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CORPORACIÓN MEXICANA DE INVESTIGACIÓN EN MATERIALES DIVISIÓN DE ESTUDIOS DE POSGRADO COMIMSA IMPLEMENTACION DEL PROCESO BRAZING PARA LA UNION DE SUPERALEACIONES BASE COBALTO POR NANCY DEL ROCÍO ESQUIVEL CONSTANTE MONOGRAFÍA EN OPCIÓN COMO ESPECIALISTA EN TECNOLOGÍA DE LA SOLDADURA INDUSTRIAL SALTILLO, COAHUILA, MÉXICO. MAYO DEL 2015
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CORPORACIÓN MEXICANA DE INVESTIGACIÓN EN MATERIALES
DIVISIÓN DE ESTUDIOS DE POSGRADO
COMIMSA
IMPLEMENTACION DEL PROCESO BRAZING PARA LA UNION DE
SUPERALEACIONES BASE COBALTO
POR
NANCY DEL ROCÍO ESQUIVEL CONSTANTE
MONOGRAFÍA
EN OPCIÓN COMO ESPECIALISTAEN TECNOLOGÍA DE LA SOLDADURA INDUSTRIAL
SALTILLO, COAHUILA, MÉXICO. MAYO DEL 2015
CORPORACIÓN MEXICANA DE INVESTIGACIÓN EN MATERIALES
DIVISIÓN DE ESTUDIOS DE POSGRADO
IMPLEMENTACION DEL PROCESO BRAZING PARA LA UNIÓN DESUPERALEACIONES BASE COBALTO
POR
NANCY DEL ROCÍO ESQUIVEL CONSTANTE
MONOGRAFÍA
EN OPCIÓN COMO ESPECIALISTAEN TECNOLOGÍA DE LA SOLDADURA INDUSTRIAL
SALTILLO, COAHUILA, MÉXICO. MAYO DEL 2015
Corporación Mexicana de Investigación en MaterialesGerencia de Desarrollo Humano
División de Estudios de Posgrado
Los miembros del Comité Tutorial recomendamos que la Monografía
IMPLEMENTACION DEL PROCESO BRAZING PARA LA UNIÓN DE
SUPERALEACIONES BASE COBALTO", realizada por el alumno (a) NANCY
DEL ROCÍO ESQUIVEL CONSTANTE con número de matrícula 14ES-173 sea
aceptada para su defensa como Especialista en Tecnología de la Soldadura
Industrial.
Dr. Felipe fesús Gar$a Vázquez
Ases
fo.Bc,
3r. F e/Arturo Reyes Valdés
Coordinador de Posgrado
Corporación Mexicana de Investigación en Materiales
Gerencia de Desarrollo Humano
División de Estudios de Posgrado
Los abajo firmantes, miembros del Jurado del Examen de especialización del
alumno NANCY DEL ROCÍO ESQUIVEL CONSTANTE, una vez leída y
revisada ia Monografía titulada "IMPLEMENTACION DEL PROCESO
BRAZING PARA LA UNIÓN DE SUPERALEACIONES BASE COBALTO",
aceptamos que la referida monografía revisada y corregida, sea presentada por
el alumno para aspirar al grado de Especialista en Tecnología de la Soldadura
Industrial durante la defensa de la monografía correspondiente.
Y para que así conste firmamos la presente a los 19 días de Mayo del 2015.
lonso Díaz
Guillen
Presidente
Dra. Marcela Nohemi
Ibarra Castro
Secretario
AGRADECIMIENTOS
A CONACYT por el apoyo de manutención que se me brindo a lo largo
de la especialidad, así como también, la beca otorgada durante mi estancia en
la universidad de Wisconsin-Milwaukee.
A la Corporación Mexicana de Investigación en Materiales S.A de C.V.
(COMIMSA) por brindarme los conocimientos necesarios de sus docentes,
además del apoyo para concluir satisfactoriamente este trabajo monográfico.
A mi tutor académico Dr. Héctor Manuel Hernández García por
brindarme la información y los conocimientos necesarios sobre este tipo de
materiales y el proceso de soldadura Brazing, además por darme parte de su
tiempo para la realización de este trabajo.
DEDICATORIA
En este presente trabajo primeramente me gustaría agradecer a Dios
quién me ha dado fuerzas para seguir adelante y así poder enfrentar los
problemas y obstáculos presentes en el camino. Por permitirme llegar hasta
donde he llegado gozando de salud y por brindarme una vida llena de
aprendizajes y experiencias.
A mi familia a los que les dedico cada uno de mis logros.
Para mis padres José Luis Esquivel Adame y Rosa Constante Camacho,
por ayudarme con los recursos necesarios para llegar a lo que soy ahora y
apoyarme en la toma de mis decisiones brindándome siempre de consejos,
formando una persona con valores, principios y coraje para conseguir mis
objetivos.
A mi hermano por estar siempre presente, acompañándome y
motivándome con su forma de ser que lo caracteriza.
ÍNDICE
1. SÍNTESIS 10
1. CAPÍTULO I 11
1.1 Antecedentes 11
1.2 Objetivos 12
1.2.1 Objetivo general 12
1.2.2 Objetivos específicos 12
1.3 Justificación 13
1.4 Planteamiento del problema 13
1.5 Aportación industrial 14
1.6 Alcances 14
2 CAPÍTULO II 15
2.1 Alabes de turbina 15
2.2 Aleaciones de cobalto para alabes de turbina 17
2.2.1 Composición química 17
2.2.2 Propiedades de las aleaciones base cobalto 18
2.3 Características microestructurales de las superaleaciones base
cobalto 21
8
2.3.1 Solidificación 21
2.3.2 Microestructura 28
2.4 Proceso brazing 35
2.4.1 Procedimiento de soldadura brazing 36
2.4.2 Proceso de soldadura brazing en horno de resistencias 38
2.4.3 Defectos en las uniones soldadas por brazing 40
2.5 Método de fase líquida transitoria o TLP (Transíent Liquid Phase)
42
2.6 Procesos de soldadura de superaleaciones base cobalto 47
3 CAPÍTULO III 49
3.1 Proceso brazing para la reparación de alabes de turbina 49
3.2 Formación de la fase líquida transitoria (TLP) durante la aplicación
del proceso Brazing 50
4 CAPÍTULO IV 51
4.1 Primera etapa: 51
4.1.1 Desarrollo experimental 51
4.1.2 Discusión de los resultados 53
4.2 Segunda etapa: Caracterización y análisis de las materias primas
para el brazing 64
4.2.1 Desarrollo experimental 64
4.2.2 Discusión de resultados 65
4.3 Tercera etapa: proceso Brazing del alabe con y sin WNps 66
4.3.1 Desarrollo Experimental 66
4.3.2 Discusión de resultados 68
5 CAPÍTULO V 76
6 BIBLIOGRAFÍA 77
1. ÍNDICE DE FIGURAS 80
2. ÍNDICE DE TABLAS 84
7 RESUMEN AUTOBIOGRÁFICO 85
10
SÍNTESIS
El presente trabajo monográfico presenta una recopilación de información sobre
fracturas en alabes de turbina base cobalto los cuales son rehabilitados
mediante la implementación del proceso Brazing utilizando como metal de
aporte una pasta base cobalto.
Actualmente se utilizan otros procesos de soldadura convencionales para la
reparación de estos alabes, sin embargo, el uso del proceso Brazing tiene
menor afectación térmica en el metal base a diferencia de otros procesos de
soldadura.
Sin embargo, a pesar de las buenas propiedades que se obtienen con el uso
del proceso Brazing para la reparación de estos alabes de turbina, se pueden
volver a presentar defectos como fracturas y agrietamientos después de la
rehabilitación.
Debido a la presencia de estos defectos se ha recurrido la implementación de
nanopartículas de tungsteno (WNPS) en los alabes de turbina fracturados, el cual
se presenta mediante un caso de estudio, con la impregnación de las fracturas
mediante técnicas de ultrasonido, además del uso del material de aporte en
pasta con una composición similar a la del metal base, para observar el efecto
de las nanopartículas en el cordón de soldadura.
CAPITULO I
INTRODUCCIÓN
11
1.1 Antecedentes
En el año de 1873 George Brayton demostró el funcionamiento del ciclo que
lleva su nombre el cual originalmente se desarrolló empleando una máquina de
pistones con inyección de combustible para después ser usado como ciclo
abierto llamado turbina a gas. La cual consisten en una máquina térmica
rotativa de combustión interna a flujo continuo, que convierte energía calórica
contenida en el combustible utilizado en energía mecánica en el eje de la
misma.
Debido a las altas temperaturas alcanzadas en los alabes de turbina de gas
se necesita de superaleaciones que contengan grandes cantidades de
elementos de aleación capaces de soportar altas temperaturas, ser resistentes
a la corrosión, vibraciones y a la termofluencia (superiores a 1000°C). Es por
eso que para esta aplicación son usadas superaleaciones base cobalto y níquel
debido a que presentan una excelente resistencia a la degradación mecánica y
química a temperaturas cercanas a sus puntos de fusión. Sin embargo, el
desgaste natural de los alabes de turbina debido al flujo constante del gas, se
observa en la disminución de las características metalúrgicas así como también
las mecánicas del material lo cual se ve reflejado en la generación de grietas o
12
fracturas en el alabe de turbina, por lo que resulta un factor que no puede ser
controlado.
Debido al costo y tiempo invertido que representa el cambiar un alabe de
turbina que se encuentre dañado, se utilizan procesos de soldadura para la
reparación o rehabilitación del mismo, por lo que el proceso de soldadura
Brazing proporciona una mayor fortaleza y ductilidad al material. Así mismo,
recientemente se han estado empleando las nanopartículas (NPS) de W como
una opción para reparar superaleaciones debido a que son capaces de
introducirse en la mícrogrietas, incrementar la humectabilidad y modificar el
tamaño de eutécticos en gaps de tamaños de 1 mm.
1.2 Objetivos
1.2.1 Objetivo general
Recopilar y analizar información del estado del arte sobre la soldadura de
aleaciones base cobalto, así como llevar a cabo un caso de estudio de
soldadura Brazing en horno de resistencias empleado una fractura de alabe
turbina.
1.2.2 Objetivos específicos
1. Revisar el estado del arte de los procesos Brazing y aleaciones base Co.
2. Establecer mediante la búsqueda bibliográfica los agentes químicos para
revelar microestructuras de aleaciones base Co.
3. Correlacionar el uso de la nanotecnología como alternativa para ser
aplicada en los procesos de unión.
4. Plantear una metodología experimental mediante un caso de estudio
para reparar componentes de turbina base cobalto. Así mismo, mostrar
la factibilidad de la unión del Co sin y con W(NPs) mediante la
caracterización microestructural del cordón de soldadura por técnicas de
microscopía
13
1.3 Justificación
En México se han estado desarrollando diferentes métodos para la
reparación de componentes base cobalto. Debido a que estas superaleaciones
son empleadas en los dispositivos de turbinas industriales, el uso de dichas
aleaciones se debe a que tienen una alta resistencia termomecánica a altas
temperaturas. Para la reparación de estos componentes se utilizan diversos
métodos de soldadura por Brazing para reparar partes de las turbinas. Sin
embargo, a pesar de que este proceso garantiza uniones de alta resistencia
iguales o superiores al metal base, se forman intermetálicos o estructuras
aciculares las cuales afectan la zona soldada disminuyendo sus propiedades
mecánicas, tales como dureza, resistencia a la fluencia, y en algunos casos,
aumenta la probabilidad de corrosión de la unión. Cabe destacar que se
requiere obtener microestructuras homogéneas y evitar la formación de fases
fragilizadoras que disminuyan las propiedades mecánicas del componente
reparado. Por tal motivo, en el presente trabajo monográfico se recopiló
información acerca del proceso Brazing aplicado a la soldadura de
superaleaciones base Co con y sin nanopartículas de tungsteno estableciendo
parámetros para una factible reparación en los componentes de turbinas.
