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TALADRADO POR FRICCIÓN EN ACEROS DE DOBLE FASE DE ALTA RESISTENCIA
Deividi Nardi, Luis Norberto López de Lacalle, Asier Fernández
Universidad del País Vasco/Euskal Herriko Unibertsitatea
2011
Planteamiento y resumen del Proyecto
En este trabajo se expone un estudio experimental del proceso de taladrado
por fricción en chapas de aceros avanzados de alta resistencia. Se realiza una
evaluación de las condiciones óptimas de mecanizado en función del material,
recubrimiento y el espesor empleado, variando las velocidades de giro y los
avances de herramienta, relacionando dichos parámetros del proceso con las
alteraciones microestructurales del material base así como las propiedades
mecánicas del agujero generado por el proceso. Al mismo tiempo se monitoriza
el momento y la fuerza resultante, analizando además el diámetro del agujero y
el espesor de la copa generada en distintas profundidades, es decir, las
tolerancias dimensionales generadas por el proceso. Otro punto de interés es
la medición de la temperatura alcanzada durante el proceso como
consecuencia de la fricción, ya que la cantidad de calor absorbido por la pieza
puede influir en las transformaciones microestructurales que el material
experimenta. Esta afectación térmica puede transformar las propiedades
mecánicas del material en las cercanías del agujero y en la copa. El estudio fue
desarrollado a través de ensayos experimentales empleando herramienta de
taladrado por fricción en chapas de acero con recubrimiento y sin
recubrimiento, ambas con microestructura doble fase. El proceso se genera a
través del empleo de la herramienta rotativa que presionada contra el material
provoca calor por rozamiento y produce la deformación, causando el
ablandecimiento del material y su fluencia durante la penetración. Las copas
obtenidas sufren por un proceso posteriormente el roscado por laminación. Se
ha verificado como resultado del estudio, que existe una relación intrínseca
termomecánica entre el proceso de taladrado por fricción con las propiedades
mecánicas y las propiedades microestructurales resultantes.
Palabras clave: Taladrado por fricción, aceros avanzados de alta resistencia, aceros doble fase.
Índice general
1. INTRODUCCIÓN ......................................................................................... 1
2. ESTADO DEL ARTE.................................................................................... 4
2.1. Taladrado por fricción ............................................................................ 4
2.1.1 Caracteristicas del proceso de taladrado por fricción .................. 7
2.1.2 Cinematica del proceso ............................................................... 8
2.1.3 Temperaturas del proceso ......................................................... 10
2.1.4 Tiempos del proceso ................................................................. 11
2.1.5 Calidad del proceso ................................................................... 11
2.1.6 Roscado por laminación ............................................................ 12
2.1.7 Transformaciones microestructurales........................................ 14
2.2. Aceros avanzados de alta resistencia AHSS ...................................... 15
2.2.1 Aceros doble fase ...................................................................... 19
2.2.2 Aceros martensiticos estampados en caliente .......................... 21
2.2.3 Microestructura de los aceros doble fase .................................. 24
2.3. Mecanismo de endurecimiento y ablandamiento en aceros ................ 26
2.4. Recubrimientos en los aceros AHSS .................................................. 30
2.4.1 Formación de fases en los recubrimientos ................................ 32
2.4.2 Deformaciones y mecanismos de fractura en aceros con Zinc . 37
3. OBJETIVOS ............................................................................................... 39
4. PROCEMIENTO EXPERIMENTAL............................................................ 40
4.1. Metodologia ......................................................................................... 41
4.2. Parámetros de taladrado ..................................................................... 42
4.3. Materiales empleados en los ensayos ................................................ 42
4.4. Herramientas y lubricantes .................................................................. 43
4.5. Maquina herramienta y utillajes ........................................................... 44
4.6. Utillaje para taladrado con atmosfera inerte ........................................ 45
4.7. Medición de las fuerzas de avance y momento................................... 47
4.8. Geometria y calidad del taladrado ....................................................... 48
4.9. Medición de las temperaturas ............................................................. 49
4.10. Medición de las microdurezas ............................................................. 50
4.11. Análisis metalográfico ......................................................................... 50
5. RESULTADOS EXPERIMENTALES ......................................................... 52
5.1. Fuerzas de avance y momento ........................................................... 52
5.2. Geometria y calidad del taladrado ....................................................... 56
5.2.1 Geometria y calidad en los aceros sin recubrimientos .............. 57
5.2.2 Geometria y calidad en los aceros con recubrimientos ............. 59
5.3 Temperaturas del proceso .................................................................. 65
5.3.1 Temperaturas del proceso en los aceros sin recubrimientos .... 65
5.3.2 Temperaturas del proceso en los aceros con recubrimientos ... 66
5.4 Análisis metalográfico ........................................................................ 69
5.2.1 Influencias de los parámetros de taladrado en microestructura 70
5.2.1 Influencias de los recubrimientos en microestructura ................ 75
5.5 Microdurezas...................................................................................... 79
5.6 Roscado por laminación ..................................................................... 81
5.7 Tiempos del proceso .......................................................................... 83
6. CONCLUSIONES Y LINEAS DE FUTURO DESARROLLO ...................... 85
6.1. Conclusiones de los resultados .......................................................... 85
6.2. Líneas de futuro desarrollo .................................................................. 88
7. REFERENCIAS ......................................................................................... 90
Índice de figuras
1. Herramienta de taladrado por fricción ............................................................ 1
2. Etapas del proceso de taladrado por fricción y roscado por deformación. ..... 5
3. Clips de fijación y tuercas para soldar. .......................................................... 5
4. Columna de dirección y fijación de sonda lambda. ....................................... 6
5. Sistemas de suspensión de vehículos. ......................................................... 6
6. Sillas y mesas ................................................................................................ 6
7. Geometría de la herramienta de taladrado por fricción ................................. 7
8. Geometría de distintas herramientas de taladrado por fricción. .................... 8
9. Evolución del momento y esfuerzo en el proceso de taladrado por fricción. . 9
10. Zonas afectadas térmicamente durante el proceso .............................. 10
11. Medidas principales del agujero ............................................................ 12
12. Roscado por laminación en el taladrado por fricción ............................. 13
13. Deformación generada en los filos del roscado por laminación ............. 13
14. Las zonas afectadas térmicamente en la copa del agujero ................... 14
15. Materiales en carrocerías de automóviles ............................................. 16
16. Limite elástico de los aceros HSS y AHSS ............................................ 18
17. Evolución de los aceros de alta resistencia ........................................... 19
18. Límite elástico de los aceros tipo doble fase ......................................... 20
19. Aplicación del acero tipo DP en carrocerías .......................................... 21
20. Límite elástico de los aceros tipo doble fase MS ................................... 22
21. Etapas del proceso de estampación en caliente ................................... 22
22. Velocidades de enfriamiento y la transformación martensítica .............. 23
23. Tailored Blanks con AHSS .................................................................... 24
24. Diagrama de fases acero ....................................................................... 25
25. Efecto del enfriamiento en la transformación austenítica ...................... 25
26. Modificación del diagrama s-e por deformación en frío ......................... 27
27. Diagrama de recocido y recristalización ................................................ 28
28. Comportamiento a fluencia del Fe-γ bajo deformación a elevada
temperatura ........................................................................................... 29
29. Recubrimiento Aluminio-Silicio en AHSS ............................................... 31
30. Diagrama de fase Fe-Zn ........................................................................ 33
31. Fenómeno de Outburst en el recubrimiento de Zinc .............................. 36
32. Influencia de la temperatura en la formación de la fase Γ ..................... 36
33. Diseño de la herramienta de taladrado por fricción y sus dimensiones. 43
34. Herramienta de taladrado en el portaherramientas ............................... 44
35. Esquema del ensayo de taladrado en la máquina herramienta ............. 45
36. a) Configuración de la boquilla de gas lateral. b) Configuración de la
boquilla de gas coaxial. c) Configuración de la boquilla de gas central
inferior .................................................................................................... 46
37. Esquema del ensayo del taladrado en atmosfera inerte ........................ 47
38. Equipamiento necesario para la monitorización de la fuerza de avance y
del momento .......................................................................................... 48
39. Sección transversal de la copa generada y las mediciones realizadas . 49
