hidrógeno y el oxígeno con el baño de fusión. Además, dicho gas simplifica notablemente el soldeo de metales ferrosos y no ferrosos, por no requerir el empleo de fundentes.

Este proceso, a diferencia de  aquellos en los cuales se usa fundente, permite al soldador ver claramente lo que está haciendo en todo momento con mayor claridad, lo que repercute favorablemente en el proceso de soldadura. Hoy en día se está generalizando el uso de la soldadura TIG, sobre todo, en las aleaciones de aluminio, que son aplicadas en industrias como: la automotriz, la férrea, la náutica, la aeronáutica y aeroespacial. El uso de esta aleación se atribuye, principalmente, a que es liviana y su costo, con respecto a   su duración, es más bajo, que para el acero; además, el aluminio puro posee una alta conductividad eléctrica y térmica. Presentado la misma una resistencia a la tensión de 634 kg/cm2 (9000 Psi), la cual puede ser mejorada en el proceso de fusión.

Se    considera    que    estas    aleaciones, especialmente las no tratadas térmicamente, son usadas en aplicaciones en las cuales aún se  requieren  altas  resistencias,  las  cuales se logran a partir de grandes cantidades de magnesio  en  solución  sólida.  Dentro  de  las diferentes aleaciones de aluminio de la serie 5XXX,   la   5086-H32   (AlMg4),   comúnmente utilizado   en   la   defensa,   la   construcción naval,  ferrocarril,  la  aviación  y  la  industria aeroespacial,   es   una   aleación   que   posee una atractiva combinación de propiedades, además de las ya mencionadas, presenta buena soldabilidad, buena conductividad eléctrica y térmica (Zhou y otros, 2005, Kallee y otros, 2002). Ésta tiene una resistencia estructural media con propiedades mecánicas, que se encuentran entre las aleaciones 5083, 5454, 5754. Su resistencia a la corrosión y su soldabilidad son buenas para ambos procesos GTAW y GMAW, utilizando el material de aporte con las normas AWS D1.2.

La capacidad de soldadura por fricción de esta serie ha sido estudiada por varios investigadores, específicamente la 5083 (Kaluc y Taban, 2005, Threadgill, 1997, Mclean, y otros, 2003). No obstante, son pocos los trabajos relativos a las aleaciones 5086, en este sentido, no sólo es importante mostrar  la viabilidad de la soldadura aplicada, sino también mostrar sus ventajas y/o desventajas respecto a las otras técnicas (Mishra y Ma, 2005). Por otra parte, en estas aleaciones  de aluminio AW 5086 soldadas mediante el proceso TIG, se observa, que no se ha hecho una revisión con profusión, dirigida a estudiar la influencia de los parámetros del proceso de soldadura en los cambios morfológicos del depósito y sus propiedades, como para el caso de las aleaciones ferrosas.

 

MÉTODO

 

Materiales

Las probetas soldadas fueron de aluminio AW5086 H116 ASTM B928 (según Inspection Certificate  3.2  Nro:  4435),  cuya  composición química se refleja en la Tabla 1.

 

 

Tabla 1. Composición química de la aleación de aluminio AW5086.

 

 

 

Para realizar el proceso  de  soldadura, se utilizaron planchas de 8 mm (5/16 in) de espesor, las cuales fueron cortadas con equipo de plasma, en probetas de dimensiones de 25 cm x 25 cm, realizándole un bisel de 30o a cada plancha, tal como se evidencia en las Figuras 1 y 2.

 

Figura 1. Lamina AW5086 H116.

Figura 2. Junta tipo V hecho en las muestras con los biseles de 30° formando los 60°.

 

 

Como material de aporte se utilizaron varillas con denominación AWS A5-10 ER5356, en forma de alambre con Ø de 3/32” (2,5 mm) y log de 36” (914,4 mm), cuya composición química se muestra en la Tabla 2 y su forma en la Figura 3 y 4.

 

Tabla 2. Composición química del material de aporte AA5356.

