Congreso Internacional de Ciencia y Tecnología de Metalurgia y Materiales, SAM - CONAMET 2013

Estudio microestructural de las uniones soldadas a alta temperatura en un acero martensítico-ferrítico ASTM A335 P91

Resumen

Hemos estudiado el efecto de los tratamientos térmicos posteriores a la soldadura (de PWHT) realizado a 760 ºC en la microestructura y la dureza del acero de uniones soldadas P91 según la norma ASTM A335. El proceso de soldadura utilizado fue GMAW y el material de relleno era un alambre sólido del tipo AWS ER90S-B9. El análisis de secciones transversales de las soldaduras reveló una estrecha zona afectada por el calor (HAZ) 4 mm de ancho, compuesto por una delgada (

0.2 mm) capa de grano con alta dureza, una región de grano fino que presenta granos hasta 4 micras en tamaño, y una región intercrítica suave con baja dureza, ubicada 3 a 4 mm de distancia de la línea de fusión. Los resultados de las mediciones de dureza sugieren que una PWHT de 2 horas a 760 ºC es suficiente para reestablecer la resistencia del acero P91 después del proceso de soldadura.

Palabras clave: Acero martensítico-ferrítico, dureza, soldadura, tratamiento térmico posterior a la soldadura

Introducción

Aceros martensíticos-ferríticos del tipo P91 / T91 han sido ampliamente utilizados en aplicaciones a componentes estructurales previstas para trabajar a alta temperatura (hasta 600 ºC), y requiriendo por esta razón una combinación exigente de las propiedades tales como resistencia a la oxidación y alta resistencia a la fluencia . Ambos aceros contienen aproximadamente 9% Cr, 1% Mo y cantidades menores de Nb, V y N; sus propiedades y aplicaciones ya han sido ampliamente revisados, véase por ejemplo Orr y Burton (1992) o Foldyna et al. (1996).

Uno de los problemas más comunes en el uso de estos aceros es la reducción en la resistencia a la fluencia de las uniones soldadas, especialmente en el rango de tensiones bajas y exposiciones largas. Las uniones tienden a fallar en las regiones intercríticas y en las regiones de granos finos de la zona afectada por el calor (ICHAZ y FGHAZ), caracterizado por temperaturas máximas situadas, respectivamente, entre Ac1 y Ac3 y ligeramente por encima de Ac3. El fracaso se conoce como grieta Tipo IV, y el mecanismo para que esto ocurra aún no se entiende completamente (Bell (1997), Ellis y Viswanathan (1998), Hasegawa et al. (2001), Francis et al. (2006)) . A pesar de esta falta de explicación completa, se supone generalmente que los cambios microestructurales que ocurren durante los procesos de soldadura y PWHT afectarán a la resistencia a la fluencia de la junta soldada.

Dureza -a "sonda" macroscópica comúnmente utilizado para detectar cambios microestructurales se ha demostrado que disminuir en el ICHAZ después del tratamiento térmico posterior a la soldadura (PWHT). Sin embargo, después de Francis et al. (2006), la relación entre la dureza y fallo

tipo IV, la susceptibilidad no es sencilla: a altas tensiones, la microestructura con mínima resistencia a la fluencia coincide con la microestructura de dureza mínima, por ejemplo, la ICHAZ- pero a tensiones bajas, típico de las condiciones de servicio, la vida de la fluencia es mínima en la FGHAZ, que no tiene la dureza mínima.

El objetivo de este trabajo es informar sobre el primer paso de una investigación sobre la relación entre las condiciones de soldadura y la mayor resistencia a la fluencia de un acero P91, mediante el estudio de la influencia de PWHT’s, llevado a cabo a 760 ºC en el perfil de dureza y la microestructura de uniones soldadas.

NOMENCLATURA

GMAW Soldadura por arco metálico y gas

AW As-soldada (de la muestra)

HAZ Zona afectada por el calor

ICHAZ Zona intercrítica afectada por el calor

CGHAZ Zona de grano grueso afectada por el calor

FGHAZ Zona de grano fino afectada por el calor

PWHT Tratamiento posterior a la soldadura

FEGSEM emisión de campo pistola electrónica de barrido Microscopio

2. Procedimiento experimental

El material de base se tomó de un tubo sin soldadura de acero ASTM A335 P91 proporcionada por Dalmine Tenaris (Italia). Las dimensiones del tubo eran 219,1 mm de diámetro exterior y 31,75mm. de espesor de pared. El material de relleno era un alambre sólido de 1,2 mm de diámetro de acuerdo a la norma AWS ER90S-B9. Las composiciones químicas del material de base y material de relleno se muestran en la Tabla 1.