1.4 Planteamiento del problema
Principalmente, los alabes de las turbinas de gas se fabrican con
superaleaciones base cobalto y níquel. Durante la operación comercial de las
turbinas de gas, que forman parte de una unidad de potencia, los alabes así
como otros elementos del sistema de flujo de gases de este equipo presentan
un desgaste natural por servicio o daños por causas diversas que no permiten
la operación continua de la turbina.
El desgaste o daño puede ser de origen metalúrgico o mecánico y se refleja
durante la operación del equipo como una disminución de la disponibilidad,
confiabilidad y rendimiento, y con un aumento en el riesgo de que se presente
una falla. Además, después de un servicio prolongado, los alabes exhiben una
disminución de la resistencia a la termofluencia, fatiga, impacto y corrosión.
14
Por lo tanto, en este trabajo monográfico se plantea la posibilidad de usar el
proceso Brazing para rehabilitar superaleaciones base Co, debido a que en
México existe escaso trabajo sobre este proceso de rehabilitación. Así mismo,
se pretenden recopilar información acerca de trabajos de reparación de otros
materiales metálicos mediante el uso nanopartículas de W.
1.5 Aportación industrial
Debido a que los alabes de turbina de gas fabricados con superaleaciones
base cobalto tienen desgaste por servicio lo cual disminuye su disponibilidad,
confiabilidad así como también su rendimiento, se pretende recopilar
información bibliográfica sobre una forma de rehabilitación de éstas
superaleaciones mediante el proceso Brazing empleando nanopartículas de W.
1.6 Alcances
Recopilar y analizar la bibliografía para establecer por medio de un caso de
estudio si es factible reparar superaleaciones base Co con WNps mediante el
proceso Brazing en horno de resistencia y así mismo establecer reactivos de
ataque para revelar microestructura.
CAPITULO II
ESTADO DEL ARTE
15
2.1 Alabes de turbina
Los materiales para alabes de turbina deben de presentar una excelente
resistencia a altas temperaturas así como satisfacer otros criterios como son:
• Resistencia a la oxidación a altas temperaturas
• Tenacidad
• Resistencia a la fatiga térmica
• Estabilidad térmica
• Baja densidad
La tenacidad y resistencia a la fatiga son importantes debido a que los
alabes deben de ser lo suficientemente tenaces como para soportar
impactos de pájaros, entre otros, así como la potencia del motor produce
tensiones térmicas y mecánicas que, si el material del alabe se elige
incorrectamente, darán lugar a fatiga térmica (Figura 2.1). La composición
de la aleación su estructura deben permanecer estables a altas
temperaturas, por lo que los precipitados pueden disolverse si la aleación se
sobrecalienta, degradándose significativamente las propiedades de fluencia.
16
La densidad debe ser lo más baja posible debido a que los discos de
turbina deben ser resistentes y soportar cargas radiales, por lo que, estos
requisitos limitan la lista de materiales resistentes a la fluencia, por ejemplo
los cerámicos que presentan resistencia a altas temperaturas y presentan
bajas densidades, pero son demasiado frágiles. Los materiales que cumplen
con estas necesidades son las superaleaciones base cobalto y níquel (1).
Por otro lado, los materiales de aporte utilizados en los procesos de
soldadura por Brazing contienen elementos similares al de las
superaleaciones base cobalto, mismos que inducen de manera efectiva la
reparación de piezas por agrietamiento en los componentes aeroespaciales
(principalmente en alabes para turbinas) (2; 3; 4; 5; 6; 7; 8; 9). Sin embargo,
los altos contenidos de Al y Ti las hacen susceptibles a la formación de
microfisuras y capas de óxido entre la soldadura y el metal base,
disminuyendo las propiedades termomecánicas debido a la discontinuidad
¡nterfacial y a la deficiente distribución de esfuerzos del área soldada al
metal base (10; 11; 12; 13; 14; 15; 16). La combinación efectiva del proceso
de reparación de aleaciones base Co por Brazing y la técnica de
depositacion de material de aporte en forma de pasta da pie al uso de la
nanotecnología aplicada usando nanopartículas de Ni, Si y W para promover
la mojabilidad y reparación de las zonas soldadas (17; 18). Incluso en
contornos de complicado diseño y difícil acceso para el material de aporte
en la reparación de componentes aeroespaciales (19; 20; 21; 22).
17
Compresor AlabeConjunto de escape
Entrada de gas
Linea de montaje
Disco
Figura 2.1 Partes de una turbina de gas
2.2 Aleaciones de cobalto para alabes de turbina
2.2.1 Composición química
La resistencia a la corrosión, erosión y sulfuración de las superaleaciones
base cobalto o níquel son mejoradas notablemente mediante la adición de
elementos aleantes como el cobalto, níquel, cromo, tungsteno, carbono, entre
otros.
Generalmente, los contenidos en peso de los elementos aleantes en las
superaleaciones base cobalto son de 20 - 24 % níquel, 20 - 24 % de cromo, 13-
15 % de tungsteno, 0.05 - 0.15 % de carbono y el resto del contenido de
cobalto, como se muestra en la Tabla 2.1. Los elementos de aleación antes
mencionados proporcionan resistencia a la oxidación a altas temperaturas,
estas aleaciones deben soportar temperaturas por encima de los 1095°C (23).
18
Tabla 2.1 Composición química de las aleaciones base cobalto, % en peso (23).
Co Ni Cr Al Ti Mo W Ta B Zr c Otros
FSX-414 Bal. 10.5 29.5 - - - 7 - 0.012 -0.25 2 Fe
Stellite 21 Bal. 2 28.8 - - 5.5 - - - - 0.3 -
Stellite 31 Bal. 10 20 - - - 15 - - - 0.1 -
MarM302 Bal. - 21.5 - - - 10 9 0.005 0.015 0.85 -
MarM509 Bal. 10 23.4 - 0.25 - 7 3.5 - 0.35 0.6 -
Haynes- Bal. 22 22 - - - 14.5 - - - 0.1 3 Fe*
188 0.90La
Stellite 12 Bal. 3 29.5 " " - 8.5 • " " 1.4-
1.85
1 Mn
1.5 Si
2.2.2 Propiedades de las aleaciones base cobalto
Esta aleación posee de una buena ductilidad, capaz de ser conformada por
métodos convencionales y es fácil de soldar. Los altos contenidos de níquel,
cromo y tungsteno, lo cual mejora la resistencia a la oxidación y corrosión en
aplicaciones de altas temperaturas.
Debido a que esta aleación posee gran resistencia, baja conductividad
térmica, abrasión y tendencia a endurecerse durante el maquinado. Esta
aleación a diferencia de los aceros, se trabaja y endurece durante el
maquinado, ya que este se deforma ligeramente durante el corte dejando más
duro que el material original (24).
2.2.3 Modos de fallas en alabes de turbina
Los materiales usados con aplicación en alabes de turbina de gas están
propensos a la degradación durante su servicio debido a los efectos de la
temperatura, esfuerzos mecánicos y condiciones ambientales. Las condiciones
a las que se encuentran los alabes en cuanto a su rehabilitación y el tiempo de
vida es de gran importancia para el funcionamiento de la turbina, por lo que
estos se encuentran sujetos a controles estrictos durante la fabricación y el
montaje de las piezas en la turbina.
19
Algunos tipos de degradación que se presentan el material son grietas,
daños de fluencia, fatiga, baja estabilidad térmica (precipitación de fases no
deseadas) y ataque del medio ambiente.
La Figura 2.2, muestra las características macroscópicas de un alabe
dañado, en donde se puede observar un perfil aerodinámico el cual fue
fuertemente destrozado en donde la fractura ocurrió a lo largo de 2 secciones
en dirección al máximo esfuerzo de tensión. Evidentemente la fractura fue
obtenida por una deformación plástica, debido a que la hoja fue expuesta a más
altas temperaturas que las normales (25).
Canales de aireSuperficie de fractura
* »
Figura 2.2 Las imágenes muestran las fracturas obtenidas en el alabe a
diferentes condiciones de temperatura, a) La imagen muestra una distorsión
macroscópica en la superficie, b) Sección inferior de la superficie de fractura
muestra los canales de aire de refrigeración (25).
Otro tipo de falla es cuando el alabe expuesto a altas temperaturas presenta
una extensa oxidación en la superficie de la factura, (Figura 2.3). En las
I aleaciones base níquel la oxidación se presenta a temperaturas mayores o
iguales a 1000°C(25).
Canales de aire Superficiefracturada
20
Figura 2.3 La fotografía muestra una parte inferior de la superficie del alabe, y la micrografía fue
hecha mediante electrones secundarios en la superficie oxidada (25).
El cambio de microestructura debido a la variación de la temperatura
también se puede presentar en las aleaciones utilizadas para alabes de turbina,
como lo son, la precipitación de carburos de tipo MC en los límites de grano,
(Figura 2.4), los cuales pueden provocar la presencia de grietas intergranulares
como se muestra en la Figura 2.5 (25).
Figura 2.4 Micrografía tomada en el microscopio electrónico de barrido con electrones
retrodispersados en donde se muestra la precipitación de carburos MC en los límites de grano
al igual que una microestructura y' como matriz (25).
21
20 pm
Figura 2.5 Microgrietas observadas en micrografías obtenidas del microscopio electrónico de
barrido por electrones secundarios, en donde se observan microgrietas así como la
precipitación de carburos MC en el limite de grano (25).
2.3 Características microestructurales de las superaleaciones
base cobalto
2.3.1 Solidificación
Interface de la fase gamma en la superaleación soldada
La naturaleza de la solidificación a través de los límites e interfaces que
están presentes en el metal soldado base Co, presentan defectos en mayor
cantidad en la zona de fusión. Obviamente muchos de estos están directamente
ligados a la fabricación y servicio. No obstante, en estas superaleaciones se
presentan tres tipos de límites de grano que intervienen en la solidificación:
1) Solidificación a través de límites de subgranos.
La solidificación de subgranos representa una microestructura más fina que
se aprecia en un material. Estos subgranos están presentes normalmente como
celdas o dendritas y la separación entre los subgranos es conocida como límite
de subgrano (SSGP, por sus siglas en inglés). La composición química es
diferente a la microestructura a granel o burda. En este caso la redistribución de
22
soluto está condicionada a la ecuación de Scheil. Los límites de subgrano
cristalográficamente son llamados de ángulo bajo. Esta baja orientación resulta
en el crecimiento de subgranos durante la solidificación y crecen a lo largo de
las direcciones <100>. Debido a esto la densidad de las dislocaciones a lo largo
del SSGB es baja, ya que no hay una orientación que reacomode tales defectos
lineales.
2) Solidificación a través de los límites de grano.
La solidificación resulta de la intersección de paquetes, grupos o subgranos
(SGBs, por sus siglas en inglés). Por lo tanto, el crecimiento se origina a través
del crecimiento competitivo que ocurre detrás del charco de soldadura. Cada
uno de estos paquetes de subgranos tienen una dirección de crecimiento y
orientación. En su intersección entre los paquetes resulta en la formación de
límites de grano de ángulo alto. Esta orientación resulta en la formación de un
red de dislocaciones a lo largo del límite de grano. En el SGBs exhibe una
composición química de una redistribución de soluto durante la solidificación.
Resultando en una alta concentración de soluto e impurezas en el SGBs. Esto
conduce a la formación de películas de bajo punto de fusión a lo largo del SGB.
En el cual genera el agrietamiento en la zona soldada, Figura 2.6.
3) Migración de límite de grano.