40. Equipamiento para la medición de temperaturas .................................. 49
41. Puntos de medida de la microdureza .................................................... 50
42. Fuerza de avance del acero DP600 ...................................................... 53
43. Momento en el acero DP600 ................................................................. 54
44. Fuerza de avance del acero DP800 ...................................................... 54
45. Momento en el acero DP800 ................................................................. 55
46. Fuerza de avance del acero Usibor© 1500 ............................................ 55
47. Momento en el acero Usibor© 1500 ....................................................... 56
48. Influencia de los parámetros de taladrado en el espesor de la copa ..... 57
49. Longitud total de la copa (Pt) del acero DP600 con 1.2mm de espesor y
del acero DP800 con 1.6mm de espesor . ............................................. 58
50. Influencia de los parámetros de taladrado en el diámetro del agujero... 59
51. Longitud total de la copa (Pt) del acero Usibor© 1500 con 2.0mm de
espesor .................................................................................................. 60
52. Vista frontal y en corte de la copa genera en el acero Usibor© 1500 ..... 61
53. Comparación entre las copas generadas en el taladrado por fricción. .. 61
54. Formación de pétalas y agrietamiento de la copa del acero DP600 GA
por el proceso de taladrado por fricción sin atmosfera inerte ................ 62
55. Comparación entre copas en el acero DP600 GA formadas por distintas
boquillas de gas. .................................................................................... 63
56. Vistas de las copas generadas con distintos parámetros de taladrado en
el acero DP600 GA bajo atmosfera inerte ............................................. 64
57. Influencia de los parámetros de taladrado en la temperatura del proceso
en acero DP600 ..................................................................................... 65
58. Influencia de los parámetros de taladrado en la temperatura del proceso
en acero DP800 ..................................................................................... 66
59. Influencia de los parámetros de taladrado en la temperatura del proceso
en acero Usibor© 1500 ........................................................................... 67
60. Influencia de los parámetros de taladrado y espesor de material en la
temperatura del proceso ........................................................................ 67
61. Comportamiento de la temperatura del proceso en relación al tiempo de
taladrado en acero DP600 GA ............................................................... 68
62. Influencia del caudal de gas en las temperaturas en el acero DP600 GA
con atmósfera inerte .............................................................................. 68
63. Las zonas afectadas térmicamente en la copa del agujero ................... 69
64. Detalle de las zonas térmicamente afectadas en la copa ...................... 70
65. Microestructuras en el acero DP800 ..................................................... 71
66. Microestructuras en el acero DP600 ...................................................... 72
67. Observación obtenida mediante microscopia electrónica de barrido
(SEM) de la copa en el acero DP600 sin recubrimiento ........................ 72
68. EDX en la copa del acero DP600 sin recubrimiento .............................. 73
69. Microestructuras en el acero Usibor©1500 ............................................ 74
70. Observación obtenida mediante microscopia electrónica de barrido
(SEM), agrietamiento del recubrimiento Al-Si en la copa del acero
Usibor© 1500 .......................................................................................... 74
71. Observación obtenida mediante microscopia electrónica de barrido
(SEM), detalles de las grietas del recubrimiento Al-Si en la copa del
acero Usibor©1500 ................................................................................. 75
72. EDX en la copa del acero Usibor©1500 ................................................. 75
73. Observaciones obtenidas mediante microscopia electrónica de barrido
(SEM), agrietamiento de la copa en el acero DP600 GA ....................... 76
74. EDX en la copa del acero DP600 GA sin atmosfera inerte .................... 76
75. EDX en la copa del acero DP600 GA sin atmosfera inerte .................... 77
76. Observaciones obtenidas mediante microscopia electrónica de barrido
(SEM) con detalles de las grietas en el recubrimiento del acero DP600
GA ........................................................................................................ .77
77. Observación obtenida mediante microscopia electrónica de barrido
(SEM), sin grietas o fallos en el recubrimiento en la copa del acero
DP600 GA ............................................................................................. 78
78. EDX en la copa del acero DP600 GA con atmosfera inerte .................. 78
79. Valores de microdurezas en el acero DP600 ........................................ 79
80. Valores de microdurezas en distintos caudales de gas argón aplicados
en el acero DP600 GA. .......................................................................... 80
81. Valores de microdurezas en el acero DP800 ........................................ 80
82. Valores de microdurezas en el acero Usibor©1500 ............................... 81
83. Vista superior e inferior del roscado realizado en las probetas del acero
DP600 .................................................................................................... 81
84. Detalle del perfil del roscado en el acero DP800 ................................... 82
85. Rosca en corte del acero DP600 ........................................................... 82
86. Rosca en corte del acero DP800 ........................................................... 83
Índice de tablas
1. Características mecánicas aceros alta resistencia ......................................... 18
2. Fases del recubrimiento de Zinc .................................................................... 34
3. Condiciones del proceso de taladrado por fricción empleadas en los ensayos
………… ......................................................................................................... 41
4. Composición química de los materiales empleados....................................... 42
5. Valores de fuerzas y momentos máximos ...................................................... 53
6. Valores de fuerzas y momentos pico mínimos ............................................... 54
7. Tiempo del proceso de taladrado ................................................................... 83
Lista de símbolos Letras Mayúsculas
E [GPa] Módulo de elasticidad Ff [N] Fuerza de avance Ff2 [N] Fuerza de avance mínima Fffinal [N] Fuerza de avance final del agujero Ffmáx [N] Fuerza de avance máxima G [MPa] Módulo de cizallamiento Mt [N.m] Momento torsión Mtmáx [N.m] Momento torsión máximo Q [kN] Carga aplicada T [°C] Temperatura Tf [°C] Temperatura de fusión absoluta WF [J] Trabajo total de deformación Letras Minúsculas
di [mm] Diámetro del agujero de la rebaba e [mm] Espesor de la pared de la rebaba f [%] Fracción volumétrica das partículas fb [%] Fracción volumétrica da fase b fr [%] Fracción de granos recristalizados l [mm] Longitud total de la rebaba hs [mm] Longitud de la zona del mango de la herramienta hi [mm] Longitud de la zona cilíndrica de la herramienta hn [mm] Longitud de la zona cónica de la herramienta hc [mm] Longitud de la zona de centrado de la herram. z [mm] Longitud de recorrido de la herramienta n [rpm] Rotación r [mm] Radio s [mm] Espesor de la chapa si [mm] Espaciamiento interlamelar vc [m/min] Velocidad de corte vf [mm/min] Velocidad de avance Letras griegas β [grados] Ángulo de punta de la herramienta α [grados] Ángulo de cono de la herramienta δ % Profundidad de ruptura da rebaba ρ [mm/mm3] Densidad de discordancias σ [MPa] Tensión de tracción σe [MPa] Tensión equivalente σi [MPa] Tensión de fricción y σ [MPa] Limite de fluencia σu [MPa] Tensión real máxima
Taladrado por fricción en aceros de doble fase de alta resistencia
1
1. Introducción
El taladrado por fricción (“friction drilling” o “thermal drilling”) o también llamado como
taladro por fluencia térmica es un método no convencional para la generación de
agujeros en tubos, chapas y piezas de poco espesor. Una de las características de
este proceso es que la herramienta rotativa empleada carece de filos de corte, estando
su geometría definida básicamente por dos secciones distintas: una superficie cónica y
otra cilíndrica (Fig.1). El proceso emplea el calor generado por la fricción entre la parte
cónica de la herramienta y la pieza, lo que provoca un ablandamiento del material
permitiendo penetrar en él y generando a su vez una copa o rebaba en la salida del
agujero. La parte cilíndrica es la encargada de definir el diámetro final del agujero.
Fig. 1. Herramienta de taladrado por fricción.
Las ventajas que ofrece este proceso frente a un taladrado convencional son muchas:
En un proceso de taladrado tradicional se hace necesario el empleo de refrigeración
con el fin de reducir la fricción y el calor generado, justo lo contrario de lo que pretende
esta técnica. Por lo tanto al no aplicar refrigeración se convierte en un proceso limpio .
Además, la copa generada es susceptible de ser roscada, lo que permite sustituir el
empleo de tuercas soldadas. Esta aplicación cobra gran interés cuando se trata de
hacer agujeros roscados en piezas tubulares o con geometrías complejas que no
permitan un fácil acceso. Entretanto, la mayor parte del material de la pieza en
contacto con la herramienta pasa a formar parte de la copa generada en la parte
inferior de la pieza, y otra pequeña parte del material genera rebaba en la parte
superior. Existen dos opciones cuando se trata de la rebaba superior, una posibilidad
es que sea aplastada por el anillo de la herramienta y ese material permanezca en la
pieza, lo que lo convierte en un proceso sin generación de viruta. La otra posibilidad es
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2
que ese material sea eliminado de la pieza. Para ello la herramienta está dotada de un
rompevirutas entre el anillo y la zona cilíndrica encargada de definir el diámetro del
agujero, pero como la cantidad de material eliminado es escaso se puede decir que
sigue siendo un proceso limpio sin generación de viruta. Se obtiene un incremento en
la vida útil de la herramienta ya que carece de filos de corte que se desgasten.