Tabla 1. Composición química del material base P91 ASTM A335 y material de relleno (wt.%)

Las uniones a soldar fueron mecanizadas según la norma ASME B31.3, figuras. 1 (a) y (b). Después del mecanizado, las piezas de unión se cortaron a fin de obtener sectores circulares definidos por un ángulo de 120º que se utilizaron para producir las soldaduras (Figs. 1 (c) y (d)). La soldadura se realizó utilizando el proceso GMAW. Las condiciones de soldadura se muestran en la Tabla 2 junto con la secuencia multipaso. De acuerdo con estas condiciones, la entrada de calor se calculó como aproximadamente 1,2 kJ / mm. Una vez que la unión se soldó, una sección transversal se cortó con el fin de caracterizar la microestructura del material soldado. El resto de la unión soldada luego fue cortada en cuatro trozos, cada uno de los cuales se presentó al PWHT de de 1, 2, 4 y 8 h. respectivamente. Cuatro secciones transversales más se obtuvieron a partir del material en cada una de las condiciones tratadas. Caracterización de las secciones transversales se realizó por microscopía óptica -utilizando un microscopio Leica DMILM junto con una cámara Canon Power Shot S80 - y microscopía electrónica de barrido, utilizando un Carl Zeiss Supra 40 FEG-SEM. Aguafuerte (Etching) se realizó utilizando el reactivo estándar Villela para las observaciones de SEM y electrolítico utilizando un reactivo de ácido oxálico al 10% a 6 V para microscopía óptica, el último procedimiento que permite una mejor visualización de los límites anteriores de grano de austenita.

Fig. 1. (a) Geometría de la articulación de acuerdo a ASME B31.3; (b) Tubo de mecanizado de acuerdo con (a); (c) piezas de unión cortan a 120 º y listo para ser soldada; (d) unión soldada.

Las mediciones de dureza se realizaron por medio de un durómetro digital de Indentec, usando 5 kf de precarga y un indentador de diamante Vickers. Antes de las mediciones, las secciones transversales fueron untadas con el reactivo Villela durante 2 min. para hacer la soldadura macroscópicamente visible.

Características proceso de soldadura

Escriba GMAW

Filler AWS ER90S-B9

Protección Gas 98% Ar + 2% CO2

Flujo 20 l / min

Parámetros de soldadura

Temperatura de precalentamiento (° C) 200-260

Intensidad de corriente (A) 160-180

Voltaje (V) 22-26

Polaridad DCEP

PWHT Temperatura (ºC) 760

Las mediciones se realizaron a lo largo de dos líneas situadas a los 5 y 16 mm desde la superficie de soldadura, atravesando todo el lecho de soldadura (véase la Tabla 2). Por último, los espectros de difracción de rayos X se tomaron de la parte central de la región de lecho de soldadura para las muestras AS-soldada y se trató-post-soldadura para 2 y 8 horas. Las mediciones se realizaron en la geometría de Bragg- Brentano dentro del intervalo angular entre 35 y 120 º utilizando radiación CuK filtrada-Ni y un monocromador de grafito plano. La radiación difractada se recogió con un detector ultrarrápido Pixcel 3D, lo que permitió un buen estadísticas de conteo en un horario que no requiere mucho tiempo. Los patrones de difracción de rayos X experimentales se refinaron mediante el método de Rietveld utilizando el software Maud (Análisis Materiales usando difracción) desarrollado por Lutterotti et al (1999).; un patrón de material estándar Si puro obtenido en las mismas condiciones experimentales también se refinó a fin de obtener los parámetros de la función instrumental.

3. Resultados y discusión

3.1 microestructura y dureza del acero P91 como soldado-

Las características microestructurales en las diferentes regiones de la cama de soldadura se muestran en la Fig. 2. El metal de soldadura tiene una estructura de granos columnares que siguen el gradiente térmico impuesto durante el procedimiento de soldadura. Durante el enfriamiento, la transformación final es el martensitc, lo que podría transmitir un proceso autotemplado hasta cierto punto.