El SGBs que se forma al final de la solidificación tiene la composición
química y estructura cristalina del componente. Básicamente, es posible que la
estructura cristalina del componente del SGBs migre. Este nuevo límite tiene un
ángulo alto de orientación del SGBs madre, llamado límite de grano migrado
(siglas en inglés, MGB). La composición química del MGB varía localmente, ya
que depende de la composición química de la microestructura del MGB.
Además, es posible que algo de segregación ocurra a lo largo del MGB en el
estado sólido, por el mecanismo de envejecido. Los elementos que migran por
procesos de difusión intersticial en las aleaciones base Co son: C, B y O,
principalmente. En la solidificación, el MGB es más prevalente en soldadura que
contienen la gamma como una fase predominante y estable. No obstante,
cuando una segunda se forma al final de la solidificación a lo largo del SSGBs y
23
SGBs, esta fase actúa como un mecanismo de frenado de una posterior
migración de límite de grano. La formación del MGBs y un efecto de frenado de
una segunda fase es un factor importante en los mecanismos propagación de
grietas (26), ver Figura 2.6.
11HHHH1 .S6B
Figura 2.6 Microestructura de una soldadura con metal de aporte que solidificó en una matriz
austenítica (26).
Segregación de elementos durante la solidificación
La soldabilidad, propiedades mecánicas y resistencia a la corrosión de las
superaleaciones base Ni o Co están controladas por la solidificación y
microestructura resultante en la zona de fusión. La microestructura primaria de
interés incluye la distribución de elementos aleantes a través de la
subestructura celular/dendrítíca y las fases que se forman en la zona de fusión
durante la solidificación. La conducta de solidificación en la zona de fusión es
controlada por la redistribución de soluto. Esta redistribución de soluto de los
elementos de aleación en las superaleaciones base Co son expresadas a
través de la siguiente ecuación (1):
Cs = kC0 [l—£-1 k~1 (1)
Donde la Cs es la composición del sólido en la interface sólido/líquido, Co es
la composición nominal de la aleación, fs es la fracción sólida y k es la contante
del coeficiente de distribución. El parámetro a corresponde a la difusión como:
(2)L2
24
Donde Ds es la difusividad del soluto en el sólido, tf es el tiempo de
solidificación (tiempo de enfriamiento entre el líquidus y sólidus terminal) y L, es
la mitad del espaciamiento dendrítico.
Es importante mencionar, que el numerador representa esencialmente la
distancia de un átomo de soluto capaz de difundir en el sólido durante la
solidificación y el denominador la longitud del gradiente de concentración. Por lo
tanto, cuando Dstf « L2, el soluto es capaz de difundir únicamente una pequeña
fracción del gradiente total, es decir, la difusión en estado sólido será
insignificante. En este caso se reduce a la ecuación simple de Scheil (a^O).
Cabe mencionar que la ecuación de Scheil describe la redistribución de soluto
cuando la difusión en el sólido es insignificante, es decir, asume el equilibrio en
la interface líquido/sólido, difusión completa en el líquido y, difusión
despreciable en estado sólido, así como una punta en la dendrita de
insignificante subenfriamiento.
Adicionalmente, elementos que exhiban valores de k<1 segregan en el
líquido durante la solidificación. En elementos con muy bajos valores de k
producen gradientes de concentración empinada a través de la subestructura
celular o dendrítica en la soldadura.
Se menciona que la difusión de los elementos substitucionales en estado
sólido es insignificante durante la solidificación en la zona de fusión de las
superaleaciones base Ni. Mismo fenómeno ocurrirá en las base Co debido a las
características cristalográficas, químicas y de fases al del Ni.
Por otro lado, los elementos de aleación substitucionales tienen las
siguientes implicaciones:
a) La redistribución del soluto y el gradiente de concentración final a través
de la subestructura celular/dendrítica en la zona de fusión producida bajo
una velocidad de subenfriamiento típico de soldadura por arco es
calculada a partir de la ecuación de Scheil (soldaduras obtenidas con
procesos de densidad de alta energía experimentará un subenfriamiento
en la punta de la dendrita que reducirá la extensión de la
microsegregación).
25
b) Para el caso de k=1, se produce pequeñas cantidades de
microsegregación durante la solidificación de la soldadura, Figura 2.7.
c «-o•o
o
I .. t t t t
i
1M M« 1W
Distancia (mieras)
Figura 2.7 Microsegregación de Ni, Cr y Mo en la zona de fusión de una superaleación Ni-
Cr-Mo (26).
c) El grado de microsegregación es asistido por la determinación directa del
valor de k para el elemento de interés. En este caso, el grado de
microsegregación incrementará con el descenso del valor de k (k<1). Por
ejemplo, concentraciones más bajas ocurrirá en el centro de la dendrita
donde inicia la solidificación, y la concentración en esta zona está dada
por kC0.
Lo anterior se explica en los sistemas de superaleaciones base Ni, se
muestra que el Nb tiene valores de k < 0.5, por tal motivo el potencial de
26
segregación es menor dando lugar a la formación de un precipitado
endurecedor NbNb. Indicando que la presencia del Ni u otros elementos reduce
la solubilidad del Nb en el Ni.
En el caso de elementos substitucionales como el Cr, Ni, Co y Fe tienen
valores de k cercanos a la unidad, debido a que son parecidos en tamaño
atómico, dando lugar a una máxima solubilidad apreciable (Reglas de Hume-
Rottery), ya que la diferencia del radio atómico es menor al 1 %. Esta conducta
es particularmente benéfica para el Cr, el cual es usado para la protección
corrosiva debido a la formación pasiva del Cr203. Un incremento en el gradiente
de concentración de este elemento conduce a corroer el centro de la dendrita,
mismo efecto lo ocasiona el Mo (microsegregación). En el caso del W, todavía
no está entendido el mecanismo, sin embargo tiene una muy pequeña
segregación y además incrementa la resistencia en las superaleaciones. En el
caso del Mo estabiliza las fases de intermetálicos tipo TCP (Topologically
Closed Packed), paquetes compactos topológicamente como las fases: a, u. y
P. Estas son indeseables en los cordones de soldadura, (ver Figura 2.8 y Figura
2.9) (26).
Figura 2.8 Imagen de MEB de la fase o observada en la zona de fusión (26).
27
Figura 2.9 Imagen de MEB de la fase P observada en la zona de fusión (26).
Reportes en la literatura (27), establecen la solidificación direccional (DS)
que se emplea en superaleaciones usadas en componentes de turbinas de gas
como son: cuchillas y alabes. Esta solidificación no elimina los límites de grano
transversales pero produce una estructura de grano columnar con dirección
paralela <001> en los ejes principales de tensión.
Las aleaciones con este tipo de solidificación presentan una excelente
ductilidad, así como también numerosos efectos han sido obtenidos durante la
presentación de la orientación preferencial del grano por colada DS.
También es bueno saber que la introducción del esfuerzo bajo tensión de la
superficie del componente por granallado y molienda durante la coldada es
inevitable, ya que ha sido reportado que una deformación plástica y un esfuerzo
residual provoca una recristalización en la superficie durante algún tratamiento
térmico. El crecimiento de recristalización de los granos puede ser retardada
por la fase y' no disuelta, por eutécticos residuales y por carburos dependiendo
de la fuerza impulsora. Por otro lado, la recristalización reduce drásticamente la
vida de fatiga, así como la fuerza de rotura por fluencia de las aleaciones de
solidificación. Básicamente las superaleaciones base cobalto presentan una
matriz de y y precipitados de carburos que mejoran las propiedades mecánicas
por endurecimiento (27).
28
La Figura 2.10 (a)rnuestra una imagen del crecimiento de la austenita con
dirección <001> paralela al eje de crecimiento. Así mismo, se aprecian tres
tipos de carburos en el límite de grano y región ¡nterdendrítica (Figura 2.10) (b)
(27).
(a)
2*mm%}®m
200um
Figura 2.10 Imágenes por microscopía óptica de microestructuras solidificadas
direccionalmente de una superaleacíón base Co. a) Estructura columnar y b)
Carburos en el límite de grano (27)
2.3.2 Microestructura
En los procesos de tratamientos térmicos para homogeneizar la
microestructura en piezas deformadas, se establece que las superaleaciones
después de las temperaturas de recocido no recristalizan por debajo de los
1040°C, (Figura 2.11).
F4UUU
a
n1—~
o 25001)(Ti
N
•
VI2000
"~
O0)*—
-o 1500TJm
TI
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4-
1000
O
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Xro
5
l ' l ' l ' i ' 1 ' 1 ' 1
1 •i :
-
ii
•
i _. i . i • 1
•
I i 1
29
1000 1050 1100 1150 1200 1250 1300
Temperatura de recocido (T/°C)
Figura 2.11 Profundidad máxima de la recristalización en función de la temperatura de recocido
(27).
No obstante, en zonas de alta deformación plástica presentan una
rescristalización discontinua en el centro de la red dendrítíca, (Figura 2.12 (a)).
Así mismo se aprecia al final del tratamiento térmico de recocido la formación
de maclas en los granos y brazos secundarios dendríticos, (Figura 2.12 (b) y
(c)). Cabe mencionar que se aprecian precipitados finos de M23C6 en las
bandas de deslizamiento donde había una alta densidad de dislocaciones.
Otros precipitados se forman (MC y M7C3) en las regiones libres de
deformación y en condición de colada, (Figura 2.12 (d)) (27).
30
•*» ***»•#*• * *• • * * * * *
Figura 2.12 (a) Zona de alta deformación plástica la cual presenta recristalización discontinua
en el centro de la red dendrítica. (b) y (c) Maclas en los granos y brazos secundarios
dendríticos, después de un tratamiento térmico de recocido, (d) Carburos M23C6 en las regiones
libres de deformación y en condición de colada (27).
Por otro lado, estas aleaciones solidificadas direccionalmente son
consideradas dúctiles a tiempos largos de servicio, resistentes a la corrosión, al
agrietamiento y estructuralmente estables a altas temperaturas que las
aleaciones de cobalto forjadas. La Figura 2.13 compara la resistencia a la
oxidación de la aleación Hayness 188 con otras aleaciones, donde se muestra
que la aleación Hayness 188 posee una buena resistencia en aire seco, pero
sus propiedades disminuyen en aire húmedo.
1
IE
1600
(•)
050
0»
025
-050
0»
Temperatura, °F
1700 »SO0 »W0
1835
Temperatura, °C
20»
SOS 120» I8O0
Tiempo de exposición, h
31
2)00
Figura 2.13 Resistencia a la oxidación de la aleación Haynes 188 en aire seco y húmedo (27).
Los precipitados predominantes en esta aleación son los carburos de tipo
M6C, M23C6, MC y M7C3 de donde el carburo predominante en este tipo de
aleaciones es el carburo M6C el cual es importante para las propiedades de
este material a altas temperaturas, principalmente porque restringe el
crecimiento de grano durante un tratamiento térmico. El carburo MC solamente
se encuentra presente en aleaciones que contengan titanio, tantalio, niobio,
zirconio y hafnio.
Esta aleación es caracterizada por una matriz y austenítica (fcc) reforzada
por solución sólida en la cual se encuentran distribuidas pequeñas cantidades
de carburos, la fase fcc es obtenida por la adición del 10% de níquel. La adición
de acero, manganeso y carbono estabilizan la fase fcc, mientras que el níquel y
acero le proporcionan maleabilidad a la aleación (28).
32
De lo contrario también existe la tendencia a estabilizar la fase hcp con la
adición de estos elementos, como el tungsteno el cual es agregado para el
reforzamiento por solución sólida, así como la adición de este elemento pude
generar la formación de pequeños intermetálicos como Co3W, Co2W y Co7W6,
el cromo es agregado para la resistencia a la corrosión y a la oxidación, así
como el aluminio se encuentra presente en algunas aleaciones base cobalto en
pequeñas cantidades para también proporcionar resistencia a la oxidación y
corrosión. Esta aleación contiene aproximadamente 0.1% en peso de carbono,
el cual es suficiente para formar el endurecimiento por carburos, pero lo
suficientemente bajo para mantener la ductilidad del material.