 

 

Figura 3. Varillas de aporte.

 

 

 

Figura 4. Varillas de aporte.

 

 

 

Figura 5. Electrodo no consumible de Tungsteno

 

Soldeo

El   Procedimiento   utilizado   fue   con de Soldadura TIG, utilizando la máquina  para soldar Miller Syncrowave 200, de alta frecuencia con 300 Amperios. Se empleó como gas inerte el Argón con una composición de la mezcla 99,95%, ya que posee la ventaja de generar fácilmente un arco más estable y tiene una mejor acción de limpieza en la soldadura sobre aluminio y magnesio (trabajando con CA) con una resistencia mayor a la tracción. Además deja la soldadura brillante y  con  una apariencia plateada. Además, se utilizó un soplete para soldadura TIG, que contiene un interruptor de control, para comandar el suministro de gas inerte, el de agua, así como el de energía eléctrica.

Una vez identificado los equipos e insumos se establecieron los parámetros utilizados para la soldadura de las placas de aluminio AW5086 con tratamiento H116, los cuales están regidos por los procedimientos de soldadura WPS (Welding Procedure Specification).

Los valores de voltaje e intensidad fueron promediados según los registros realizados por los instrumentos. Siendo utilizados los valores de intensidad de corriente en los rangos de 150 y 210 A y de flujo de argón de 8 y 18 L/min, se estructuró un diseño experimental, donde las  corridas  referentes  a  los  parámetros  del régimen  de  soldadura  (intensidad  y  flujo  de argón)  garantizarán  dos  niveles  diferentes de  energía  introducida,  para  cada  tipo  de electrodo. La composición de las corridas del diseño experimental se muestra en la matriz de la Tabla 3.

 

 

Tabla 3. Parámetros de soldadura.

 

 

 

Estudio metalográfico

Las muestras fueron cortadas por la superficie transversal al centro del  cordón  de soldadura en una máquina PEARSON de capacidad de 3050 mm de longitud de corte y espesor máximo de corte de 13 mm, para realizar los ensayos metalográficos y los ensayos de tensión. Luego se realizó un corte más exacto a cada una de las probetas para su posterior desbaste y pulido, para luego ser observadas por el microscopio y observar su estructura.

Se realizó el desbaste con papel de lijas de 120, 240, 360, 400 y 600. Posterior a ello, se realizó el pulido, donde el líquido utilizado fue alúmina  de 0.05 micrones; A cada pobreta se le aplico la pulitura alrededor de 12 min, para  luego  ser  atacada  con  Keller  y  pasar con  el  microscopio  y  ver  su  estructura  y composición. Después de pulidas las piezas y atacadas con keller, las mismas se observaron en  el  microscopio  marca  Olympus  CK40M, Binocular con objetivos de, 100X 200X y 500X.

Tanto el material base como el material de aporte, se observaron con aumentos de 100X, 200X y 500X. Por lo que empleando  la observación al microscopio óptico y la medida de microdureza en los depósitos analizados, permitió identificar las fases y estructuras presentes. A partir de esto, se dan las condiciones para  poder  cuantificar la presencia de estas fases y caracterizar los cambios morfológicos ocurridos en estos depósitos.

También se utilizó el programa Image Tool, para realizar el tratamiento de imágenes y la determinación cuantitativa de los parámetros que servirían para caracterizar los cambios morfológicos presentes en los depósitos de soldadura.

 

Procedimiento para la realización de la metalografía cuantitativa

Después de identificarlas fases y estructuras presentes en los depósitos de fundiciones blancas en aluminio, con el propósito de estudiar el efecto de los parámetros de recargue fue necesario cuantificar los aspectos morfológicos: cantidad y tamaño de granos, como medida de los cambios morfológicos que se pueden presentar.