El taladrado por fricción en combinación con el roscado por deformación es una
alternativa rentable para uniones metálicas, substituyendo el empleo de remaches o
tuercas soldadas. Uno de los objetivos de ese trabajo es aplicar dicho proceso en los
nuevos materiales utilizados principalmente en automoción, como los acero de ultra
alta resistencia AHSS (“Advanced high strength steel”), son aceros de doble fase con
bajo carbono, microaleadas, sin o con recubrimientos tipo aluminio-silicio o
recubrimientos galvánicos. Actualmente, son escasos los estudios de estos materiales
aplicado al proceso de taladrado por fricción, además en el caso de las chapas de
acero con recubrimiento de Zinc actualmente el proceso de taladrado por fricción no
puede ser aplicado por la ocurrencia de fallos como agrietamientos o daños
superficiales en los agujeros, siendo que estos materiales están siendo ampliamente
utilizados en la fabricación de automóviles, justificando así un amplio estudio y la
creación de una nueva técnica para la mejora del proceso.
Por otro lado, los fabricantes de herramientas aún no han asignado para el mercado
valores óptimos del proceso de taladrado por fricción para aceros AHSS, justificando
así dicha investigación para encontrar parámetros ideales del método.
Por lo tanto, queda evidenciada la importancia de hacer estudios relacionados con el
comportamiento microestructural y las propiedades mecánicas del proceso de
taladrado por fricción visando el entendimiento de los fenómenos metalúrgicos
implicados durante el proceso. Por otro lado, pruebas de resistencia en agujeros
generados por ese proceso presentan [Miller et al., 2006] mejores resultados en
comparación con agujeros roscados por mecanizado. La diferencia puede ser
explicada por las alteraciones microestructurales relaciones con las transformaciones
de fases, acritud o afino de grano. Sin embargo, dichas transformaciones dependen y
varían de acuerdo con el material, condiciones de trabajo, diámetro de herramienta,
espesor de la chapa, recubrimientos, cuales estos combinados entre sí determinan la
Taladrado por fricción en aceros de doble fase de alta resistencia
3
calidad del agujero, los niveles de deformación y la energía térmica aplicada en el
proceso.
En esta investigación se ha encontrado parámetros de trabajo ideales en el proceso de
taladrado por fricción como velocidades de avance y rotación de la herramienta,
relacionando estos con la región térmicamente afectada en chapas de acero doble
fase de ultra alta resistencia, así como la busca de la solución para la aplicación del
proceso de taladrado por fricción en aceros de doble fase de ultra alta resistencia con
recubrimientos.
A continuación, en el capítulo 2 se presenta una revisión bibliográfica y los trabajos
investigativos desarrollados hasta el momento en el taladrado por fricción en metales,
abordando aspectos generales del proceso en conjunto con los mecanismos
termomecánicos y microestructurales sufrido por los materiales. Se hace una revisión
también en los materiales ensayados y su importancia actual en el mundo de la
automoción. En los capítulos 3 y 4 se presentan respectivamente los objetivos
propuestos por el trabajo y el planteamiento para la realización de los experimentos. El
capítulo 5 presenta los resultados obtenidos en los experimentos. Las conclusiones y
futuras líneas de investigación se presentan en el capítulo 6.
Deividi Nardi
4
2. Estado del Arte
Con el transcurso de los años se ha realizado un esfuerzo importante en el estudio del
taladrado por fricción, no solamente desde el punto de vista experimental sino también
teórico, de los efectos que se producen a partir de la interacción herramienta y material
[Miller et al., 2006], lo que ha posibilitado un conocimiento de los procesos
termomecánicos y microestructurales que dan lugar durante el taladrado. Aún así,
nuevos materiales que surgen con nuevas tecnologías de fabricación para
aplicaciones especiales como los que aquí investigamos, carecen de un mejor análisis
y estudio del proceso. Además, los fabricantes de herramientas aún no han asignado
para el mercado valores óptimos del proceso en el caso de aceros como los AHSS o
aceros con recubrimientos y tampoco investigaciones relacionados con dichos aceros
fueron encontrados.
En este capítulo se realiza una revisión de los procesos e investigaciones actuales del
taladrado por fricción, así como una revisión de las características de los materiales
involucrados en el estudio, seguido por un abordaje de los aspectos morfológicos e
influencias de las características mecánicas y microestructurales de los materiales.
2.1. Taladrado por fricción
El taladrado por fricción es un método no convencional para la generación de agujeros
en tubos, chapas y piezas de poco espesor. El proceso emplea el calor generado por
la fricción entre la parte cónica de la herramienta y la pieza, lo que provoca un
ablandamiento del material permitiendo penetrar en él y generando a su vez una
rebaba o copa en la salida del agujero. La parte cilíndrica es la encargada de definir el
diámetro final del agujero (Fig. 2). Además, la copa generada es susceptible de ser
roscada, lo que permite sustituir el empleo de tuercas soldadas o clips. Esta aplicación
cobra gran interés cuando se trata de hacer agujeros roscados es piezas de poco
espesor, tubulares o con geometrías complejas que no permitan un fácil acceso. Así
siendo, el taladrado por fricción puede simplificar el proceso de unión de chapas o
perfiles, simplificando también el proceso de producción.
Taladrado por fricción en aceros de doble fase de alta resistencia
5
Fig. 2. Etapas del proceso de taladrado por fricción y roscado por deformación.
En la fabricación de carrocerías de automóviles, donde actualmente se utiliza aceros
avanzados de alta resistencia, se puede fijar piezas o subestructuras en la estructura
del vehículo por medio de un proceso convencional donde se fabrica una rosca por un
proceso de mecanizado o se suelda una tuerca en la chapa o se utilizan los clips de
fijación (Fig. 3); estos pueden ser substituidos por el proceso de taladrado por fricción.
Con esa idea, los equipos en la línea de fabricación pueden ser reducidos, como por
ejemplo robots complejos y de alto coste que son utilizados para soldar las tuercas,
substituyendo por una simple máquina de taladrar para el proceso aquí tratado. Los
costes de inventarios, la producción de tuercas o control de distintas referencias son
eliminados, reduciendo así el desperdicio de material y peso de la pieza, resultando en
una disminución del coste de producción, factor prioritario en el mundo de automoción.
Por otro lado, la resistencia mecánica del agujero roscado generado por el proceso de
taladrado por fricción presenta valores superiores en comparación con tuercas
soldadas [Weingaertner et al., 1997], y si comparamos con la aplicación de los clips,
queda aún más evidenciada la mayor resistencia del roscado por taladrado por
fricción.
Fig. 3. Clips de fijación y tuercas para soldar.
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El proceso de taladro por fricción por sus características particulares, además de la
automoción también ha sido introducido en las más diversas aplicaciones del área
industrial, como en la fabricación de electrodomésticos, bicicletas, muebles,
maquinarias agrícolas, industria de equipamientos industriales, construcción civil,
naves industriales, etc. En las figuras siguientes se muestran algunos ejemplos.
Fig. 4. Columna de dirección y fijación de sonda lambda.
Fig. 5. Sistemas de suspensión de vehículos.
Fig. 6. Sillas y mesas.
Taladrado por fricción en aceros de doble fase de alta resistencia
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2.2.1. Características del proceso de taladrado por fricción
En el taladrado por fricción se puede utilizar maquinas herramienta convencionales, sin
embargo la aplicación de máquinas CNC optimizan los resultados. La herramienta de
taladrado presenta una geometría (Fig. 7) cónica en la punta, parte esa responsable
por generar rozamiento que contacta con el material usando alta velocidad combinada
con presión axial. Esto produce fricción térmica que plastifica el material y ayuda a
formarlo y taladrarlo. Cuando la herramienta penetra en el material, el material
desplazado forma un collar alrededor de la superficie superior de la pieza. El resto del
material se desplaza formando un casquillo, rebaba o copa alrededor del agujero en la
superficie inferior. El collar y la copa que resultan de la operación son
aproximadamente 3 veces el espesor del material. El diámetro del agujero es
determinado precisamente por la parte cilíndrica de la herramienta. El tiempo de
taladrado en general suele durar pocos segundos (2 a 8 segundos.), dependiendo del
diámetro del taladrado y el espesor de la chapa. Comercialmente se puede encontrar
herramientas en diámetros que varían entre 3 y 30 mm. Las herramientas son
moldeadas y formadas de un material con alta dureza, generalmente carburo de
tungsteno. Actualmente, los fabricantes de herramientas de taladrado por fricción
recomiendan aplicar el proceso en cualquier material dúctil con límite elástico hasta
500 MPa, en materiales como aluminios, cobre, latón, aceros, etc.
Fig. 7. Geometría de la herramienta de taladrado por fricción.