Por otro lado la adición de titanio en las aleaciones base cobalto también
conduce a la formación de un precipitado coherente llamado Co3Ti como un
endurecedor de fase. Desafortunadamente esta fase es estable solamente a
700°C la cual es mucho más baja que la fase y.
La aleación Hayness 188 fue desarrollada con la reducción de tungsteno, el
incremento de níquel y controlando los contenidos de sílice, lo cual redujo este
problema. Las aleaciones Hayness 188 contienen carburos MeC los cuales
transforman a M23C6 al ser expuestos a temperaturas en un rango de 816 a
927°C durante 3000 hrs (29).
La Figura 2.14 muestra una distribución de fases después de varios
tratamientos térmicos durante para la aleación Haynes 188 endurecida por
envejecido. En donde se observó que al realizar un temple en agua a la
aleación a 1177°C durante 10 minutos se obtuvieron precipitados MeC, al
agregarle un envejecido a la aleación a 649°C durante 3400 horas los
precipitados obtenidos fueron M6C, M23C6 en los límites de grano de la matriz
fcc, así como también al variar la temperatura y tiempo de envejecido a 871 °C
durante 6244°C horas se observaron precipitados M23C6, la fase leves y
probablemente precipitados M6C (29).
M6Co
o
o
33
Figura 2.14 Muestra la precipitación de carburos en la matriz fcc de una aleación de cobalto
Haynes 188 después de la realización de tratamientos térmicos de temple y envejecido
variando los tiempos y temperaturas de exposición (29).
Sin embargo, es factible que las superaleaciones base Ni o Co envejecidas a
tiempos mayores de 13300 h a 850°C modifican la morfología esférica de los
carburos M6C en forma acicular, (Figura 2.15) (29).
"M P \¡f
*•• * §°m
> 'v
'J*
'•v
r y
20pm
Figura 2.15 Morfología acicular de los carburos M6C después de ser sometidos a 13300h a
850°C (29).
Los carburos M7C3 se localizan en el interior del grano y en el límite de
grano, (Figura 2.16), por lo que el cambio de morfología de estos carburos se
debe al tratamiento térmico al que fue sometido o por servicio. Algunos
34
carburos secundarios dentro del grano pueden formarse debido a la
precipitación en dislocaciones cerca de grandes carburos primarios.
20»m
Figura 2.16 Precipitación de Carburos M7C3 en el interior y en el límite de grano (29).
La fase laves (Figura 2.17), proporciona mayor resistencia al desgaste a este
tipo de aleaciones, en donde los elementos que son agregados para
proporcionar estas propiedades de resistencia a la corrosión y desgaste son el
molibdeno y el silicio son agregados en exceso con el objetivo de incrementar la
dureza en esta fase y formar CoMoSi o Co3Mo2Si, sin embargo, limita
severamente la ductilidad y la resistencia al impacto del material.
40 ym
Figura 2.17 Fase laves presente en una aleación de cobalto (29).
35
Por otro lado, estudios de tratamientos térmicos de envejecido en aleaciones
base cobalto para implantes han mostrado la formación de microestructuras
heterogéneas. Debido a la formación central de estructuras provenientes en la
operación de vaciado por investimento. Así mismo, este defecto se presenta
con mayor reincidencia al incrementar la temperatura de vaciado. En la Figura
2.18 (a) se muestra la formación de precipitados en los espacios
interdendríticos. Lo anterior evidencia una microsegregación a 980°C por 5 h. A
altas magnificaciones se aprecia que estos precipitados son carburos que
crecen en el límite de grano. Estos son de morfología en bloque (Figura 2.18
(b)).
Figura 2.18 (a) Imagen de microscopía óptica de una muestra envejecida a 980°C por 5 h, (b)
Imagen de MEB de una muestra con precipitados en forma bloque en el límite de grano
envejecida por 980X por 5 h (30).
2.4 Proceso brazing
Es una soldadura limpia, que posee una gran resistencia mecánica y que no
requiere trabajos posteriores como por ejemplo, lijar, pulir, limar, etc. La
soldadura "Brazing" consiste en la unión de dos piezas mediante la aportación
36
de un metal que se introduce en el intersticio entre ambas piezas, en estado de
fusión debido al calentamiento de la unión. La fuerza de atracción es tal que
hace que el metal de aporte fundido penetre y se extienda entre las piezas de la
unión. En este proceso se requiere de mayores temperaturas que una
soldadura normal, pero el fundamento y conceptos son similares. La
temperatura de fusión del metal de aporte está por encima de los 450 °C,
normalmente entre los 600 y 800 °C pero siempre, por debajo de la temperatura
de fusión del material base.
Ventajas
• Facilidad para obtener uniones de buena calidad entre materiales
diferentes, incluso entre materiales metálicos y no metálicos o entre
materiales de diferente espesor.
Se realizan uniones de precisión.
Excelente distribución de tensiones y transferencia de calor.
Se preserva los recubrimientos y plaqueados de los materiales base.
Es un método de unión simple sobre grandes superficies.
Es un proceso económico en uniones complejas.
Es un proceso fácilmente automatizable.
Limitaciones
• La resistencia mecánica y la continuidad de las piezas no es comparable
a la que se obtiene con soldeo por fusión.
• La preparación y diseño de las piezas puede resultar complicado y
costoso.
2.4.1 Procedimiento de soldadura brazing
Las operaciones que deben llevarse a cabo en el proceso son:
• Limpieza de las superficies: las superficies de las piezas deben estar
libres de suciedad (óxidos, grasas,...) para obtener soldaduras de buena
J
37
calidad. Para eliminarlos se pueden emplear agentes químicos o
métodos mecánicos.
Ajuste de las piezas: las piezas deben estar fijas y lo más próximas
posible, para facilitar la difusión de los átomos del material de aporte por
capilarídad.
• Depositar el fundente: debe depositarse en la zona de la unión antes de
comenzar a soldar.
• Calentamiento: deben calentarse las zonas de la unión a una
temperatura lo suficientemente elevada para producir la fusión del
material de aporte.
• Enfriamiento y limpieza: para finalizar la soldadura, se deja que el
material de aporte que todavía está líquido se enfríe, teniendo cuidado
de que no se produzca ningún desplazamiento de las piezas. Una vez
enfriada la unión se eliminan las escorias para evitar posibles daños por
la acción de los fundentes salinos y para dar un mejor aspecto al cordón.
El calor necesario para realizar la unión se puede aplicar por distintos medios,
dando lugar a los siguientes procesos:
• Soldeo en horno: El calor necesario para el soldeo se obtiene
introduciendo las piezas en un horno que generalmente puede ser de
vacío, o continuo o de solera móvil.
• Soldeo por inducción: El calor necesario se obtiene por corrientes
inducidas por una bobina situada en las proximidades de las piezas a
unir y por la cual se hace pasar una corriente de alta frecuencia.
• Soldeo por llama: El calentamiento de la pieza se realiza por llama,
usando como herramienta uno o más sopletes y puede ser manual o no.
• Soldeo por infrarrojos: El calor necesario se consigue aprovechando los
rayos infrarrojos generados por una lámpara de cuarzo de alta
intensidad.
• Soldeo láser-brazing: En este caso es un haz láser el que proporciona el
calor necesario
38
2.4.2 Proceso de soldadura brazing en horno de resistencias
En proceso de soldadura por horno las temperaturas alcanzadas son de
2050° a 2100°F (1120° a 1150°C), temperaturas encima de las antes
mencionadas no son comunes en especial cuando se usan materiales de
acero inoxidable con metal de aporte base níquel o acero al carbono con
metal de aporte de cobre.
Los avances en la tecnología Brazing han extendido su definición
incluyendo la unión de metales para la unión de sustratos no metálicos,
incluyendo vidrio y materiales refractarios.
El proceso de soldadura Brazing por horno consiste en que las piezas a
unir son calentadas hasta el punto de fusión del metal de aporte utilizado, lo
cual permite que el metal de aporte fluya a través de acción capilar entre las
superficies ajustadas de la unión y forme una aleación del material de
transición (31).
Se han realizado estudios en aceros inoxidables 304, ya que estos
aceros al ser soldados a ciertas condiciones son susceptibles a corrosión lo
cual baja sus propiedades mecánicas. Estos efectos se presentan en zonas
cercanas a uniones por soldadura Brazing, en el caso de micro-grietas sin
soldar, los efectos se presentan debido a que hay una penetración
inadecuada durante el proceso de soldadura dando paso a la formación de
mícrofisuras.
Recientes estudios (18) establecen el efecto de las nanopartículas sobre
el tamaño y morfologías de eutécticos en la zona de fusión. La adición de
nanopartículas de tungsteno o silicio mediante el proceso de fase líquida
transitoria (TLP) empleando pasta BNi-9, proporciona una unión más
homogénea y evita la formación de eutécticos e intermetálicos de tamaños
grandes y distribuidos heterogéneamente en el cordón de soldadura (18).
39
tShV X150 IQOum 07 60 8EC
Figura 2.19 Imágenes de electrones retrodispersados del cordón de soldadura del acero
inoxidable 304 unidos mediante Brazing 1200°C a 60min, (a) cordón de soldadura sin
nanopartículas de tungsteno, (b) cordón de soldadura con nanopartículas de tungsteno (18).
Los resultados reportados (18) en especímenes soldadas por Brazing sin y
con nanopartículas de W, muestran que las microdurezas medidas en
diferentes zonas son alteradas a 1200°C en función del tiempo (Figura 2.19).
Se aprecia, que las muestras con nanopartículas de W a los 60 min de brazing
en la zona de fusión, alcanzan valores de microdureza cercanas al del metal
base. En la práctica de la soldadura es aceptable que las microdurezas sean
iguales a las del metal base. Debido a que se garantiza que el comportamiento
mecánico en el cordón de soldadura sea homogéneo. Esta disminución de
valores de microdureza en función del tiempo es debido a la disminución de
tamaño de los eutécticos e intermetálicos, así como una distribución
homogénea de los mismos (Figura 2.19 (b)). De esta manera se postula que la
disminución de tamaños de los eutécticos e intermetálicos es debido a la
40
formación de una barrera difusiva del W en contra del Cr, lo cual se ve reflejado
en la dureza del cordón de soldadura, (Figura 2.20) (18).
MN
§•O9
-r-
10 20
Without nanoparticles* melling zonc
—A—isothcnmtl zonc
> base metal
360 -] Wiíh nanoparticles—O— melting zone
_ —A isothermal zonc
O base metal
320
300-
280
260-
240
220-
200-
180
160
140 1 ' 1
30 40
Tiempo (min)
—i—
50
—I-
6(1
Figura 2.20 Variación de la microdureza realizada en el cordón de soldadura con y sin
nanopartículas de tungsteno (18).
Por otro lado, existen reportes en la literatura (32) sobre estudios en
muestras de acero inoxidable por el proceso Brazing, empleando
especímenes sin y con nanopartículas de silicio usando material de aporte
en pasta BNí-9 a 1200°C por 60 min. La muestra sin nanopartículas de silicio
mostró una estructura laminar arborescente, la cual, corresponde a un
intermetálico de Ni-Cr-Fe, adjuntos a boruros de cromo de morfología
irregular. En contraste, en la muestra con nanopartículas de silicio, la
estructura laminar del eutéctico se reduce y los boruros de cromo se
encuentran uniformes en el cordón de soldadura, (Figura 2.20) (32).