Para la selección del área de medición se tomó para cada corrida tres micrografías del cordón y tres micrografías de la ZAT el cual se colocó en el portaobjeto del microscopio para visualizar un área de medición de mm2, con aumento de 500 X, para contar la cantidad de granos, tal como se describe en la norma ASTM [5]. En estas condiciones se trabajó en el conteo de toda la población de granos presentes en cada imagen analizada, el mismo se realizó tanto en el borde  como  dentro  del grano y para ello se utilizó el programa Digimizer image analysis.

 

RESULTADOS

Con el fin de comprobar las variaciones de dureza que experimentan las aleaciones después de realizar los ensayos de soldadura, se llevaron a cabo determinaciones de macro- dureza Brinell, utilizando una esfera de 10 mm de diámetro con una carga no mayor a 3000 kg por un tiempo comprendido entre 10 a 15 segundos sobre la superficie transversal de las láminas.

Los  resultados  muestran  la  variación de  dureza  que  existe  tanto  a   medida   que se penetra en la ZAT (Zona afectada térmicamente) como en el material base. Esto se puede reflejar con mayor determinación en el Gráfico 1.

 

 

 

 

Gráfico 1. Curva de dureza.

 

 

Estas variaciones de dureza entre el material base y la Zona afectada térmicamente contribuyen en gran manera a las fallas de las aleaciones de aluminio. Es importante considerar además que, durante el proceso de soldadura, el material sufre un proceso de disolución de la matriz, lo que provoca una perdida en las propiedades mecánicas en la ZAT.

Seguidamente se identificaron las fases y estructuras presentes en los depósitos, para ello se realizó una microscopía óptica y mediciones de dureza, en las corridas experimentales donde se obtuvieron resultados interesantes en la resistencia mecánica. En estos depósitos las fases y estructuras que se presentan están determinadas fundamentalmente por la composición química del material de aporte utilizado, se analizaran a continuación para el material base, la zona afectada térmicamente y la interface entre las dos zonas.

La  primera  corrida  se  realizó  con  una intensidad  de  corriente  de  150  A  y  un  flujo de argón de 8 l/min. En las figuras 6 y 7 se muestran  imágenes  de  microscopia  óptica, correspondiente    al    material    base,    con aumentos de 100 X y 500 X respectivamente. La Microestructura presenta granos pequeños y  una  red  continúa  de  partículas  finas  del compuesto   intermetalico   Mg2Al3   llamada fase β en los límites de grano.

 

 

Figura 6. Fase y estructura de la Zona Afectada Térmicamente.

Aumento de 100 X. Ataque con Keller.

 

Figura 7. Fase y estructura de la Zona Afectada Térmicamente.

Aumento de 500 X. Ataque con Keller.

 

 

Las Figuras 8 y 9 muestran imágenes de microscopia óptica, correspondiente a la frontera del cordón, con aumentos de 100 X  y 500 X respectivamente. Se presenta una estructura con dendritas equiaxiales de aluminio con un precipitado fino de Mg2Al3, ubicado tanto en los límites de grano, como dentro del cuerpo.

 

 

Figura 8. Fase y estructura del material de aporte (Cordón).

Aumento de 100 X. Ataque con Keller.

 

De igual manera, se presentan las Figuras 10 y 11, las cuales muestran imágenes de microscopia óptica, correspondiente a la frontera del cordón, con aumentos de 100 X  y  500  X  respectivamente.  Se  presenta una estructura con dendritas equiaxiales de aluminio con un precipitado fino de Mg2Al3, ubicado tanto en los límites de grano, como dentro del cuerpo.

 

 

 

Figura 9. Fase y estructura del material de aporte (Cordón).

Aumento de 500 X. Ataque con Keller.

 

 

De igual manera, se presentan las Figuras 10 y 11, las cuales muestran imágenes de microscopia óptica, correspondiente a la frontera del cordón, con aumentos de 100 X  y  500  X  respectivamente.  Se  presenta una estructura con dendritas equiaxiales de aluminio con un precipitado fino de Mg2Al3, ubicado tanto en los límites de grano, como dentro del cuerpo.

 

 

 

Figura 10. Fase y estructura del material de aporte (Cordón).