La geometría de la herramienta puede variar de acuerdo con la utilización, material o
espesor de chapa. La punta cónica es la parte de mayor solicitud mecánica, pues los
ensayos demuestran que el mayor esfuerzo axial se presenta cuando la punta de la
herramienta empieza a contactar la chapa. Existen variaciones de las herramientas,
que de acuerdo con distintas necesidades varían las longitudes (Fig. 8), diámetros o
con ranuras en la punta cónica, que sirven para materiales con camadas indeseables o
para reducir la fuerza axial de inicio de taladrado. Esta ranura provee una orilla
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cortante que facilita perforar capas de pintura, o tratamientos especiales que cubran el
material, sin embargo para recubrimientos de cinc esa geometría no presenta efectos
positivos. También se puede utilizar con materiales que se puedan doblar con altas
presiones porque son muy delgados o no tienen bastante rigidez. En la mayoría de las
aplicaciones de taladrado por fricción, la vida útil de la herramienta se determina por su
ruptura total, siendo que apenas en casos de aplicaciones de bajas cargas se observa
desgaste en la punta que conlleva a agujeros de baja calidad. En términos de vida útil,
se espera valores entre 8.000 a 15.000 agujeros para aceros dúctiles, pero eses
valores dependen mucho de las cargas aplicadas y temperaturas alcanzadas. Para
disminuir el rozamiento, pueden ser empleados lubricantes en forma líquida o pasta,
compuestos básicamente de sulfitos de cinc, aplicados en la superficie de la
herramienta antes de cada agujero.
Fig. 8. Geometría de distintas herramientas de taladrado por fricción.
2.2.2. Cinemática del proceso
El comportamiento del taladrado por fricción básicamente puede ser caracterizado por
la fuerza de avance, momento de torsión y temperatura de contacto. Dichos valores
dependen básicamente de los parámetros de entrada, como velocidad de avance y
rotación, las características del material y la geometría de la pieza. Cuando el espesor
de la pieza aumenta se observa un incremento tanto de la fuerza de avance como el
momento de torsión. Esto se debe a que el volumen de material a reblandecer y la
resistencia a la deformación aumentan con el espesor. En cuanto al momento de
torsión, cuando el área en contacto entre la parte de la rebaba y la herramienta es
mayor, se genera mayores fuerzas de fricción. Además, para un espesor de pieza y
velocidad de rotación constate, al incrementar el avance, las fuerzas de avance son
Taladrado por fricción en aceros de doble fase de alta resistencia
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mayores. Sin embargo, cuando se incrementa la velocidad de rotación, manteniendo el
avance constate, el valor de las fuerzas de avance y el momento de torsión
disminuyen.
Fig. 9. Evolución del momento y esfuerzo en el proceso de taladrado por fricción.
Los esfuerzos y momentos axiales que se realizan durante el proceso de taladrado por
fricción son variables (Fig. 9), siendo estos comprendidos en dichas zonas:
O-A: la zona de centrado de la herramienta fricciona con la superficie de la pieza al
mismo tiempo que avanza por lo que la fuerza de empuje se incrementa. Se alcanza el
máximo de la fuerza de empuje cuando por el aumento de la temperatura del material
en contacto con la herramienta, disminuye la resistencia a ser deformado.
A-B: a medida que se avanza, aumenta la superficie de contacto entre la parte cónica
de la herramienta y la pieza. Esto provoca un aumento de la fricción entre ambas
superficies, lo que origina un incremento del momento.
B-C: la zona cilíndrica de la herramienta, entra en contacto con la parte de la rebaba
de mayor espesor, lo que produce un leve incremento de la fuerza de empuje y un
aumento rápido del par.
C-D: el par disminuye cuando la zona cilíndrica de la herramienta comienza a deformar
la región de la rebaba de menor espesor. La fuerza de empuje también experimenta un
descenso progresivo.
D-E: esta región corresponde con la zona de rompevirutas de la herramienta. La viruta
Deividi Nardi
10
superior es aplastada por la herramienta al mismo tiempo que es arrancada, como
consecuencia se experimenta un incremento en el valor tanto del par como de
esfuerzo axial.
E-F: esta región comprende el retroceso de la herramienta. La fuerza de empuje
disminuye rápidamente hasta cero aunque existe una ligera fricción entre pieza y
herramienta como se refleja en el momento axial medido.
2.2.3. Temperaturas del proceso
La temperatura del proceso tiene importancia debido a su relación con las propiedades
mecánicas del material, en el desgaste de la herramienta y en las transformaciones
microestructurales del material de la pieza final. Investigaciones [Lopes, 1994]
presentan que para cada fase distinta del proceso las fuentes de calor varían (Fig. 10).
Básicamente el calor puede ser generado por dos fuentes: Por el rozamiento y por la
deformación plástica. Primeramente, en la zona de centrado de la herramienta que
fricciona con la superficie de la pieza se alcanza el máximo de la fuerza de empuje y
una generación de calor por rozamiento puro. Posteriormente, el calor es generado por
el cono de la herramienta pues se aumenta la superficie de contacto entre la parte
cónica de la herramienta y la pieza, es decir, por el rozamiento de la herramienta y por
la deformación plástica del agujero. La velocidad de enfriamiento del agujero es
importante pues define las transformaciones microestructurales generadas.
Fig. 10. Zonas afectadas térmicamente durante el proceso.
Diversos métodos experimentales de medición de temperatura fueron utilizados para
determinar el comportamiento del proceso de taladrado por fricción, tales como
termopares, termocámeras [Lopes, 1994, Weingaertner et al., 1997], además métodos
matemáticos pueden ser utilizados para estimar teóricamente la temperatura máxima
local en la interface de pieza herramienta. La temperatura alcanzada por la pieza es un
Taladrado por fricción en aceros de doble fase de alta resistencia
11
factor importante en la formación de la copa. Cuando la temperatura alcanzada
durante el taladrado por fricción es baja, la viruta experimenta un mayor número de
fracturas, desplazando el material en dirección radial al agujero. Por otro lado, cuando
la temperatura alcanzada por la pieza es mayor, la copa adquiere una forma más
cilíndrica [Lee et al., 2008]. El método más eficiente de medición de temperatura en el
caso de taladrado por fricción es utilizando un pirómetro de dos colores, cual puede
medir temperaturas comprendidas en el rango de 350ºC hasta 1300ºC. La captura de
la señal debe ser medida en tiempo real con la ayuda de un ordenador y un software
específico para la marca y modelo del pirómetro empleado. Los valores típicos de
temperaturas encontrados en investigaciones [Lee et al., 2008, Lopes, 1994]
dependiendo del espesor empleado y las condiciones de mecanizado varían entre
500°C y 900°C para aceros dúctiles.
2.2.4. Tiempo de proceso
El tiempo total de realización del agujero es de fundamental importancia para la
aplicación del proceso en medios industriales a larga escala. La duración del proceso
se relaciona con el tiempo de calentamiento del material base seguido por la
conformación del mismo. Como datos orientativos, en chapas de acero dúctil para
espesores comprendidos entre 1 y 4mm, el tiempo total máximo de taladrado puede
ser de dos hasta ocho segundos. Para disminuir u optimizar el tiempo total de proceso,
se puede recurrir a herramienta más cortas, reduciendo el tiempo de 10% a 30%
aproximadamente. La utilización de máquinas herramienta CNC con velocidades de
avance variables reduce en cerca de 55% el tiempo de taladrado cuando comparado
con condiciones constantes de velocidad [Head et al., 1984].
2.2.5. Calidad de las copas generadas
La geometría y la calidad de la copa generada son de fundamental importancia para la
resistencia final del agujero roscado. Una herramienta corta produce un agujero
cónico, y una herramienta larga produce un agujero cilíndrico. Como medidas
principales del agujero tenemos el diámetro, espesor de pared de la copa y longitud de
la copa (Fig. 11). En experimentos anteriores [Lee et al., 2008, Lopes, 1994] se ha
verificado que la longitud de la copa es dependiente de las velocidades de avance y
rotación. Velocidades de avance bajas combinados con altas rotaciones resultan en
copas más largas, influenciando la resistencia a tracción del agujero roscado.