2.4.3 Defectos en las uniones soldadas por brazing
• Falta de llenado:
41
o Limpieza inadecuada de las superficies
o Temperatura de soldadura baja
o Tiempo de soldeo corto
o Fundente insuficiente o inadecuado
o Metal de aporte insuficiente o inadecuado
o Contaminación del material base en el proceso de soldeo
o Diseño de junta inadecuado
Fundente atrapado
o Fundente inadecuado
o Excesiva cantidad de fundente
o Diseño de junta inadecuado
Mala apariencia superficial
o Temperatura de soldeo demasiado elevada
o Tiempo de soldeo excesivo
o Metal de aporte excesivo o inadecuado
Erosión del metal base
o Temperatura de soldeo excesiva
o Tiempo excesivo a la temperatura de soldeo
o Exceso de metal de aporte
o Uso del metal de aporte cercano del límite superior de su rango
de temperaturas
Fisuración
o Ciclo térmico de soldeo inadecuado
o Erróneo diseño de junta
Porosidad e inclusiones
o Limpieza inadecuada
o Apertura de junta excesiva
o Insuficiente material de aporte
o Gas atrapado
o Temperatura de soldeo insuficiente
o Atmósfera de soldeo contaminada
42
o Movimiento de las piezas a temperatura de soldeo Pre-fijación
inadecuada
2.5 Método de fase líquida transitoria o TLP (Transíent Liquid
Phase)
Una amplia variedad de técnicas son utilizadas para unir materiales símiles y
disímiles. Sin embargo, en la práctica el número de procesos que emplean el
TLP (Transíent Liquid Phase, siglas en inglés) es limitado para una aplicación
específica por factores técnicos y económicos tales como: las características de
físicas y microestructurales de los materiales y las condiciones de servicio
requeridas. Existen cuatro procesos más importantes de unión en los cuales se
involucra la TLP, (Figura 2.21) (33):
Unon por difusión
LM«m pot cbfustcn#n MtM®0 Hijuelo (bWJng)
Umitsn por #<IM>s*er>
Figura 2.21 Procesos de unión los cuales involucran la TLP (33).
1. Soldadura por fusión: implica la fusión de las superficies de los
componentes y el mezclado en el charco líquido antes de solidificar para
formar una unión permanente.
2. Unión por difusión en estado sólido: las superficies a unir son
presionadas una contra otra y calentadas para soldarlas por interdifusión.
3. Unión por difusión en estado líquido (brazing): el metal de aporte líquido
fluye entre las superficies de los materiales base y solidifica para formar
una unión permanente.
43
4. Unión por adhesión: las superficies de los componentes son colocados
cara a cara junto con un fluido de naturaleza orgánica que se polimerizan
para formar intercapas de unión rígida.
En los procesos anteriormente mencionados dependen de la formación de
una fase líquida en la línea de enlace durante un ciclo de unión isotérmico. Esta
fase líquida penetra en el material base y solidifica en función del tiempo.
Debido a la difusión a temperatura constante, resultando en la unión por la
formación del TLP. Cabe mencionar que está formada por una intercapa rica en
una fase de bajo punto de fusión (generalmente, eutécticos) y que activa un
proceso interdifusivo. Después de la interdifusión preliminar entre la intercapa y
el metal base a la temperatura eutéctica, TE, se forma alternativamente una
intercapa más con una composición inicial apropiada. La velocidad de difusión
en fase líquida aumenta la disolución y/o remoción de la capa de óxido,
promoviendo el contacto íntimo entre las superficies.
Por otro lado, la presencia de una fase líquida reduce la presión requerida
para la unión por difusión en TLP en comparación con la unión por difusión en
estado sólido. Este fenómeno físico coadyuva la unión por difusión en estado
sólido de los materiales debido a una capa estable de óxido.
La unión por difusión de la mayoría de los metales se realiza bajo vacíos de
0.75 y 0.0075 mTorr en una atmósfera inerte (N2 o Ar). Con el objetivo de
reducir la oxidación de las superficies. Sin embargo, cuando los metales tienen
películas de óxido que son termodinámicamente inestables a la temperatura de
unión, se pueden llevar a cabo las uniones sin contratiempo a la intemperie
(33).
Unión por difusión en fase líquida transitoria (TLP)
Este proceso consiste en colocar una intercapa metálica de baja temperatura
de fusión entre las superficies de los componentes y después calentar el
ensamble para lograr la unión con una composición uniforme.
El resultado de este proceso es simple de describir, sin embargo la secuencia
de operaciones que conducen a esto es compleja, (ver Figura 2.22).
J
44
El calentamiento a la temperatura de unión transforma la intercapa al estado
líquido, ya sea por simple fusión o por la interacción con los materiales base,
produciendo una aleación de más bajo punto de fusión.
El ensamble es mantenido a esta temperatura por determinado tiempo para
que exista la difusión de los materiales base hacia la fase líquida y viceversa. El
ingreso del material base causa inicialmente un aumento del volumen en la fase
líquida, pero el efecto subsecuente es la disminución del volumen debido al
incremento en la concentración del material base en la fase líquida, y por
consecuencia provoca un aumento en la temperatura de fusión líquido y se
induce la solidificación isotérmica. La interdifusión posterior causa que la junta
líquida solidifique totalmente y además produce una homogenización química
de la unión con una composición similar a la de los materiales base (33).
tiñ °
• |l
• • o • 12 n
Figura 2.22 Etapas de la unión por fase líquida transitoria: a) Formación de una junta líquida, b)
Engrasamiento de la junta debido al ingreso del metal B, c) Adelgazamiento debido a la
solidificación isotérmica, c) Homogenización del sistema completamente sólido (33).
Formación de la unión en los procesos de difusión en TLP
La fuerza que impulsa la creación de la interface está dada por la
disminución de la energía del sistema producida por el reemplazamiento de las
superficies de los componentes en interfaces. Aunque el mecanismo
predominante que efectúa esta transformación es la interdifusión que se
produce entre los componentes y las intercapas.
45
Un ejemplo de este proceso, se muestra a continuación en un diagrama de
fase eutéctico simple en donde se pueden identificar seis etapas en el proceso
de unión de un sistema idealizado (ver Figura 2.23) (33).
1. El arreglo inicial de los componentes y las intercapas antes del proceso
de unión causa la deformación plástica de asperezas, produciendo
pequeñas áreas de contacto sólido/sólido y formación de la interface.
2. Al aumentar la temperatura de unión TE se genera una deformación
adicional en las asperezas, por lo que el crecimiento de las islas en la
interface crecen, debido a que la fuerza de cedencia disminuye con la
temperatura. La interdifusión ocurre a una velocidad cada vez mayor
durante el calentamiento, lo cual permite que el cambio de las
composiciones de la intercapa y los componentes a medida que la unión
se calienta a TE. La región superficial de la intercapa de metal A, se alea
para producir una fase aque contiene un aumento en la cantidad B,
mostrado como a->b, mientras que las superficies de los componentes B
son aleadas para producir una fase (3 que contiene un aumento en la
cantidad A, mostrado como d->e (33).
Composición
Figura 2.23 Diagrama de fase binario de un sistema A-B (33).
C*V> CPl
3. El aumento de la temperatura TE a la temperatura de unión TB causa que
tanto el contenido del metal B de la fase a y el contenido del metal A de
46
la fase (3 disminuya, de b->c, (Cai), y de e-M, (Cpi), formándose un líquido
eutéctico con una composición que está dentro de la región ghi. Este
líquido moja se esparce sobre las superficies sólidas de los componentes
y de la intercapa para aumentar su área de contacto y por consiguiente la
velocidad de aleación y formación del líquido causada por la
interdifusión.
4. Mantener el ensamble a la temperatura de unión TB causa una
homogenización de la fase líquida esparcida sobre toda la superficie y
además un ensanchamiento inicial conforme la interdifusión prosigue,
hasta que el perfil de composición en la fase líquida se nivela, lo cual
quiere decir que el líquido cesa. La interdifusión posterior causa un
cambio progresivo en la composición del líquido desde el punto h hasta
el punto g, disminuyendo su concentración a Qp. La velocidad de esta
homogenización es controlada principalmente por el coeficiente de
difusión en la fase líquida y por lo tanto esta etapa tarda poco tiempo en
ser completada.
5. Se inicia la solidificación isotérmica del líquido causando adelgazamiento
y posteriormente la desaparición completa de la capa líquida, la
solidificación isotérmica ocurre conforme los átomos de A comienzan a
difundir hacia la fase sólida y la zona líquida se contrae para mantener
las composiciones de C|Py Cpi en equilibrio en las fronteras sólido/líquido
en movimiento. El coeficiente de interdifusión en la fase sólida (Í3)
controla la velocidad de solidificación y debido a que la difusividad en el
sólido es muy baja el consumo de la fase líquida es muy lento
comparado a la etapa de disolución inicial en la cual la difusividad en el
líquido controla la velocidad de reacción. Debe ser mencionado que la
solidificación puede ocurrir antes de alcanzar la temperatura de unión si
la velocidad de calentamiento entre la temperatura eutéctica y la
temperatura de unión es demasiado baja.
6. Se debe de considerar una diferencia entre los procesos brazing y la
unión por difusión TLP. La fase líquida en un proceso brazing moja el
47
metal y solidifica únicamente cuando la temperatura de la interface
disminuye, mientras, que en la unión por difusión en TLP, la interdifusión
entre la fase líquida y el metal base conduce a un cambio en la
composición de la fase líquida y consecuentemente, a la solidificación
isotérmica. La temperatura de unión es determinada generalmente por la
temperatura en la cual se forma la fase líquida, es decir está ligeramente
sobre la temperatura eutéctica correspondiente (33).
2.6 Procesos de soldadura de superaleaciones base cobalto
Se han utilizado diversos procesos de soldadura para la reparación de
superaleaciones base cobalto así como para hacer recubrimientos de estas
aleaciones y aumentar su dureza, resistencia a la corrosión y al desgaste.
Algunos procesos de soldadura como el proceso de revestimiento con láser
es una nueva técnica para la reparación de los componentes de turbinas como
alabes, ese proceso se usa con un sistema estandarizado para láser con un
sistema de suministro de polvo especializado. Las áreas localizadas son
calentadas con el láser y las aleaciones de soldadura se depositan para rellenar
las grietas y prolongar el tiempo de vida del material.
En el 2002 los científicos A.S.C.M. d'Oliviera, R. Vilar y C.G. Feder utilizaron
este proceso de recubrimiento con láser además del proceso de plasma
transferido PTA, por sus siglas en inglés, los cuales se usaron variando los
parámetros de soldadura para cada proceso, posteriormente las muestras
obtenidas fueron sometidas a ciclos térmicos a altas temperaturas para
estabilizar la microestructura a 1050°C variando los tiempos, seguido de un
enfriamiento en agua. Las piezas presentaron una apariencia libre de porosidad
y agrietamiento, sin embargo, la microestructura dendrítíca (Figura 2.24),
obtenida PTA es mucho más gruesa que la obtenida con láser, lo cual se ve
reflejado en la dureza del material, teniendo como resultado 510 HV en el
proceso Láser y 470 HV en el proceso PTA. Sin embargo, al someter las piezas
de proceso Láser a ciclos térmicos a altas temperaturas, se observó un
J
48
decremento en la dureza del material debido al cambio de morfología de los
precipitados, mientras que la dureza de las piezas del proceso PTA permaneció
estable (34).
Plasma de arco transferido Revestimiento de láser
Figura 2.24 Microestructura obtenida con el proceso de soldadura PTA y Láser en una aleación
base cobalto (34).