Aumento de 100 X. Ataque con Keller.

 

 

Figura 11. Fase y estructura del material de aporte (Cordón).

Aumento de 500 X. Ataque con Keller.

 

 

La segunda corrida se realizó con una intensidad de corriente de 150 A y un flujo  de argón de 18 l/min. En las Figuras 12 y 13 se muestran imágenes de microscopia óptica, correspondiente al material base,  con aumentos de 100 X y 500 X respectivamente. La Microestructura presenta granos pequeños y una red continua de partículas finas de Mg2Al3 en los límites de grano.

 

Figura 12. Fase y estructura del Material Base.

Aumento de 100 X. Ataque con Keller.

 

Figura 13. Fase y estructura del Material Base.

Aumento de 500 X. Ataque con Keller.

 

En las Figuras 14 y 15 se muestran imágenes de microscopia óptica, correspondiente al material de aporte, con aumentos de 100 X y 500 X respectivamente. Se observan granos equiaxiales de aluminio,

predominantemente hexagonales. Ocurre la precipitación en el interior de los granos. En los límites de granos se llegan a formar largos precipitados de Mg2Al3.

 

 

 

Figura 14. Fase y estructura de la Zona Afectada Térmicamente.

Aumento de 100 X. Ataque con Keller.

 

 

Figura 15. Fase y estructura de la Zona Afectada Térmicamente.

Aumento de 500 X. Ataque con Keller.

 

 

 

Las Figuras 16 y 17 muestran imágenes de  microscopia  óptica,  correspondiente  a  la frontera del cordón, con  aumentos  de 100 X y 500 X respectivamente. Los granos equiaxiales son de mayor tamaño. En el interior de los granos se observan dendritas de Silicio eutéctico, orientadas en diversas direcciones. Los bordes de los granos están bien delimitados por cadenas de pequeños precipitados de Mg2Al3.

 

 

Figura 16. Fase y estructura del material de aporte (Cordón).

Aumento de 100 X. Ataque con Keller.

 

Figura 17. Fase y estructura del material de aporte (Cordón).

Aumento de 500 X. Ataque con Keller.

 

La tercera corrida se realizó con una intensidad de corriente de 210 A y un flujo  de  argón  de  8  l/min.  En  las  Figuras  18  y e muestran imágenes de microscopia óptica, correspondiente al material base,  con aumentos de, 100 X y 500 X respectivamente. La Microestructura presenta granos pequeños y una red continua de partículas finas de Mg2Al3 en los límites de grano.

 

 

 

Figura 18. Fase y estructura del material base.

Aumento de 100 X. Ataque con Keller.

 

 

Figura 19. Fase y estructura del material base.

Aumento de 100 X. Ataque con Keller.

 

 

 

Seguidamente, se muestra en las Figuras y 21 imágenes de microscopia óptica, correspondiente al material de aporte, con aumentos de 50 X y 500 X respectivamente. En la microestructura se observa una 5ed continua indeseable de partículas Mg2Al3 precipitó en las fronteras del grano; las partículas grandes son fases insolubles. Solución tratada con aplicación de calor. Fragmentación de la estructura de grano.

 

 

Figura 20. Fase y estructura de la zona afectada térmicamente.

Aumento de 100 X. Ataque con Keller.

 

Figura 21. Fase y estructura de la zona afectada térmicamente.

Aumento de 500 X. Ataque con Keller.

 

Luego se observó, imágenes de microscopia óptica, correspondiente a la frontera del cordón, con aumentos de 100 X y 500 X respectivamente, tal como se visualiza en las Figuras 22 y 23. La Microestructura presenta partículas interdendriticas de Silicio eutéctico.

 

 

 

Figura 22. Fase y estructura del material de aporte (Cordón).

Aumento de 100 X. Ataque con Keller.

 

 

 

Figura 23. Fase y estructura del material de aporte (Cordón).

Aumento de 500 X. Ataque con Keller.