Deividi Nardi
12
Entretanto, la profundidad total de la copa generada también depende del espesor de
partida. A mayor espesor, mayor es el volumen de material a deformar, por lo que se
obtienen mayores copas. La medición y análisis de la calidad de la copa es un factor
relevante en el caso de chapas de acero con recubrimientos cinc, donde microgrietas o
macrogrietas son generadas por la interrelación del substrato de cinc con la matriz
metálica en el proceso de taladrado por fricción. Existen clasificaciones de calidad de
copa [Lopes, 1994]. En dicho sistema, el valor de la calidad es determinado por la
longitud total de la copa en relación al borde de ruptura formado en la extremidad
inferior de la copa. Las mejores calidades, tipo 1 y 2, son susceptibles al roscado
conforme la norma DIN 267, ensayo que determina la carga de resistencia máxima
media de tracción.
Fig. 11. Medidas principales del agujero.
2.2.6. Roscado por laminación
El roscado por laminación se ha convertido, en el ámbito de la producción, en una
auténtica alternativa en lo referente a la reducción del tiempo de mecanización y de los
costes. Así, pueden fabricarse roscas en aceros en frío sin formación de virutas, lo
cual aumenta la seguridad del proceso durante la producción. En el caso del taladrado
por fricción, se hace necesario realizar como proceso posterior un roscado interno en
el agujero. Las ventajas pues del roscado por laminación frente al roscado
convencional (roscado por corte) son: Se incrementa la fuerza de extracción de la
rosca formada (20 a 50% más de resistencia que un roscado convencional), debido a
que el proceso modifica el material de la rebaba sin cortar la estructura natural del
metal, pues durante el proceso de roscado por laminación las fibras del material son
deformadas y no cortadas, generando también acritud en la rosca [Miller et al., 2006];
la formación de la rosca en el agujero es exacta y precisa; se aumenta la
productividad, al aumentar la velocidad y la vida útil de la herramienta, además es un
Espesor
Longitud
Diámetro
Taladrado por fricción en aceros de doble fase de alta resistencia
13
proceso sin formación de viruta. Además, se aplican muchos materiales, como aceros,
aceros aleados, inoxidables y en aleaciones de aluminios y cobre.
Fig. 12. Roscado por laminación en el taladrado por fricción.
Las herramientas de laminación permiten soportar altos momentos torsionales además
de una menor sensibilidad con variaciones dimensionales del agujero inicial. El macho
de laminación tiene una sección poligonal, compuesta de 5 o más aristas.
Normalmente se utiliza en la misma máquina herramienta donde se realiza en agujero
por taladro por fricción. Son fabricados en acero rápido, con revestimiento superficial
duro de nitruro de titanio o se aplican sobre la herramienta recubrimientos antifricción
y también en ciertos casos se introduce un suministro interno de lubricante-
refrigerante, con el fin de refrigerar y lubricar de forma segura la superficie de
laminación. Tienen una punta cónica con filos de menor diámetro que son
responsables de iniciar el desplazamiento del material. Otra característica del roscado
por laminación es la formación de una crista en el filo de la rosca; las puntas y los
flancos de los dientes del macho penetran en el agujero y desplazan el material en los
espacios libres del perfil del macho. De este modo se forma el perfil de la rosca
característico con la ranura inconfundible en la punta (Fig. 13).
Fig. 13. Deformación generada en los filos del roscado por laminación [Miller et al.,
2006].
Deividi Nardi
14
2.2.7. Transformaciones microestructurales
Durante el proceso de taladrado por fricción, el material es sometido simultáneamente
a diferentes tasas de deformación y temperatura, cuya zona de fluencia sigue hasta la
zona adyacente al agujero [Miller et al., 2006]. Debido a la presencia de estos
gradientes de deformación y temperatura en la zona termomecánicamente afectada
del agujero final, este se puede ocurrir de forma simultánea con diferentes cambios
microestructurales. En conjunto con los resultados de formas y dimensiones, tenemos
una suma de características que resultan en los parámetros como avance y rotación
ideal para el procesado. Posteriormente, los agujeros generalmente sufren un roscado
por deformación, por eso motivo, cuanto mayores las dimensiones de las copas
consecuentemente mejor las resistencias mecánicas finales del agujero roscado. Así
siendo, con un análisis metalografíco y la medición de las microdurezas, se analizan
las transformaciones microestructurales en las tres zonas (Fig. 14). En el taladrado por
fricción el material es calentado al mismo tiempo que sufre deformación. Debido a la
presencia de estos gradientes, en la misma copa vamos a tener diferentes zonas de
calentamiento y diferentes zonas de durezas, parte causado por las transformaciones
termomecánicas y otra parte por la acritud.
Fig. 14. Las zonas afectadas térmicamente en la copa del agujero.
Investigadores [Miller et al., 2006, Weingaertner et al., 1997] también han verificado
alteraciones microestructurales en taladrado por fricción en distintos materiales, como
aceros de bajo carbono, en aceros inoxidables austeniticos y en aleaciones de
aluminio, variando condiciones y parámetros del proceso.
Análogamente, la deformación plástica en caliente o el conformado en caliente
consisten en llevar el material a elevadas temperaturas con el fin de obtener
deformaciones importantes sometiendo el material a esfuerzos relativamente limitados.
Zona de
transición
Zona del
material base
Zona de máximo
calentamiento
Taladrado por fricción en aceros de doble fase de alta resistencia
15
Estos procesos modifican la microestructura del material y su tamaño de grano. A nivel
industrial el conocimiento de este proceso y la predicción de la microestructura que se
obtendrá son fundamentales para predecir las propiedades del material una vez
conformado. En el caso de los aceros microaleados esto cobra especial importancia ya
que estos adquieren sus propiedades al final del proceso de conformado y no en
tratamientos térmicos posteriores que permiten modificar la microestructura. Todo
proceso de conformado en caliente consta fundamentalmente de dos fenómenos que
se combinan para determinar la estructura final del material. Dichos procesos son los
de endurecimiento por deformación y ablandamiento debido a procesos dinámicos de
recuperación (restauración y/o recristalización). La principal característica del trabajo
en caliente es que se elimina el endurecimiento por deformación y la acritud asociada
a él. Además, se facilita la sustitución de la estructura granular deformada por nuevos
granos libres de deformación. En términos generales, el trabajo en caliente permite
conseguir deformaciones más significativas tensionando menos el material.
2.2. Aceros avanzados de alta resistencia AHSS
El sector de la automoción constituye el segundo mercado del acero después de la
construcción y obra pública. Chasis y carrocerías, piezas del motor, la dirección o la
transmisión, instalación de escape, etc., son de acero, con lo que este representa del
55 al 70% del peso del automóvil. Hoy en día, los aceros avanzados de alta resistencia
permiten una producción a menor coste de vehículos más ligeros, principalmente
debido a las ventajas que presenta con respecto a otras aleaciones ligeras: El acero
tiene una buena embutibilidad en elementos de carrocería, presenta una buena
soldabilidad en comparación con el aluminio y es fácilmente reciclable. En los últimos
anos en el sector automovilístico se están dando importantes cambios en cuanto a las
exigencias a los nuevos modelos: más seguridad en las pruebas de impacto pero con
un menor peso para conseguir una reducción del consumo y en consecuencia menor
contaminación. Para cumplir estas exigencias se están incorporando entre otros
materiales los aceros de alta resistencia, que por sus altas características permiten
reducir los espesores en piezas de la carrocería (Fig. 15), tales como los montantes B,
montantes A, taloneras, refuerzos laterales, etc.
Deividi Nardi
16
Fig. 15. Materiales en carrocerías de automóviles.
Además, durante los últimos años se está apostando fuertemente por medidas más
respetuosas con el medio ambiente. Las políticas nacionales e internacionales están
realizando esfuerzos económicos tanto a nivel de investigación como apoyo a
empresas para que se consigan avances tecnológicos más respetuosos con el
entorno. El sector automovilístico no se encuentra al margen de estas políticas, y dado
que es un sector altamente contaminante, está apostando más fuertemente desde
diferentes líneas estratégicas, que tienen como última finalidad la reducción del
consumo de los combustibles fósiles. Para ello el sector se enfrenta con dos opciones,
la primera la apuesta por nuevos métodos de obtención de energía más limpias y la
segunda por la reducción de contaminantes de los actuales combustibles. Una forma
de llevar a cabo esta reducción del consumo es la reducción del peso de los
componentes de un automóvil, y por lo tanto la investigación y aparición de nuevos
materiales más ligeros que contengan las mismas prestaciones mecánicas o
superiores.
Actualmente para llevar a cabo la reducción de espesores de los diferentes
componentes metálicos encontrados en un automóvil, como montantes, taloneras,
refuerzos laterales, etc., con un aumento la resistencia al impacto, se está empezando
a utilizarse los llamados aceros de alta resistencia. Dichos aceros (aceros HSS, “High
Strength Steel”) se caracterizan por presentar valores de limite elástico entre 450 y 550
Taladrado por fricción en aceros de doble fase de alta resistencia
17
MPa. Por encima de estos aceros, desde el punto de vista mecánico están los aceros
avanzados de alta resistencia mecánica (aceros AHSS, “Advanced High Strength
Steel”), cuyo límite elástico es superior a 550 MPa y puede llegar hasta 1600 MPa.