Autotemplado sería inevitable debido a la bajo contenido de carbono -y por ende alta Ms- del acero (Aborn (1956)); los precipitados pequeños, en forma de varilla se observan en la mayor parte de redes de martensita serían partículas M3C (M = Fe, Cr) formadas durante este proceso, Fig. 2 (b).

En el CGHAZ, austenita alcanza valores máximos de temperatura altos después de la transformación austenita completa, estos valores de temperatura que promueven una disolución casi completa de los precipitados heredadas del estado en que se recibieron, y por lo tanto, lo que permite el crecimiento del grano significativa; la anchura medida de la CGHAZ era 200 micras. Los valores de alta temperatura se alcanzan sólo en una región estrecha lejos de la línea de fusión; esto es probablemente debido a un gradiente térmico pronunciada impuesta desde el metal de soldadura al metal de base y procedentes de una conductividad térmica reducida de aceros de alta Cr en comparación, por ejemplo, con los aceros estructurales de bajo carbono (Grong (1994)).

Micrografías figura 2. FEG-SEM de acero P91 en la condición como soldada. (a) y (b) de metal de soldadura; (c) y (d) CGHAZ; (e) y (f) FGHAZ; (g) y (h) ICHAZ.

De la misma manera que para el metal de soldadura, los pequeños precipitados, fuertemente orientadas formadas en el interior de redes de martensita de la CGHAZ durante el enfriamiento (Fig. 2 (d)) serían M3C. Unos pocos esférica precipita -probablemente del Nb-rico de tipo MX se observan también en esta región. Estos precipitados MX gruesas permanecerían sin disolver durante el ciclo térmico completo debido a su producto de solubilidad baja (Tamura et al. (2001)).

Fig. 3 muestra el perfil de dureza a través del metal de soldadura, lo que refleja (especialmente el perfil obtenido a los 16 mm desde la superficie del lecho) las variaciones microestructurales que ocurren durante el proceso de soldadura multipaso. Tales variaciones podrían corresponder a la formación del grano columnar, de grano grueso y de grano fino regiones recristalizó.

Durante la soldadura, la transformación en austenita en el FGHAZ es completa, pero la temperatura máxima alcanza un valor sólo ligeramente por encima Ac3; Por lo tanto, las partículas de carburo heredadas del estado inicial apenas se disuelven y contribuyen a mantener bien el tamaño de grano de austenita, es decir, 3 a 4 micras (Fig. 2 (e)). Al mismo tiempo, como una gran fracción de carbono permanece unido a los carburos no disueltos, autotemplado se reduce drásticamente, y de hecho los precipitados en forma de varilla pequeñas, orientadas casi no se detectó (Fig. 2 (f)). Esta región de la ZAC es la más ancha.

Por otro lado, el ICHAZ se caracteriza por una temperatura máxima situada entre Ac1 y Ac3 y por lo tanto por una transformación parcial en austenita. Esto significa que la coexistencia de regiones transformadas y no transformadas, es decir, pequeños granos de austenita anteriores

transformadas para martensita fresca y grandes regiones de overtempered, martensita no transformada, respectivamente (Figs. 2 (g) y (h)). En estas últimas regiones, observaciones microscópicas sugieren que los precipitados

han vulgarizado y bajado su densidad numérica con respecto a las regiones transformadas. La misma observación ya ha sido reportado en la literatura anterior (Moitra et al. (2002)).

3.2 microestructura y dureza del acero P91 después de PWHT

La heterogeneidad microestructural a través de los aumentos de soldadura de la cama mediante la presentación de muestras a un PWHT. El metal de soldadura mantiene su morfología columnar, pero su dureza baja a medida que el tiempo de los aumentos de PWHT (véanse las Fig. 4 y 5). Esta caída de la dureza es debido a la recuperación de la matriz de martensita y el engrosamiento de los precipitados. Los resultados obtenidos para la dureza media del metal de soldadura en diferentes momentos PWHT (Fig. 5 (a)) indican que el templado 2 horas a 760 ºC es suficiente para restablecer un valor de dureza cercana a la del metal base; tiempos más largos PWHT producirán solamente más disminuciones del valor de la dureza y es probable que, de la resistencia de la soldadura.

En el CGHAZ, disolución precipitado hace que los elementos de aleación entran en solución sólida durante el proceso de soldadura; estos elementos volverán a precipitar durante PWHT y esto explicaría el pico dureza observado cerca de la línea de fusión en todas las muestras tratadas (Figs. 4 y 5 (b)). El pico de la dureza disminuye su valor para los tiempos PWHT más largos; esto podría estar asociado de nuevo a la recuperación de martensita y el engrosamiento de los precipitados M23C6 (Zavaleta Gutiérrez et al. (2010)).