 

 

De igual manera, la tercera corrida se realizó con una intensidad de corriente de 210 A y un flujo de argón de 8 l/min. En las Figuras 24 y 25 se muestran imágenes de microscopia óptica, correspondiente al material base, con aumentos de 100 X y 500 X respectivamente. La Microestructura presenta granos pequeños y una red continua de partículas finas de Mg2Al3 en los límites de grano.

 

Figura 24. Fase y estructura del material base.

Aumento de 100 X. Ataque con Keller.

Figura 25. Fase y estructura del material base.

Aumento de 500 X. Ataque con Keller.

 

 

De igual manera, la tercera corrida se realizó con una intensidad de corriente de 210 A y un flujo de argón de 8 l/min. En las Figuras 24 y 25 se muestran imágenes de microscopia óptica, correspondiente al material base, con aumentos de 100 X y 500 X respectivamente. La Microestructura presenta granos pequeños y una red continua de partículas finas de Mg2Al3 en los límites de grano.

 

 

Figura 26. Fase y estructura de la zona afectada térmicamente.

Aumento de 100 X. Ataque con Keller.

 

 

Figura 27. Fase y estructura de la zona afectada térmicamente.

Aumento de 500 X. Ataque con Keller.

 

 

Asimismo,  se  visualizó  en  las  Figuras 28 y 29 imágenes de microscopia óptica, correspondiente a la frontera del cordón,  con aumentos de 100 X y 500 X respectivamente. La Microestructura presenta partículas interdendriticas de Silicio eutéctico.

 

 

 

Figura 28. Fase y estructura del material de aporte (Cordón).

Aumento de 100 X. Ataque con Keller.

 

 

Figura 29. Fase y estructura del material de aporte (Cordón).

Aumento de 500 X. Ataque con Keller.

 

Para comprobar en cuál de las corridas se encuentra la diferencia mínima significativa, en la Tabla 4 se observan los valores resultantes. En este caso se obtuvieron diferencias estadísticamente significativas entre los grupos de comparación siendo favorable para la corrida I, lo que indica que una intensidad de 150 amperaje y un flujo  de 8 L/min permite determinar la mejor combinación la resistencia a la tracción, condición en la cual uno de los componentes micro estructurales de la aleación como es el Mg2Al3 se encuentra distribuido en partículas finas ubicado tanto en los límites de grano, como dentro del cuerpo, en cuanto al otro componente Al- Mg2Si se observa que el tamaño de grano aumento levemente en la ZAT, y en el cordón de soldadura, se encuentra una fase eutéctica.

 

 

Tabla 4.  Comparaciones múltiples.

Variable dependiente: Resistencia DMS

 

 

 

Una vez comprobada la validez estadística del modelo, verificando los supuestos sobre el error queda planteado un modelo cubico, observado en el Gráfico 2, para la resistencia a la doblez cara, donde la bondad del ajuste del modelo obtenido fue de 88% (r2), para el  modelo  de  regresión  lineal  89%  para  el cuadrático y para el cúbico de 100% el cual fue el mejor obtenido, por lo que las estimaciones de los parámetros se expresan en la ecuación 1.

 

 

Gráfico 2. Ajuste de la curva resistencia a la doblez cara.

 

Resistencia Doblez Cara = 1250,950 - 2147,765C + 1060,400C2 - 140,405C3     (Ec 1)

 

En relación al modelo estadístico descrito se  evidencia  que  el  comportamiento  de  la resistencia  en el ensayo doblez lado cara, se observa como los cambios en el amperaje y flujo tienen una relación directa en ella y por lo tanto la resistencia aumenta en la medida que aumenta el amperaje y / o flujo. Mientras que en el ensayo doblez revés se observa según el  Gráfico  3  una  relación  inversa  tal  como fue descrito en el ensayo de tracción, donde la  bondad  del  ajuste  del  modelo  obtenido fue de 22% (r2), para el modelo de regresión lineal 30% para el cuadrático y para el cúbico de 100% el cual fue el mejor obtenido, por lo que  las  estimaciones  de  los  parámetros  se expresan en la ecuación 2.