Sin embargo, actualmente los resultados de investigaciones de taladro por fricción en
los aceros HSS/AHSS y su aplicación en automoción aún son escasos. Los fabricantes
de herramientas aún no han asignado para el mercado valores óptimos del proceso,
justificando así dicha investigación para encontrar parámetros ideales del método. En
este proyecto se aborda la aplicación del taladrado por fricción en los aceros de
múltiples fases, pues actualmente son los más aplicados dentro de la gama de los
AHSS en la automoción. La elevada resistencia de estos aceros hace factible el
desarrollo de diseños eficientes en términos de masa, que economizan el consumo de
combustibles, mientras que de manera simultánea, generan un incremento en la
resistencia a los impactos en colisiones. A diferencia de muchos otros materiales
competitivos, los AHSS pueden cumplir con estos objetivos sin causar un aumento en
el costo total para el fabricante. Diversos diseños conceptuales de vehículos completos
y diseños de los subsistemas han presentado un ahorro del 25 por ciento en términos
de masa, sobre aquellos diseños convencionales actuales que usan aceros de alta
resistencia, en tanto que a la vez logran una mejoría en la resistencia al impacto por
colisiones, sin causar un aumento en los costos. Precisamente, una de las virtudes de
estos aceros, su elevado límite elástico, les supone un importante inconveniente para
su extensiva aplicación en distintos componentes de piezas del automóvil e incluso les
impide dar el salto hacia otros sectores industriales donde la relación resistencia-peso
deba ser optimizada.
La principal diferencia entre los aceros convencionales HSS y los avanzados AHSS es
su microestructura. Los HSS son monofásicos con una estructura ferritica, mientras
que los AHSS son de múltiples fases, que pueden contener ferrita, martensita, bainita,
y / o austenita retenida en cantidades suficientes para producir distintas propiedades
mecánicas. Algunos tipos de AHSS tienen una mayor capacidad de endurecimiento
dando como resultado unas propiedades resistencia-ductilidad mayor a los aceros
convencionales. Como podemos (Fig. 16) ver la estructura de la nomenclatura
comienza con el tipo de acero seguido del límite elástico y la tensión de rotura.
Deividi Nardi
18
Fig. 16. Limite elástico de los aceros HSS y AHSS.
La fabricación de los AHSS es algo más compleja que los aceros convencionales. El
control en la fabricación debe ser mayor ya que se basa en los porcentajes de las
diferentes fases presentes. Dentro de esta clasificación encontramos las siguientes
nomenclaturas del anglosajón: „Dual Phase‟ (DP), „Transformation-Induced Plasticity’
(TRIP), „Complex Phase‟ (CP), Ferritic-Bainitic (FB), „Twinning-Induced Plasticity’
(TWIP), „Hot-Formed’ (HF), „Post-Forming Heat- Treatable’ (PFHT). En la tabla 1
tenemos las características mecánicas de los principales aceros de alta resistencia
presentes actualmente en el mercado.
Tabla 1. Características mecánicas aceros alta resistencia.
La historia de los aceros DP para aplicaciones estructurales de componente de
automóvil no es tan reciente, donde se indica aproximadamente la fecha de aparición
en el mercado europeo del primer grado industrial de cada acero. Se aprecia que el
desarrollo de aceros DP es previo a 1980 (Fig. 17).
Taladrado por fricción en aceros de doble fase de alta resistencia
19
Fig. 17. Evolución de los aceros de alta resistencia.
Los aceros DP fueron los primeros aceros AHSS en desarrollarse, [UltraLight, 2002]
pero su uso industrial, al igual que los TRIP, no empezó hasta 1995, impulsado por el
consorcio ULSAB (“Ultra Light Steel Automotive Body”, es decir chasis ultraligero en
acero). El objetivo del consorcio ULSAB era fabricar chasis ligeros de acero,
reduciendo el espesor de sus componentes mediante el desarrollo de aceros de mayor
resistencia mecánica. Los resultados del proyecto ULSAB desembocaron en la
implementación industrial de estos aceros a mediados de los años 90.
2.2.1. Aceros de Doble Fase
La denominación del acero doble fase o aceros DP (“Dual Phase”) proviene de las dos
fases que conviven en este acero: una matriz de ferrita fina que aporta una buena
formabilidad en la que aparecen pequeñas islas de martensita que aportan una
extraordinaria dureza. Se pueden obtener altos valores de resistencia según la
cantidad de martensita presente. Los aceros DP son fabricados con un alto control en
el enfriamiento de la austenita para posteriormente transformar esta en martensita,
aunque dependiendo del proceso de fabricación pueden mejorar por la aparición de
bainita. El recocido al que es sometido va a ser clave en estos aceros ya que de ahí se
obtendrá la fase más dura. El efecto de endurecimiento incrementa el valor del límite
elástico (Fig. 18) con una elevada temperatura de envejecimiento. En los aceros DP
elementos como el manganeso, el cromo, el molibdeno, vanadio y níquel ayudan a la
formación de la martensita. Esta capacidad dual da los materiales una muy buena
conformabilidad, ya que coexiste una fase blanda como la ferrita y una dura como la
Deividi Nardi
20
martensita. El proceso de endurecimiento por cocción va a dotar a estos materiales de
una mayor resistencia como consecuencia de la aparición de compuestos
intermetálicos. El acero DP es un acero apto para estampación y deformación en frío.
La gama de los aceros DP se puede estampar en útiles clásicos optimizando los
ajustes. Los esfuerzos de estampación aumentarán cerca del 20% en relación con un
acero de tipo microaleado del mismo espesor.
Fig. 18. Límite elástico de los aceros tipo doble fase.
Para las piezas destinadas a solicitudes dinámicas, el esquema de estampación debe
estudiarse detenidamente para aprovechar todas las ventajas de este acero, en
particular su resistencia a la fatiga. Las excepcionales características de este acero,
tales como una gran resistencia al choque, han encontrado muchas aplicaciones en la
industria automovilística en piezas de estructuras y seguridad como barras laterales de
impacto o refuerzo de asientos (Fig. 19).
En relación a la nomenclatura de estos aceros, debido a que los métodos utilizados
para su identificación varían de forma considerable en todo el mundo, la industria
siderúrgica de forma global, recomendó un sistema de clasificación que define su
límite elástico y su límite de rotura. Bajo esta nomenclatura, los aceros son
identificados como “XX aaa/bbb”, donde: Por ejemplo, en este sistema de clasificación,
DP 500/800 se refiere a un acero de fase doble con un límite elástico de 500 N/mm2 y
un límite de rotura de 800 N/mm2. En algunas ocasiones nos podemos encontrar con
una versión abreviada de este sistema, en la que sólo se indica el límite elástico, en
este caso DP 500.
Taladrado por fricción en aceros de doble fase de alta resistencia
21
Fig. 19. Aplicación del acero tipo DP en carrocerías.
Sin embargo, los aceros DP presentan algunos problemas durante el proceso de
fabricación, como la rotura de herramientas a causa de los elevados requerimientos de
carga necesarios para la conformación de las piezas, así como los insertos
endurecidos y los filos de las cuchillas de corte que pueden desgastarse en el
transcurso del mecanizado. Problemas de calidad en las dimensiones de las piezas
que surgen a causa de la recuperación elástica (“springback”) asociado con la alta
resistencia y con el aumento de la sensibilidad en el proceso por la variabilidad en las
propiedades del material a niveles superiores de resistencia.
2.2.2. Aceros Doble Fase Martensíticos estampados en caliente
Son aceros de tipo doble fase con predominancia de la fase martensitica (MS),
presentan un elevado límite elástico tras el tratamiento térmico (Fig. 20). Son
excelentes para las funciones anti intrusión del vehículo (vigas de parachoques,
refuerzo de puerta, refuerzo central, montante de vano, etc.). Las características
mecánicas finales obtenidas en las piezas permiten un aligeramiento significativo
(hasta un 50% con respecto a un acero de alto límite elástico estándar).
Deividi Nardi
22
Fig. 20. Límite elástico de los aceros tipo doble fase MS.