CAPITULO III
ANÁLISIS Y DISCUSIONES DE LA
BIBLIOGRAFÍA
49
3.1 Proceso brazing para la reparación de alabes de turbina
En los últimos años, la soldadura se ha convertido en un proceso muy
utilizado para la reparación de componentes en la industria, automotriz,
aeroespacial, aeronáutica, etc. Sin embargo, mucho de los procesos utilizados
para la reparación de componentes, como en este caso turbinas de combustión,
no son lo altamente calificados, debido a que las propiedades resultantes en el
material soldado no son las apropiadas para la resistencia requerida para estos
componentes.
Debido a esto, el proceso de soldadura Brazing es uno de los procesos más
utilizados para la industria aeroespacial, debido a que las propiedades
obtenidas en el cordón de soldadura y metal base no son alteradas
microestructuralmente, por lo que las propiedades mecánicas no son alteradas
con Brazing a diferencia de otros procesos.
50
3.2 Formación de la fase líquida transitoria (TLP) durante la
aplicación del proceso Brazing
La formación de la fase líquida transitoria durante el proceso Brazing, se ha
convertido en una de las partes fundamentales para la homogenización de la
microestructura de la unión soldada. Esta fase líquida transitoria es la
convivencia de sólidos y líquido, los cuales están relacionados con el tiempo y
temperatura a la cual se realice el proceso de soldadura.
La formación de la fase líquida transitoria es un excelente método para la
solidificación de la zona isotérmica debido a que esta zona, entre más grande
sea a lo ancho y largo de la unión soldada, evita la formación de eutécticos o
intermetálicos que puedan disminuir las propiedades del cordón de soldadura.
CAPITULO IV
CASO DE ESTUDIO
51
El caso de estudio en esta monografía se llevó a cabo en tres etapas:
1) Caracterización microestructural de alabes de turbinas fracturadas
2) Caracterización de las materias primas
3) Proceso brazing de la superaleación base Co
4.1 Primera etapa:
4.1.1 Desarrollo experimental
Esta etapa se llevó a cabo para determinar y establecer los posibles
reactivos químicos para revelar la microestructura en los componentes de las
turbinas de gas elaboradas con superaleaciones base Co. Por otra parte, es
necesario realizar esta etapa debido a que estas partes son difíciles de
conseguir para estudiarlas y no se quiere desperdiciar material en el proceso
Brazing. Por lo tanto, en esta etapa se limita sólo a identificar fases empleando
diferentes reactivos y métodos de revelado microestructural mismos que se
1
52
seleccionaron considerando: 1) Rapidez de revelado microestructural, 2)
Identificación de fases y 3) Deterioro del material.
4.1.1.1 Inspección por estereoscopio de las muestras y análisis
microestructural por microscopio óptico metalográfico.
Antes de llevar a cabo la preparación metalográfica de las muestras de Co.
Se inspeccionaron las grietas mediante un estereoscopio marca Leithz. Con el
fin de evidenciar el inicio y final de las trayectorias de las grietas.
Posteriormente, se analizaron referencias bibliográficas sobre alabes de turbina
para investigar qué tipos de agentes químicos revelan microestructuras. De esta
manera establecer la preparación de los reactivos químicos para el revelado
microestructural. En este caso se emplearon tres mezclas químicas:
1. Metanol y ácido nítrico
2. Ácido fluorhídrico, ácido nítrico y metanol
3. Permanganato de potasio, hidróxido de potasio y agua destilada
A continuación se describe a detalle el siguiente procedimiento experimental
para las fracturas de turbinas:
Se cortaron probetas de 2 cm de largo en una cortadora marca Struers con
un disco de carburo de silicio. Posteriormente, el montaje se llevó a cabo con
resina de rápido termo-fraguado base Metil-Metacrilado marca Acryfix. La etapa
de desbaste se realizó en lijas de carburo de silicio del 80, 120, 320, 500, 800 y
1200 marca Struers. Una vez desbastadas se llevó a cabo el pulido en dos
etapas 1) paño Microcloth giratorio a la cual se le adicionó etanol y pasta de
diamante de 1um a una velocidad variable de 250 a 300 rpm y 2) pulido estático
durante 5 minutos continuos adicionándole a éste Silíca-gel. En esta etapa se
eliminan en gran medida las "rayas" que siguen presentes después del
desbaste y brinda una superficie tipo "espejo".
Generalmente después del pulido quedan residuos tanto del desbaste como
del mismo pulido por lo que es recomendable hacer una limpieza ultrasónica
[
53
para evitar problemas al momento de la interpretación de las micrografías. Por
ello se procedió a realizar la limpieza ultrasónica en un equipo marca Struers,
introduciendo las muestras en un vaso de precipitado de 150 mi marca PYREX
con etanol durante un tiempo de 5 min. Finalmente, se revelaron y analizaron
las microestructuras (usando tres mezclas químicas anteriormente descritas en
esta sección 4.1.3) por microscopía óptica metalográfica (MO, marca Olympus)
y microscopía electrónica de barrido (MEB, marca Phillips).
4.1.2 Discusión de los resultados
4.1.2.1 Inspección estereográfica de alabes de turbinas fracturadas
En la Figura 4.1 (a) se observan grietas en el alabe. Se aprecia el inicio de la
grieta en la parte delgada del alabe y se propaga hasta frenarse en la zona
gruesa de la pieza. La propagación de la grieta es errática y falló durante
servicio. A altas amplificaciones se aprecia entre las grietas desprendimiento de
material (Figura 4.1).
37 38 39 40 41 42 J1 45678' 2345b 7 H
••i •••
54
Figura 4.1 Imágenes tomadas del estereoscopio del alabe de Co fracturado: a) Inicio y
propagación de gnetas en la zona delgada y b) Desprendimiento de material entre la grieta
(amplificación 60X)
Este modo de falla corresponde posiblemente a un efecto térmico durante
servicio del alabe de turbina. A más altas amplificaciones se aprecia residuos
de material en color blanco correspondiente a una especie de salitre que se
formó por intemperismo (Figura 4.2).
55
(i) Salitre
Figura 4.2 Imagen por estereoscopio de formación de salitre por intemperismo tomada
amplificaciones de 40X.
4.1.2.2 Metanol (CH40) y ácido nítrico (HN03)
El empleo de esta mezcla química revela microestructura. Sin embargo, es
muy difícil apreciar el tipo de fase que está presente. Por otra parte, el tiempo
de revelado microestructural es de 1 min 35 s. Las fotomicrografías muestran
cadenas de carburos que son característicos en este tipo de super-aleaciones
base cobalto (Figura 4.3). Además, a más altas amplificaciones se observan
defectos de fundición que se obtienen durante la solidificación, comúnmente
presentes en muestras vaciadas: micro-rechupes (Figura 4.4).
HRHHHBHRMnHHMHRt
(I) Cadenas de carburos en el limite de grano(li) Eutéctico
Figura 4.3 Fotomicrografía de límites de grano con cadenas de carburos y eutécticos.
(I) Delecto de fundición {micro-rechupe)
Figura 4.4 Fotomicrografía de un defecto de fundición durante la solidificación.
56
4.1.2.3 Ácido fluorhídrico (HF), ácido nítrico (HN03) y metanol (CH40)
La mezcla de estos químicos revela carburos y un poco el límite de grano.
Además, el tiempo de revelado es muy largo: 8 min 30s. En la Figura 4.5 se
aprecian carburos de morfología redonda en el límite e interior del grano,
además, microporos. Los microporos son defectos que coalescen y crecen para
57
propiciar la propagación de microgrietas intergranulares. No obstante, en este
caso sería interesante realizar una inspección detallada a altas amplificaciones
ra identificar si fueron propiciados por licuación de fases (MC) o defectos de
ndición. Así mismo, establecer por norma el porcentaje de poros que deben
ner los alabes.
Figura 4.5 Fotomicrografías de carburos y microporos del alabe de cobalto atacada
químicamente con el reactivo 2.
4.1.2.4 Permanganato de potasio (KMn04), hidróxido de potasio (NaOH) y
agua destilada (H20).
Empleando este reactivo, a bajas amplificaciones se aprecia estructura
dendrítica (Figura 4.6). Los tiempos de revelado microestructural son
comparativamente mucho menores con respecto a los reactivos uno y dos. El
tiempo de revelado fue de 5 s. Adicionalmente, este reactivo colorea
eficientemente las fases: en color gris M7C3 y en color negro cadenas del M23C6
[1].
* \ •*** ¡i * * ' • •» '.
V1 ' 1 i"
/
*£
Figura 4.6 Fotomicrografía de dendritas en una muestra del alabe de turbina atacada
químicamente con el reactivo tres
58
En la Figura 4.7 se aprecian tres fases identificadas por coloración y
morfología. De acuerdo a la literatura [1], en color gris claro sugieren que
corresponde a la fase M7C3 y, en color café al M23C6. Ambas crecen en el límite
de grano. En contraste, la fase eutéctica en color café se identifica por su
morfología en forma de escritura china y en el interior del grano.
Figura 4.7 Fotomicrografía microestructural del alabe de cobalto atacada químicamente con el
reactivo tres: 1) M23C6; 2) Intermetálico y 3) M7C3.
59
En otras áreas inspeccionadas de la muestra se observaron carburos de
diferentes tipos (ver Figura 4.8) los cuales se presentan por las condiciones de
uso del alabe ya que está sometido a grandes esfuerzos y trabaja a diferentes
temperaturas lo cual propicia la formación precipitados en diferentes puntos de
la pieza.
Ir*-.
Figura 4.8 Fotomicrografía microestructural del alabe de cobalto con precipitados en el interior
del grano y carburos en el límite de grano atacado químicamente con el reactivo tres.
4.1.2.5 Ataque electroquímico.
En este apartado se utilizó otra técnica de revelado microestructural. El
sactivo químico empleado fue 50 mi de H2S04, 40 de HN03, 10 mi de H3P04 y
íl resto de agua destilada. El voltaje empleando fue de 3 V y 3-6 A por 2 a 3 s.
La Figura 4.9 muestra la microestructura del cobalto. Se aprecian límites de
grano de tipo collar, así como regiones de precipitación en el interior de grano.
Esta precipitación evidencia segregación debido a temperaturas considerables
de operación así como el tiempo en servicio. Lo más importante es que este
ataque electroquímico revela con mayor nitidez este tipo segregación.
Carburos
M23C6
60
Figura 4.9 Fotomicrografía de zonas de precipitación de carburos M23C6 en el límite de grano a
10x.
A altas amplificaciones se muestra a detalle la presencia de un intermetálico
tipo Leaves adjunto a precipitados distribuidos y de diversos tamaños (Figura
i4.10). Reportes en la literatura (27) muestran el tipo y morfología del
¡ntermetálico Leaves
• •<#•*#-••. **4». m .
Figura 4.10 Fotomicrografía de la fase Leaves y precipitados en el alabe de trubina a 500
aumentos.
61
Por otro lado este tipo de reactivo y método de revelado de microestructura
permite evidenciar agujas distribuidas en la matriz del alabe. Estas agujas
corresponden al carburo M6C (Figura 4.11), modificado por las altas
temperauras y horas de servicio.
••:-;
• • • •
^ •
." /
Figura 4.11 Fotomicrografía de carburos M6C con diferente morfología.
4.1.2.6 Análisis microestructural por microscopía electrónica de barrido
(MEB)
Esta técnica se utilizó para analizar la composición química de las fases.
Obviamente, a altas amplificaciones se aprecian fases que no son visibles con
el microscopio óptico metalográfico.
En la Figura 4.12 se muestra una imagen obtenida por electrones
retrodispersados de fases analizadas por MEB. Se aprecian tres tipos de fases
con su correspondiente patrón de difracción.
•*
•
«.A
- 2*^_
m>
V «i
*
HEfel 10pm 10 60 BE<?