Fig. 3. perfil de dureza medido a una distancia de 5 mm (a) y 16 mm (b) de la superficie de soldadura a través del metal de soldadura del acero P91 como soldada.

Fig. 4. perfil de dureza medida a través del metal de soldadura a los 16 mm de la superficie de soldadura del acero P91 PCH trataron durante 1 h (A) y 8h (b) a 760 ºC.

Fig. 5. La variación de la dureza promedio del metal de soldadura (a) y la dureza a través de la unión soldada (b) del acero P91 para aumentar el tiempo de PWHT.

Fig. 6. micrografías FEG-SEM del acero P91 como tratados durante 2 horas a 760 ºC, CGHAZ (a) y (b), FGHAZ (c) y (d).

El FGHAZ es la más amplia entre las regiones HAZ; el tamaño de grano de austenita antes estimado en esta región cantidades aproximadamente 3- 4 micras y su dureza después de PWHT es menor que el medido en el CGHAZ (Fig. 5 (b)). La caída de la dureza en el FGHAZ después de PWHT podría explicarse sobre la base de un aumento de la recuperación de la matriz de martensita. Un mayor grado de recuperación en el FGHAZ sería posible porque la fracción de precipitados disueltos en ella durante el ciclo de soldadura es significativamente menor que la fracción disuelta en el CGHAZ; estos precipitados no disuelto endurecen durante PWHT y pierden su capacidad para fijar las interfaces de martensita. Por el contrario, precipitados finos se nuclean en el CGHAZ durante PWHT debido al alto contenido de soluto heredado de austenita; estos precipitados finos tendrían un tamaño más apropiado y una distribución más uniforme para estabilizar la estructura martensítica.

El ICHAZ se caracteriza por una heterogeneidad microestructural pronunciada, debido a la coexistencia de porciones transformadas y no transformadas de la matriz. Esta heterogeneidad podría ser sobre la base de la disminución de la dureza medida, que alcanza un valor mínimo en aproximadamente 3 a 4 mm desde la línea de fusión dentro de esta región (Fig. 5 (b)). Por otro lado, esta zona ha sido identificado como el más propenso a fallar por tipo IV de craqueo (Viswanathan (1989), Bell (1997)).

La discusión anterior sugiere que, otros parámetros que se fijan, el tiempo de tratamiento podría proporcionar una clave para controlar los cambios microestructurales que ocurren durante PWHT, con el fin de minimizar los efectos de estos cambios en la resistencia a la fluencia.

3.3 difracción de rayos X

Fig. 7 muestra magnifican vistas de los difractogramas obtenidos para las muestras (8H) AW y PWHT. En el primer caso, (Fig 7 (a)) austenita retenida se ha identificado sin ambigüedad. Al mismo tiempo, se asumieron dos fases de martensita para el modelado de Rietveld, con el fin de tener en cuenta la mezcla probable de regiones martensita frescas con regiones martensita recalentados durante los diferentes pases. Con este modelo de dos martensita el refinamiento resultó mejorar significativamente. En el caso del espectro XRD de la muestra PWH tratada (Fig. 7 (b)), la presencia de la fase de precipitado (Cr, Fe) 23C6 también fue claramente establecidos.

Fig. 7. XRD espectros de la AW (a) y PWHT-8H (b) muestras.

Las características de XRD espectros eran consistentes con el comportamiento esperado del material durante la soldadura y PWHT: como para las fases de menor importancia, un (bajo) fracción de austenita retenida para la muestra AW, que se descompone en martensita durante el tratamiento, y la presencia de la más fase estable carburo ((Cr, Fe) 23C6) para las muestras tratadas con calor. Otros carburos o nitruros no pueden ser identificados por XRD debido a su fracción de volumen muy bajo. Por otra parte, los picos de la fase de matriz (martensita) eran más amplios para la muestra AW que para la muestra PWHT. Este hecho indica que en el proceso de soldadura multipaso, aunque el sobrecalentamiento de algunas regiones de martensita procedentes de las primeras pasadas podría funcionar como una especie de revenido (que conduce a un engrosamiento de los dominios de difracción y por lo tanto a un estrechamiento de los picos de difracción), el desequilibrante efecto es el de martensita fresca, es decir, un ensanchamiento de los picos debido a la estructura de martensita altamente tensas y de pequeño tamaño.