El más utilizado actualmente es el acero 22MnB5, microaleado al Boro, se basa en el
endurecimiento mediante un tratamiento térmico durante la operación de conformado,
logrando la resistencia que poseen mediante la coexistencia en la microestructura final
de fases “duras” al lado de las fases “blandas”, es decir, se parte de un acero inicial al
cual se le somete a un tratamiento térmico durante la operación de estampación que lo
transforma en otro acero. Su composición química resultante de la adición de Carbono,
Manganeso, Cromo y Boro, junto a la microestructura propia del acero de partida,
propicia que una vez aplicado el tratamiento térmico, la estructura obtenida sea
martensita, responsable directa de los altos grados de dureza que presentan estos
aceros. Están diseñados para ser sometidos a un tratamiento térmico seguido de
temple durante la operación de estampación en caliente (Fig. 21).
Fig. 21. Etapas del proceso de estampación en caliente.
El tratamiento térmico consiste en calentar el material a 900°C-950°C durante 5 a 10
minutos seguido de un temple entre matrices de estampación perfectamente enfriadas,
con velocidad de enfriamiento controlada (Fig. 22). Como principales ventajas,
presentan una separación de las funciones de conformación y de las propiedades de
uso, así como una importante conformabilidad en caliente y ausencia total de
Taladrado por fricción en aceros de doble fase de alta resistencia
23
recuperación elástica, además tienen una resistencia excepcional a la fatiga y a los
choques que permite afrontar importantes disminuciones en el espesor y, por
consiguiente, en la masa.
Fig. 22. Velocidades de enfriamiento y la transformación martensítica (Siciliano, 2001).
Formatos soldados (soldadura láser) por la tecnología de “Tailored Blanks” son muy
utilizados actualmente en estos aceros. La utilidad de los formatos soldados se puede
resumir en la buena calidad del acero, con espesor suficiente en el lugar adecuado.
Este concepto permite variaciones de espesor y de calidad de acero sin operaciones
de ensamblaje posterior y sin encabalgamiento de las chapas que se van a montar,
evitando el aumento de peso que se derivaría de ello. Así se puede controlar con
precisión las deformaciones de zonas específicas del vehículo en el momento del
choque, ya sea un choque lateral (poste B, Fig. 23) o bien frontal o trasero (largueros).
Hasta ahora todo lo que se ha nombrado sobre los aceros martensíticos al boro han
sido ventajas, pero también presentan inconvenientes referidos a su reparación. Como
consecuencia de su alta resistencia, las piezas que están fabricadas con este tipo de
materiales no pueden ser reparadas, ya que requerirían de la aplicación de esfuerzos
elevados para devolverles su geometría inicial, que hoy en día con los equipos
actuales no se pueden alcanzar. Además, el coste total de fabricación es superior en
relación a los aceros convencionales.
Deividi Nardi
24
Fig. 23.Tailored Blanks con AHSS.
2.2.3. Microestructura de los aceros Doble Fase AHSS
Los aceros de Doble Fase son fabricados a través del tratamiento térmico de recocido
intercrítico, con temperaturas entres las líneas A1 y A3, en el campo ferritico-austenítico
del diagrama de fases, seguido de enfriamiento controlado (Fig. 24). Los aceros de
bajo carbono laminados en caliente o en frio pueden ser empleados en su fabricación,
donde la perlita se transforma en austenita durante el calentamiento, manteniendo
grande parte de la estructura ferritica retenida. Parte de la austenita generada se
transforma pues en martensita, resultando en una estructura ferritico-martensitico.
Generalmente, aceros de doble fase presentan menos de 0.1% de carbono, lo que
resulta en una elevada ductibilidad de la fase ferritica. Para compensar el bajo
contenido de carbono, se añade elementos de aleación como Mn, que aumenta la
templabilidad y el campo de la austenita retenida, consecuentemente el volumen de
martensita generado con el proceso de tratamiento térmico. Microestructuras doble
fase también pueden ser formadas directamente en la laminación en caliente con
presencia de aleaciones de Cr y Mo. Ferrita poligonal se forma directamente desde la
laminación y la austenita retenida reminiscente se transforma en martensita durante el
enfriamiento, mismo siendo un proceso con un lento enfriamiento, debido a la elevada
templabilidad de los elementos de aleación. Dicho proceso disminuí además la
variabilidad de las propiedades mecánicas y mejora la dispersión entre las fases
ferriticas y austeníticas, pues la dispersión se genera directamente en el acero en su
estado líquido [Mejía, 1998].
Taladrado por fricción en aceros de doble fase de alta resistencia
25
Fig. 24. Diagrama de fases acero.
Algunos parámetros importantes determinan la microestructura final de los aceros de
doble fase: La microestructura inicial del acero (antes del tratamiento) pues determina
el tamaño de grano da la ferrita y las ubicaciones en que la austenita se va a formar
[Jordi, 2008]. Por otro lado, los elementos de aleación que desplazan las curvas TTT
hacia la derecha, aumentando así la templabilidad de la austenita, resultando en una
formación de fronteras de martensita con tasas de enfriamiento menores. También
altas tasas de enfriamiento resultan en una transformación casi completa de la
austenita en martensita (Fig. 25).
Fig. 25. Efecto del enfriamiento en la transformación austenítica [Jordi, 2008].
Tasas de enfriamiento intermedias resultan en una ferrita epitaxial y otros productos de
la descomposición de la austenita. Otro factor que contribuye para el aumento de la
Baja tasa de enfriamiento Alta tasa de enfriamiento
Media tasa de enfriamiento
Deividi Nardi
26
templabilidad de los aceros doble fase es la resistencia de la matriz ferritica, donde se
puede mejorar a través del afino de grano, por precipitación y endurecimiento por
solución solida. El afino de grano se realiza por la aplicación de una estructura inicial
más refinada, como precipitados de Al-Ti-Nb en fase austenítica, o por una
temperatura de recocido más baja, retrasando la recristalización.
2.3. Mecanismos de endurecimiento y ablandamiento en aceros
La acritud, la recuperación y la recristalización son alteraciones generadas por
procesos que incluyen grandes deformaciones combinados con temperaturas elevadas
en regiones específicas, como ocurre en el proceso de taladrado por fricción.
Dependiendo de la intensidad de las alteraciones metalúrgicas resultantes, las mismas
pueden influir las características mecánicas del material, como por ejemplo el aumento
del límite elástico y la variación de la dureza.
En el endurecimiento por acritud, los metales son susceptibles a aumentar su límite
elástico y su resistencia mecánica a rotura por deformación plástica en frío o trabajo en
frío (Fig. 26). Al mismo tiempo disminuye su capacidad de deformación plástica antes
de romper y consecuentemente su ductilidad. El incremento en los valores de
resistencia mecánica, de los metales sometidos a procesos de deformación en frío, se
debe a un fuerte incremento en el número o densidad de dislocaciones del metal. Las
dislocaciones se "anclan" entre ellas (repulsión) o sobre partículas extrañas de la red,
con un efecto acumulativo, es decir, cuando deformada en frio una pieza, ocurre una
generación de energía, siendo que mayor parte de dicha energía se disipa en forma de
calor, sin embargo una parte de esa energía, cerca de 10%, se almacena internamente
asociándose a defectos cristalinos generados [Monsalve et al., 2011]. Pueden ser
defectos puntuales, lineares y planeares (contornos de grano), pero la mayor parte de
esa energía se relaciona con la interacción de discordancias. Como resultado, cuanto
mayor la acritud mayor es el límite de fluencia, mayor la dureza y menor el limite
elástico, es decir, a medida que se aumenta la resistencia por la acritud la ductibilidad
decrece. Además, otras propiedades como conductibilidad eléctrica y resistencia a
corrosión pueden ser modificadas como consecuencia de la deformación plástica.
Taladrado por fricción en aceros de doble fase de alta resistencia
27
Fig. 26. Modificación del diagrama s-e por deformación en frío.
Por otro lado, el comportamiento de los aceros a elevada temperatura implica dos
procesos de ablandamiento; la recuperación y la recristalización (Fig. 27). La
recuperación se basa en la redistribución de dislocaciones, la aniquilación de pares de
dislocaciones y la formación de subgranos que posteriormente evolucionarán hacia
nuevos granos. El efecto de la restauración dinámica no es el mismo en todos los
metales. Así, la recuperación se manifiesta en los metales con alta energía de
apilamiento [Monsalve et al., 2011].
La recuperación es la primera etapa del proceso de restauración de las propiedades
mecánicas cuando una pieza es deformada en frio. Cuando metales que han sufrido
acritud y son recocidos en temperaturas relativamente bajas (0.2 Tf) ocurre una
disminución o eliminación de defectos puntuales en los contornos de grano y
discordancias. En temperaturas mayores de recocido (entre 0.2 y 0.3 Tf) se consigue
una reordenación o en una eliminación de discordancias, formando subcontornos de
grano (contornos de grano de pequeños ángulos), resultando en una estructura
poligonizada.