\ú i K-k.K. I: .i£*.01 23456789
:kM Sc«*e 1749 Ct: C« sor 3 406 (5) cts) heV
62
Figura 4.12 Imagen por electrones retrodispersados de fases analizadas por EDX (Energía
Dipersiva de rayos-X). 1) Fase rica en Cr y trazas ricas en renio; 2) Fase rica en Co y 3) Fase
con trazas de Nb.
En la Figura 4.13 se observa un análisis de área con coloración por EDX. Se
aprecia que en el límite de grano hay mayor contenido de Cr, Figura 4.13(a). En
contraste, en el interior del límite de grano, en color verde, se tienen zonas ricas
en el elemento de Co (Figura 4.13(b)).
63
CrKalCoKal
(a) (b)
Figura 4.13 Imagen analizada por técnica EDX en un punto eutéctico de la muestra donde
destaca por coloración su contenido en Co (a) y Cr (b).
Los reactivos 1 y 2 empleados para revelar microestructuras atacan
químicamente los carburos en los límites e interior del grano. Sin embargo, no
se aprecia ningún tipo de coloración, además, el tiempo del revelado químico es
mayor a cinco minutos, esto acarrea una desventaja para el análisis de las
fases e incrementa el tiempo de revelado.
Por otro lado, el reactivo 3 tiene un mejor ataque químico selectivo, debido a
que colorea carburos a lo largo del límite de grano en colores: café, negro y
gris. Adicionalmente, denota perfectamente los eutécticos en el interior y límite
de grano, así como la formación carburos M23C6 en forma de collar. Finalmente,
64
en fines prácticos y de revelado de la fase o y Leaves se recomienda el ataque
electroquímico.
4.2 Segunda etapa: Caracterización y análisis de las materias
primas para el brazing
4.2.1 Desarrollo experimental
4.2.1.1 Caracterización de la pasta de aporte previo al proceso Brazing
La caracterización de las materias primas se realizó con el fin de conocer el
contenido químico de las mismas y, así proponer las temperaturas y tiempos de
brazing de las muestras de Co estudiadas en este trabajo monográfico. Por lo
tanto, es de vital importancia emplear técnicas de caracterización adecuadas
para explicar los fenómenos que ocurren en la soldadura.
Inicialmente se llevó a cabo la caracterización del metal de aporte en pasta
210-S marca Nicrobraz por Difracción de Rayos-X empleando un difractómetro
marca Phillips X'Pert 3040. En base a la información insuficiente de la técnica
por DRX, se procedió a caracterizarlo por el método semicuantitativo en
Espectrometría de Fluorescencia de Rayos X (FRX) mediante un equipo marca
Bruker modelo S4 Pionner. El cual está provisto de una fuente de excitación de
4 kW. El barrido de la muestra se realizó al vacío de 71 elementos (Na a U), con
un %RSD aproximado para concentraciones >1% de 5 a 10 y para
concentraciones <1% de 10 a 20 bajo las siguientes condiciones operativas
para el análisis de la pasta:
• Tubo de RX con ánodo de Rh
•Voltaje de excitación de 25 a 60 kv.
• Colimador de 0.46dg
• Máscara de colimador de 34mm
•Cristales LIF200 (lithium fluoride) y PET (pentaerithrit)
65
4.2.2 Discusión de resultados
La Figura 4.14 muestra que el principal elemento del cual está compuesta la
pasta es el cobalto, en donde la intensidad de los tres picos más grandes del
espectro representa al elemento cobalto, mientras que los de menor dimensión
son los elementos que se encuentran en estado amorfo.
PcatJonCaTfm»! 'Ce*a*r (Cut:-
Figura 4.14 Difracción de Rayos X de la pasta como metal de aporte.
Los resultados de la composición química realizada mediante Fluorescencia
de Rayos X (FRX) se muestran en la Tabla 4.1 , en donde, el aluminio mejora la
resistencia a la corrosión y estabiliza los precipitados de carburos MC y M23C6.
El sodio, azufre y calcio actúan como fundentes, el hierro se adiciona para
obtener soldabilidad entre el metal de aporte y el metal base, el tungsteno y
cromo son formadores de diversos carburos los cuales precipitan tanto en el
límite de grano como en el interior del grano, mientras que el silicio forma
silisuros de hierro y reduce la oxidación durante la soldadura por Brazing.
Tabla 4.1 Composición química de la Pasta 210-S obtenida mediante Espectrometría de
Fluorescencia de Rayos X, % en peso.
Al s Na Ca Fe P w Si Ni Cr Co
0.038 0.042 0.120 0.148 0.193 0.262 4.760 4.920 18.320 19.020 52.190
66
4.3 Tercera etapa: proceso Brazing del alabe con y sin WNPS
4.3.1 Desarrollo Experimental
4.3.1.1 Caracterización por plasma de la superaleación base Co.
4.3.1.2 Análisis químico de la superaleación base cobalto
Se analizó químicamente la muestra de la aleación base cobalto mediante la
técnica de espectroscopia de plasma (ICP), con el objetivo de conocer el
porcentaje exacto de los elementos aleantes.
4.3.1.3 Preparación de las fracturas de la superaleación base Co
Muestras de la superaleación base Co se maquinaron en dimensiones de 10
mm x 10m x 60 mm para fracturarlas por la prueba Charpy. La superficie de la
fractura se inspeccionó mediante microscopía electrónica de barrido (MEB)
marca Philips XL30.
4.3.1.4 Impregnación de las muestras con fractura para el proceso de
soldadura brazing
Dos pares de muestras fracturadas de la superaleación base Co se limpiaron
con ultrasonido por 30 min. En paralelo se dispersaron 2 g de nanopartículas de
W en etanol por 20 min. Posteriormente, en el mismo vaso de precipitado con
las nanopartículas de W dispersas, se introdujeron un par de fracturas y
sonicaron por 30 min. Con el fin de que éstas llenen las microcavidades y
microgrietas de las fracturas.
67
Figura 4.15 Impregnación de las fracturas con WNPS.
4.3.1.5 Proceso brazing de muestras de la superaleación base Co.
Las fracturas sin y con nanopartículas, se introdujeron en un horno tubular
marca Thermolyne modelo 600 (Figura 4.16), programado con rampas de
calentamiento y enfriamiento de 10°C/min a 1200°C por 30 min, 1 h y 2 h. El
proceso de Brazing se llevó a cabo con inyección de una atmósfera inerte de Ar
(100 ml/min). Terminado el ciclo del proceso Brazing se prepararon y
observaron las fases presentes sin ataque electroquímico y se inspeccionaron
mediante microscopía óptica. Finalmente, el análisis microestructural se llevó a
cabo mediante una preparación metalográfica.
4.3.1.6 Preparación metalográfica de las muestras unidas por Brazing
Antes de la etapa de pulido se eliminó material residual de las lijas mediante
un equipo de ultrasonido marca Struers por 30 min. Posteriormente se pulieron
a espejo las muestras en paños microcloth y empleando como agente pulidor
pasta de diamante de 1 mm marca Struers. Del mismo modo que en la etapa de
desbaste, se limpiaron por ultrasonido por 30 min para eliminar los residuos de
68
material de esta etapa. Finalmente, las muestras se atacaron
electroquímicamente en un recipiente e acero inoxidable conectado a la fuente
de poder de 3 V por 2 s. El agente químico de ataque empleado para revelar la
microestructura: 50 mi de H2S04, 40 mi de HN03, 10 mi de H3P04 y el resto de
agua destilada. Las muestras con ataque electroquímico se enjuagaron con el
agua de grifo y se limpiaron con alcohol impregnado en algodón.
smHtgh Twnperalure lube Fuma»
\F* m *
L. -mm_Jf 1
Figura 4.16 Horno tubular utilizado para la realización del proceso Brazing.
4.3.2 Discusión de resultados
4.3.2.1 Análisis de la composición química de la superaleación base Co
La composición química se demuestra en la Tabla 4.2, en donde se muestra
la comparación del porcentaje en peso de la muestra analizada y la
composición según la literatura. De acuerdo a la composición química
69
analizada por Espectroscopia de Plasma y, el comparado en la literatura sededuce una aleación base Co Stellite 12.
Tabla 4.2 Composición química de la aleación de cobalto stellite 12, obtenida por el métodoICP, % en peso
Aleación Co Ni Cr
Stellite 12 Bal.Max.
29.5
Fe
Max.
2.5
1.4
1.85
Mn Si W Sb
Analizada Bal. 67l9 25.53 054 187 041 Olí - 6~22~
1.5 8.5
Cabe mencionar, que el análisis metalúrgico permite proporcionarinformación necesaria para tomar decisiones sobre la posibilidad de reparación,establecer riesgos de fisuras o agrietamiento.
4.3.2.2 Caracterización de la superficie de fractura
La Figura 4.17 muestra una fractura de la superficie de una superaleaciónbase Co antes de ser impregnada con nanopartículas de tungsteno. Seaprecian diversas microgrietas de diferentes tamaños y adyacentes a unmicrogrietas de mayor tamaño.
Figura 4.17 Imagen de electrones secundarios de la superficie de fractura por Charpy de usuperaleación base Co.
na
70
El objetivo de la impregnación de las nanopartículas es penetrar al interior de
las grietas y recubrir en su totalidad el área para que haya una reacción de
química con la pasta (ver Figura 4.18) y de esta manera se genere una fase
líquida transitoria durante las primeras etapas del proceso Brazing y forme una
zona isotérmica.
Figura 4.18 Imagen de electrones secundarios de la superficie de fractura con nanopartículas
de tungsteno impregnadas por sonicación
4.3.2.3 Caracterización del alabe unido por brazing con ataque químico
En la Figura 4.19, se observan muestras de la superaleación base Co unidos
por el proceso Brazing a 1200°C por 30 min, 1 y 2 h. Se aprecia a detalle que el
tiempo de Brazing por 30 min no es recomendable, debido a la falta de fusión
entre la pasta y el metal base. No obstante, a tiempo de 1 y 2 h se muestra una
mejor soldabilidad.
71
Figura 4.19 Alabes de turbina de superaleación base Co (Stellite 12) unidas por Brazing a1200°C: a) sin pulir y b) pulidas.
La Figura 4.20, muestra comparativamente las soldaduras de las
superaleaciones base Co unidas por Brazing a 1200°C por 1 y 2 h.
Comparativamente, se aprecian fases de morfología acicular en las muestras
sin Wnps a 1 y 2 h (Figura 4.20 (b) y (d)). La zona isotérmica indica a que tiempo
de disolución y homogenización debido a la presencia de una fase líquida
transitoria iniciado por WNPS. Finalmente, se observa una disminución de
tamaño de los carburos en la zona de fusión. Cabe mencionar, que las zonas
de fusión tanto en las muestras sin y con nanopartículas, solidifican a partir de
una cantidad considerable de líquido.
72
2 hrs lhr
Sin nano
Zona de fusión
Con nano
W,N«Zona Isotérmica
Metal bata
Figura 4.20 Micrografías de muestras unidas a 1200°C por Brazing sin y con WNPS a) 2 hrs sin
WNPS; b) 1 h sin WNPS; c) 2 hrs con WNPS y d) 1 h con WNPS
A altas amplificaciones en las zonas de fusión, la Figura 4.21 (a), (b), (c) y (d)
muestra la comparación de tamaños de las fases presentes en las muestras
unidas en el horno tubular a 1200°C por 1 y 2 h sin y con WNps- Evidentemente,
se aprecia un cambio de morfología y tamaños de las fases a 2 h con WNps
(Figura 4.21 (d)).
73
a) 1 h sin Nanopartículas de W
b) 2 h sin Nanopartículas de W d)2 h con Nanopartículas de W
Figura 4.21 Micrografías de muestras de la superaleación base Co soldadas por Brazing a1200°C a diferentes tiempos sin y con WNPS.
4.3.2.4 Efecto del proceso Brazing con y sin WNPS en las aleaciones base
cobalto.