 

 

Gráfico 3. Ajuste de la curva resistencia al doblez revés.

 

Resistencia Doblez Revés = 1630,050 - 2062,827C + 864,185C2 - 109,148C3       (Ec 2)

 

Seguidamente la Tabla 5 permite evidenciar que no existe diferencia entre las resistencias para el ensayo de doblez (cara) (0,136 >0,05), pero si existe diferencia en la resistencia calculada en el ensayo de doblez (revés).

 

 

Tabla 5. Prueba para una muestra.

 

 

 

 

Comparando los resultados obtenidos se puede concluir que para amperajes mayores a 150, el tamaño de los precipitados empieza a crecer,  este  fenómeno  de  crecimiento  de los precipitados, conjuntamente con la evaporación del magnesio  por  efecto  de las altas temperaturas producto del alto amperaje, son las causas principales en la disminución de la resistencia al doblez en la soldadura de la aleación de aluminio 5086 H-116.

Una  vez  comprobada  que  la  dureza se distribuye   como   una   normal,   se observa que ante los cambios de amperaje y flujo el comportamiento de la dureza es inversamente proporcional.  Se  evidencia  según  la  gráfica 4  que  la  mayor  dureza  se  tiene  a  150  A  y

8 l/min, luego de este amperaje y flujo la dureza empieza a disminuir, esto se debe principalmente a la relación directamente proporcional  que  tiene  el  amperaje  en  el incremento de la cantidad de energía suministrada a la soldadura, produciendo por esta razón una zona afectada por el mayor calor y por ende una menor dureza.

 

 

 

Gráfico 4. Ajuste a la curva Dureza

 

 

Luego el mejor modelo estadístico queda establecido  según  la  ecuación  3,  donde  la bondad  del  ajuste  del  modelo  obtenido  fue de 34% (r2), para el modelo de regresión lineal 69%  para  el  cuadrático  y  para  el  cúbico  de 100%

 

Dureza = 89,900 - 46,717C + 18,350C2 - 2,233C3      (Ec 3)

 

 

Seguidamente se aplicó la prueba paramétrica, a través del análisis de varianza, los resultados obtenidos se muestran en la Tabla 6, evidenciándose que (0,000 <0,05) por lo tanto se rechaza HO y se comprueba que existen diferencias estadísticamente significativas en la dureza de  las  láminas  de aleación de aluminio AW5086 con tratamiento H116.

 

Tabla 6. Prueba para una muestra.

 

 

 

 

Para el conteo de granos se efectuó una micrografía a cada una de las probetas con una ampliación de 500X para determinar la cantidad de granos presentes en el cordón de soldadura y en la zona afectada térmicamente. Las medias de los resultados se presentan en las Tablas 7 y 8.

 

Tabla 7. Cordón 500X.

 

 

 

Tabla 8. 7 ZAT.

 

 

 

Con los datos especificados y comprobando su distribución normal  se  procedió  a realizar las diferentes pruebas de análisis, obteniéndose  diferentes  comportamientos en relación a la cantidad en el borde y dentro del grano, así como para el área en el borde y dentro del grano, cuyo modelo estadístico se ajusta al cubico establecido en las ecuaciones del 4 al 7.

 

CBZAT	=	-1038,980 + 1784,802C -757,320C2 + 97,498C3	(Ec 4)
CDZAT	=	708,010 - 538,903C + 180,005C2 - 21,112C3	(Ec 5)
TBZAT	=	714,472 - 871,176C + 345,957C2 - 42,635C3	(Ec 6)
TDZAT	=	411,670 - 426,262C + 143,373C2 - 15,286C3	(Ec 7)

 

 

En síntesis, se evidencia que a mayor amperaje y flujo tanto la cantidad y área dentro del grano disminuye a excepción de  la cantidad del borde, esto se debe a que     la cantidad de calor hace que crezcan los granos y los precipitados de siliciuro de magnesio emigran hacia los bordes, que es contraproducente ya que pudiera existir la corrosión intra-granular.