4. Conclusiones

En esta obra el efecto de PWHT de de duración variable en la dureza de una unión soldada de acero P91 eran

estudió. El análisis de secciones transversales de las soldaduras sugiere las siguientes conclusiones:

● Una zona afectada por el calor estrecha (HAZ) se detectó 4 mm de ancho, compuesta por una fina (0.2 mm) capa de grano grueso con alta dureza, una región de grano fino que presenta granos hasta 4 micras de tamaño, y una suave región intercrítico con baja dureza, situado a 3 a 4 mm de distancia de la línea de fusión.

● Los resultados de las mediciones de dureza sugieren que una PWHT de 2 horas a 760 ºC es suficiente para restablecer la resistencia del acero P91 después de que el proceso de soldadura.

● examen DRX dio indicios consistentes de los cambios microestructurales ocurrieron durante la soldadura multipass y PWHT.

Agradecimiento

Este trabajo ha sido realizado en el marco de la ciencia y el acuerdo de cooperación técnica entre el Mincyt (Argentina) y el Concytec (Perú) bajo el contrato de PE/01/11. Agradecimientos se dan Ing. Walter Manrique y el personal técnico del centro tecnológico de soldadura – SOLDEXA (Lima, Perú) para la preparación de las juntas de soldadura.

También estamos en deuda con TEC. Alicia Petragalli y Dr. Daniel Vega, del laboratorio de DRX, Departamento de física de materia condensada de la CNEA para mediciones de difracción de rayos x.

Referencias

Aborn, R.H., 1956. Low Carbon Martensite. Transactions of American Society for Metals 48, 51-57.

Bell, K. Elevated Temperature Midlife Weldment Cracking. Report 597/1997. The Welding Institute, Abington, UK 1997.

Ellis, F.V., Viswanathan, R., 1998. Review of Type IV Cracking in Piping Welds. Integrity of High Temperature Welds. Professional Engineering Publishing Ltd; London, pp. 125.

Foldyna, V., Kubon, Z., Jakovoba, A., Vodarek, V., 1996. Proceedings 9th International Symposium on Creep Resistant Metallic Materials

Hradecnad Moravicí, Vitkovice, Czech Republic, pp. 203.

Francis, J.A., Mazur, W., Bhadeshia, H.K.D.H., 2006. Type IV Cracking in Ferritic Power Plant Steels. Materials Science and Technology 22, 1387-1395.

Grong, O., 1994. “Metallurgical Modelling of Welding”; Institute of Materials, London.

Hasegawa, Y., Ohgami, M., Okumara, Y., 2001. Quantification of the Factors for Type IV Softening of Tungsten containing Creep Resistant Steel ASME Gr.92. In: Viswanathan, R., Bakker, W.T., Parker, J.D. (Eds.). Proceedings of Third Conference on Advances in Materials Technology for Fossil PowerPlants, The Institute of Metals; London, pp. 457.

Lutterotti, L., Matthies, S., Wenk, H.R., 1999. MAUD: A friendly Java Program for Material Analysis using Diffraction. IUCr: Newsletter of the CPD, 21, 14-15.

Moitra, A., Parameswaran, P.R., Sreenivasan, P.R., Mannan, S.L., 2002. A Toughness Study of the Weld Heat-Affected Zone of a 9Cr-1Mo Steel. Materials Characterization 48, 55-61.

Orr, J., Burton, D., 1992. In: J. Orr (Ed.) Proceedings “ECSC Information Day: Manufacture and Properties of Steel P91 for the Power Plant and Process Industries”, Verein Deustscher Eisenhüttenleute, Düsseldorf, Germany.

Tamura, M., Ikeda, K., Esaka, H., Shinozuka, K., 2001. Precipitation Behavior of NbC in 9%Cr1%Mo0.2%VNb Steel. Iron and Steel Institute of Japan International 41, 908-914.

Viswanathan, R., 1989. Damage Mechanisms and Life Assessment of High Temperature Components, ASM International, Ohio.

Zavaleta Gutiérrez, N.E., Marrero, J., Danón, C.A., de Cicco, H., Luppo, M.I., 2011. Evolution of Precipitated Phases during Prolonged Tempering in a 9%Cr1%MoVNb Ferritic-Martensitic Steel: Influence on Creep Performance. Materials Science and Engineering A 528, 4019-4029.