A altas amplificaciones en la zona de fusión MZ, la Figura 4.22 (a) y (b)
muestra imágenes de SEM y análisis químicos por mapeo de muestras sin y
con WNps unidas por Brazing a 1200°C por 1 h. La Figura 4.22 a) muestra fases
de tamaños grandes de morfología acicular, que corresponden a fases ricas en
el elemento Cr. Comparativamente, estas estructuras ricas en Cr disminuyen de
tamaño en la muestra unida por Brazing con WNps (Figura 4.22 (b)). Hasta el
momento no hay explicación a detalle sobre el mecanismo por el que la
microestructura se vuelve más fina empleando WNps, sin embargo, se postula
que durante la etapa de disolución entre la capa intermedia de fusión y el metal
base, las WNPS actúan como barrera difusiva para el Cr. Además, algunosinformes en la literatura confirman que el W modifica de alguna manera la
morfología y el tamaño de los intermetálicos y eutécticos (35; 36; 37).
74
Figura 4.22 Imágenes obtenida por electrones retrodispersados de las muestras unidas por
Brazing a 1200°C por 1 h; a) sin WNPS y b) con WNPS.
75
El mismo fenómeno postulado anteriormente se observó en las muestras
unidas por brazing a 1200°C por 1 h sin nanopartículas de W. Se aprecia un
crecimiento excesivo del intermetálico a rico en Cr (Figura 4.23 (a)). En
contraste, en las muestras con nanopartículas de tungsteno se observaron
carburos tipo MC con bajos contenidos de Cr (Figura 4.23 (b)). Mientras tanto,
los carburos M23C6 tienen altos contenidos de Cr debido a una posible
descomposición del carburo tipo MC que proporciona el Cr. Esta fase es
inestable a altas temperaturas (38) .Así mismo, en la literatura (39) sugieren
que la fase o disminuye las propiedades mecánicas, así como la resistencia a la
corrosión y soldabilidad. Además, es difícil prevenir la formación o precipitación
de la fase o cuando se tienen altos contenidos de Cr en el metal de aporte
como en el metal base.
CrK 69.98
CoK 20.92
NIK 9.10
MC
CrK 20.13
MnK 0.40
CoK 57.81
NIK 14.57
Wl 7.09
Figura 4.23 . Imágenes por SEM de una aleación base Co unida por brazing a 1200°C por 1 h:
a) sin nanopartículas de tungsteno y b) con nanopartículas de tungsteno.
CAPÍTULO V
CONCLUSIONES
76
El proceso brazing en aleaciones base Co en horno de resistencias, esfactible de llevarlo a cabo a 1200°C por 1 y 2 h, empleando velocidades de
calentamiento-enfriamiento de 10°C/min. en una atmósfera de Ar.
Aplicar nanopartículas de tungsteno en las aleaciones base Co soldadas a
1200°C por 1 h, disminuyen el tamaño y mejoran la distribución y morfologíasde los eutécticos en el cordón de soldadura.
Las muestras de Co sin usar nanopartículas y unidas por brazing a 1200°Cpor 1 h presentan un crecimiento acicular de ¡ntermetálicos ricos en Cr.
Se identifican tres zonas de soldadura brazing a 1200°C por 1 h usandonanopartículas de tungsteno: 1) Metal base, 2) Zona Isotérmica y 3) Zona defusión.
77
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80
ÍNDICE DE FIGURAS
Figura 2.1 Partes de una turbina de gas 17
Figura 2.2 Las imágenes muestran las fracturas obtenidas en el alabe a
diferentes condiciones de temperatura, a) La imagen muestra una distorsión
macroscópica en la superficie, b) Sección inferior de la superficie de fractura
muestra los canales de aire de refrigeración (25) 19
Figura 2.3 La fotografía muestra una parte inferior de la superficie del alabe, y la
micrografía fue hecha mediante electrones secundarios en la superficie oxidada
(25) 20
Figura 2.4 Micrografía tomada en el microscopio electrónico de barrido con
electrones retrodispersados en donde se muestra la precipitación de carburos
MC en los límites de grano al igual que una microestructura y' como matriz (25).
20
Figura 2.5 Microgrietas observadas en micrografías obtenidas del microscopio
electrónico de barrido por electrones secundarios, en donde se observan
microgrietas así como la precipitación de carburos MC en el límite de grano
(25) 21
Figura 2.6 Microestructura de una soldadura con metal de aporte que solidificó
en una matriz austenítica (26) 23
Figura 2.7 Microsegregación de Ni, Cr y Mo en la zona de fusión de una
superaleación Ni-Cr-Mo (26) 25
81
Figura 2.8 Imagen de MEB de la fase a observada en la zona de fusión (26). .26
Figura 2.9 Imagen de MEB de la fase P observada en la zona de fusión (26). .27
Figura 2.10 Imágenes por microscopía óptica de microestructuras solidificadas
direccíonalmente de una superaleación base Co. a) Estructura columnar y b)
Carburos en el límite de grano (27) 28
Figura 2.11 Profundidad máxima de la recristalización en función de la
temperatura de recocido (27) 29
Figura 2.12 (a) Zona de alta deformación plástica la cual presenta
recristalización discontinua en el centro de la red dendrítica. (b) y (c) Maclas en
los granos y brazos secundarios dendríticos, después de un tratamiento térmico
de recocido, (d) Carburos M23C6 en las regiones libres de deformación y en
condición de colada (27) 30
Figura 2.13 Resistencia a la oxidación de la aleación Haynes 188 en aire seco y
húmedo (27) 31
Figura 2.14 Muestra la precipitación de carburos en la matriz fcc de una
aleación de cobalto Haynes 188 después de la realización de tratamientos
térmicos de temple y envejecido variando los tiempos y temperaturas de
exposición (29) 33
Figura 2.15 Morfología acicular de los carburos M6C después de ser sometidos
a 13300h a 850°C (29) 33
Figura 2.16 Precipitación de Carburos M7C3 en el interior y en el límite de
grano (29) 34
Figura 2.17 Fase laves presente en una aleación de cobalto (29) 34
Figura 2.18 (a) Imagen de microscopía óptica de una muestra envejecida a
980°C por 5 h, (b) Imagen de MEB de una muestra con precipitados en forma
bloque en el límite de grano envejecida por 980°C por 5 h (30) 35
Figura 2.19 Imágenes de electrones retrodispersados del cordón de soldadura
del acero inoxidable 304 unidos mediante Brazing 1200°C a 60min, (a) cordón
de soldadura sin nanopartículas de tungsteno, (b) cordón de soldadura con
nanopartículas de tungsteno (18) 39
82
Figura 2.20 Variación de la microdureza realizada en el cordón de soldadura
con y sin nanopartículas de tungsteno (18) 40
Figura 2.21 Procesos de unión los cuales involucran la TLP (33) 42
Figura 2.22 Etapas de la unión por fase líquida transitoria: a) Formación de una
junta líquida, b) Engrosamiento de la junta debido al ingreso del metal B, c)
Adelgazamiento debido a la solidificación isotérmica, c) Homogenización del
sistema completamente sólido (33) 44
Figura 2.23 Diagrama de fase binario de un sistema A-B (33) 45
Figura 2.24 Microestructura obtenida con el proceso de soldadura PTA y Láser
en una aleación base cobalto (34) 48
Figura 4.1 Imágenes tomadas del estereoscopio del alabe de Co fracturado: a)
Inicio y propagación de grietas en la zona delgada y b) Desprendimiento de
material entre la grieta (amplificación 60X) 54
Figura 4.2 Imagen por estereoscopio de formación de salitre por intemperismo
tomada amplificaciones de 40X 55
Figura 4.3 Fotomicrografía de límites de grano con cadenas de carburos y
eutécticos 56
Figura 4.4 Fotomicrografía de un defecto de fundición durante la solidificación.
56
Figura 4.5 Fotomicrografías de carburos y microporos del alabe de cobalto
atacada químicamente con el reactivo 2 57
Figura 4.6 Fotomicrografía de dendritas en una muestra del alabe de turbina
atacada químicamente con el reactivo tres 58
Figura 4.7 Fotomicrografía microestructural del alabe de cobalto atacada
químicamente con el reactivo tres: 1) M23C6; 2) Intermetálico y 3) M7C3 58
Figura 4.8 Fotomicrografía microestructural del alabe de cobalto con
precipitados en el interior del grano y carburos en el límite de grano atacado
químicamente con el reactivo tres 59
Figura 4.9 Fotomicrografía de zonas de precipitación de carburos M23C6 en el
límite de grano a 10x 60
83
Figura 4.10 Fotomicrografía de la fase Leaves y precipitados en el alabe de
trubina a 500 aumentos 60
Figura 4.11 Fotomicrografía de carburos M6C con diferente morfología 61
Figura 4.12 Imagen por electrones retrodispersados de fases analizadas por
EDX (Energía Dípersiva de rayos-X). 1) Fase rica en Cr y trazas ricas en renio;
2) Fase rica en Co y 3) Fase con trazas de Nb 62
Figura 4.13 Imagen analizada por técnica EDX en un punto eutéctico de la
muestra donde destaca por coloración su contenido en Co (a) y Cr (b) 63
Figura 4.14 Difracción de Rayos Xde la pasta como metal de aporte 65
Figura 4.15 Impregnación de las fracturas con WNps 67
Figura 4.16 Horno tubular utilizado para la realización del proceso Brazing 68
Figura 4.17 Imagen de electrones secundarios de-la superficie de fractura por
Charpy de una superaleación base Co 69
Figura 4.18 Imagen de electrones secundarios de la superficie de fractura con
nanopartículas de tungsteno impregnadas por sonicación 70
Figura 4.19 Alabes de turbina de superaleación base Co (Stellite 12) unidas porBrazing a 1200X: a) sin puliry b) pulidas 71
Figura 4.20 Micrografías de muestras unidas a 1200°C por Brazing sin y con
WNps a) 2 hrs sin WNPS; b) 1 h sin WNPS; c) 2 hrs con WNPS y d) 1 h con WNPS .72
Figura 4.21 Micrografías de muestras de la superaleación base Co soldadas por
Brazing a 1200°C a diferentes tiempos sin y con WNPS 73
Figura 4.22 Imágenes obtenida por electrones retrodispersados de las muestras
unidas por Brazing a 1200°C por 1 h; a) sin WNPS y b) con WNPS 74
Figura 4.23 . Imágenes por SEM de una aleación base Co unida por brazing a
1200°C por 1 h: a) sin nanopartículas de tungsteno y b) con nanopartículas de
tungsteno 75
84
ÍNDICE DE TABLAS
Tabla 2.1 Composición química de las aleaciones base cobalto, % en peso (23).
18
Tabla 4.2 Composición química de la Pasta 210-S obtenida mediante
Espectrometría de Fluorescencia de Rayos X, % en peso 65
Tabla 4.1 Composición química de la aleación de cobalto stellite 12, obtenida
por el método ICP, % en peso 69
85
7 RESUMEN AUTOBIOGRÁFICO
Autora de la monografía:
Ingeniera Nancy del Rocío Esquivel Constante
Lugar y fecha de nacimiento:
20 de Agosto de 1992 en Saltillo, Coahuíla.
Aspirante al grado de:
Especialista en Tecnología de la Soldadura Industrial.
Título de monografía:
"Implementación del proceso Brazing para la unión de superaleaciones base
cobalto"
Escolaridad y Títulos obtenidos:
Instituto Tecnológico de Saltillo, Ingeniería en Materiales con especialidad en
Materiales Avanzados (2009 - 2014).
Experiencia laboral:
Prácticas profesionales en la Corporación Mexicana de Investigación en
Materiales S.A. de C.V., en el área de Desarrollo Tecnológico en el año 2014.