CONCLUSIONES

 

Una vez realizado los ensayos para determinar la influencia de los cambios morfológicos de la aleación de aluminio AW 5086 en el incremento de las propiedades mecánicas, al variar el régimen de soldadura se concluyó que: Una vez construidas y posteriormente evaluadas cuatro (4) probetas de Aleación de Aluminio 5086-H116 soldadas en V mediante proceso GTAW a través de cuatro

(4) corridas donde se combinó diferentes amperajes y flujo, se logró determinar que    la mejor corrida fue la I con 150 A y 8 l/min, ya que con este amperaje y flujo se alcanzó las mejores propiedades mecánicas  tanto  en el cordón de soldadura como en la zona afectada térmicamente.

Ante el aumento de uno de los factores incidentes en la resistencia a la tracción (amperaje y/o flujo) esta disminuyó en 17,75 MPa de manera que al aumento del amperaje y /o flujo es causa principal en la disminución de las propiedades mecánicas de la soldadura de la aleación de aluminio 5086 H-116.

En el ensayo doblez revés se observó una relación inversa, es decir a mayor amperaje y/o flujo menor resistencia, sin embargo, es importante acotar que en el ensayo doblez cara el comportamiento es totalmente contrario al de revés y a medida que aumenta la corriente y /o flujo la resistencia aumenta, esto conlleva a una mayor ductilidad del material.

Se evidenció que la mayor dureza se tiene a 150 A y 8 l/min, a partir del aumento en algunos de estos valores, la dureza comienza a disminuir, esto se debe principalmente a la relación directamente proporcional que tiene el amperaje en el incremento de la cantidad de energía suministrada a la soldadura.

A mayores amperajes después de 150, el tamaño de los precipitados empieza a crecer, este fenómeno conjuntamente con la evaporación del magnesio por efecto de las altas temperaturas, son las causas principales en la disminución de las propiedades mecánicas de la soldadura de la aleación de aluminio 5086 H-116.

Del análisis metalográfico se concluyó que en términos generales una soldadura de aleación de aluminio no tratable térmicamente 5086 H-116, entre los componentes micro- estructurales están el precipitado de siliciuro de  magnesio  Mg2Si  y  partículas  finas  del compuesto  intermetalico  Mg2Al3   las mismas que se encuentran dispersas en una matriz de magnesio en aluminio.

Al   determinar,   evaluar   y   analizar   los cambios   micro   estructurales   en   la   zona afectada  térmicamente,  se  observó  que  la presencia    del    micro-constituyente    Mg2Si es  importante  ya  que  éste  actúa  como  un endurecedor,   sin   desestimar   también   la influencia que tiene el Al3Mg2 cuya distribución uniforme aporta también al mejoramiento de las propiedades mecánicas de la soldadura.

La distribución y tamaño del siliciuro de magnesio Mg2Si se ven afectados directamente por la variación del amperaje y flujo, es así que el tamaño de este micro constituyente crece y su distribución es aleatoria dentro de la matriz, al efectuarse  la  soldadura  con  amperajes  y flujos mayores al de mejor resultado. Lo cual, sumado a la evaporación de magnesio por efecto de las elevadas temperaturas, da como resultado una baja en las propiedades mecánicas. En cambio, al efectuar la soldadura con el amperaje (150 A) y flujo (8 L/min) el tamaño de este micro constituyente tiende a decrecer y la distribución dentro de la microestructura es uniforme.

En relación a la cantidad y el área de granos se evidenció que a mayor amperaje y flujo la cantidad de grano dentro del área disminuye, a excepción de la cantidad de grano en el borde, debido a que la cantidad de calor hace que crezcan los granos y los precipitados de siliciuro de magnesio se alojan en los bordes, este fenómeno es contraproducente ya que pudiera inducir a la corrosión intra-granular.

 

REFERENCIAS

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