La recristalización consiste en un proceso de nucleación y crecimiento de nuevos
granos (más reducidos que en el material original), con la desaparición del exceso de
dislocaciones, transformando los granos alargados de un metal que ha sufrido una
deformación en frío en granos equiaxiales o poliédricos calentando el material por
encima de una temperatura minima para cada metal o aleación. Para el acero es de
Deividi Nardi
28
entre 600ºC y 700ºC. Se define el tiempo de recristalización como el necesario para
que recristalice el 95% del material.
Fig.27. Diagrama de recocido y recristalización [Jordi, 2008]..
Los procesos que sufren una deformación plástica en caliente, como el taladrado por
fricción, la recristalización es dinámica. Una deformación plástica en caliente es,
conceptualmente, como una deformación en frío y recocido simultáneos; esto es, la
deformación induce dislocaciones especialmente, pero, como está caliente, en el
material se pueden ir produciendo simultáneamente o algo después los fenómenos
propios de un recocido. El material está más blando que a temperatura ambiente, lo
cual significa que se pueden imponer grandes deformaciones, bajo esfuerzos
razonables y sin fracturar el material. Aquí debe tenerse presente que se aplica la
deformación plástica, con el consiguiente aumento de dislocaciones, mientras el metal
está caliente. De modo que tres fenómenos (recuperación, recristalización y afino de
tamaño de grano) se pueden dar simultáneamente en el taladrado por fricción.
Mientras más rápida sea la velocidad de deformación, menos efectiva va a ser la
recuperación o recristalización dinámica (dinámica: en forma simultánea con la
deformación); entonces, mayor será la densidad de dislocaciones retenidas y más duro
será el material durante el proceso de deformación en caliente. Así, el límite elástico
en caliente del material es fuertemente dependiente de la velocidad de deformación.
Por otro lado, no sólo se modifica la forma externa del material. En efecto, se puede
desarrollar, a partir de una estructura de granos muy heterogénea, una estructura más
fina y homogénea, como resultado particularmente de la recristalización [Jordi, 2008].
Taladrado por fricción en aceros de doble fase de alta resistencia
29
La recristalización dinámica tiene lugar cuando se aplica una deformación crítica,
asociada a la densidad mínima de dislocaciones necesaria para promover la
nucleación. De todas formas, es necesaria una deformación adicional para completar
el proceso de recristalización. Se conoce la existencia de tres tipos de recristalización
durante o después del trabajo en caliente: estática, dinámica y metadinámica [31]. La
recristalización estática tiene lugar por procesos de nucleación y crecimiento de
nuevos núcleos que crecen a expensas del material deformado. La recristalización
dinámica se caracteriza porque la tensión causante de la deformación actúa junto a las
tensiones generadas por las mismas dislocaciones y solo tiene lugar cuando se
alcanza un valor crítico de la condición microestructural durante la deformación en
caliente. La recristalización metadinámica tiene lugar cuando se ha sobrepasado la
deformación crítica y ya no hay esfuerzo aplicado. Produce nuevos granos de un
tamaño superior a los obtenidos por recristalización dinámica, pero de tamaño inferior
a los obtenidos por recristalización estática (Fig. 28). En la primera etapa,
correspondiente a bajas deformaciones, tienen lugar el endurecimiento y restauración
dinámica. En la segunda etapa, gobernada por la recristalización dinámica, se produce
una caída de la tensión verdadera, correspondiente a un ablandamiento continuo
gracias a la recristalización. Finalmente, para valores elevados de deformación, tercera
etapa, se llega a un estado de equilibrio donde la microestructura es equiaxial gracias
al proceso de recristalización.
Fig. 28. Comportamiento a fluencia del Fe-γ bajo deformación a elevada temperatura.
Concluyendo, la recristalización dinámica está regida por una serie de factores: A
mayor temperatura se necesita menos tiempo para finalizar la recristalización. Por su
Deividi Nardi
30
parte la nucleación y el crecimiento de granos son dos procesos térmicamente
activados. Cuanto mayor es la deformación aplicada a un material éste recristalizará
más rápido ya que la energía de activación de la recristalización es función de la
deformación. Si los granos de partida son finos la nucleación es mayor acelerándose la
recristalización. Por otro lado, el tamaño de grano recristalizado será mayor cuanto
menor sea la deformación aplicada. Además de los factores citados anteriormente, la
composición del metal también influye en el proceso de recristalización.
2.4. Recubrimientos en los aceros AHSS
La protección anticorrosión de las carrocerías se ha convertido para la industria del
automóvil en un argumento importante expresado en forma de garantía anticorrosión.
El aumento permanente de las garantías anticorrosión lleva a los constructores y
fabricantes de equipos a buscar aceros que ofrezcan los mejores resultados en
corrosión, en particular, el uso de productos revestidos por las dos caras tiende a
generalizarse. El aumento permanente de las garantías anticorrosión lleva a los
constructores y fabricantes de equipos a buscar aceros que ofrezcan los mejores
resultados en corrosión, en particular el uso de productos revestidos por las dos caras
tiende a generalizarse. Las exigencias derivadas de la protección del medio ambiente
se acentúan, entre sus consecuencias, podemos citar la supresión de metales
pesados (como el Cromo VI) en los revestimientos (especialmente en las zonas que
puedan sufrir procesos de pulido) y en los tratamientos de superficie. La mejora de la
calidad de aspecto ofrecida por el control de los procedimientos de revestimiento por
inmersión específicos para el automóvil permite plantear el uso de estos
revestimientos para la mayor parte de las piezas visibles, de esta forma se tiene la
oportunidad de reducir los costes.
En los últimos años se han desarrollado varias soluciones de protección. Las más
habituales se pueden clasificar en 3 grupos: Revestimientos metálicos depositados en
caliente por inmersión en un baño de metal liquido (a temperaturas de hasta 700°C);
Revestimientos metálicos aplicados por galvanotecnia (a una temperatura ligeramente
superior a la ambiente); Revestimientos orgánicos de capa fina (0,5 a 6 μm) aplicados
sobre sustrato previamente protegido con un revestimiento metálico depositado por
galvanotecnia o en caliente y sometido a un tratamiento previo para aumentar la
resistencia a la corrosión y la adherencia del revestimiento orgánico. Combinando el
Taladrado por fricción en aceros de doble fase de alta resistencia
31
procedimiento de deposición, la composición química, el espesor (o el gramaje, según
la unidad que se utilice), el número de caras (monofacial o bifacial) y la capacidad para
responder a las exigencias de aspecto superficial, los fabricantes crean distintas
familias. El espesor de los revestimientos se mide de forma continua en las líneas de
revestimiento mediante galgas de rayos X que barren la banda en toda su anchura
mientras se desplaza. Además se pueden realizar otras mediciones que proporcionan
valores puntuales: Con un medidor de espesores Permascope, midiendo la diferencia
de espesor entre el producto revestido y el producto sin revestir. Por medición química,
determinando en una muestra la diferencia de peso antes y después de aplicar el
revestimiento (es la medida más precisa). Con un microscopio óptico, que permite
obtener valores muy locales de espesor del revestimiento.
En el caso de los aceros martensíticos al boro (MS) como el 22MnB5, utilizados en
estampación en caliente, generalmente llevan un prerrevestido a base de aluminio y
silicio (Al-Si), con la finalidad de proteger el metal contra la oxidación y la
descarburación durante el tratamiento térmico. Después del proceso de estampación
en caliente, el revestimiento Al-Si se transforma en el horno en una capa aleada Al-Fe-
Si, protectora y adherente. Presenta resistencia a las altas temperaturas (hasta
900°C), resistencia a la oxidación en caliente, así como gran resistencia a la corrosión
y fuerte reflectividad, siendo así un revestimiento adaptado a las aplicaciones en
ambientes corrosivos y sometidos a altas temperaturas. A su vez, otra de las ventajas
que tiene este prerrevestido de aluminio es el aumento de la resistencia a la corrosión
después de la aplicación de la capa de pintura y de esta manera evitar un tratamiento
posterior de protección contra la corrosión. El espesor del prerrevestido depositado
está generalmente comprendido entre 23 y 32 micras y se aplica de forma continua
(Fig. 29).
Fig. 29. Recubrimiento Aluminio-Silicio en AHSS.
Deividi Nardi
32
En el caso de los aceros de doble fase (DP), utilizados en estampación a frio, los
fabricantes generalmente ofrecen revestimientos galvánicos HDGI (Hot Dip
Galvanized) o HDGA (Hot Dip Galvannealed). El HDGI se obtienen mediante
galvanizado en caliente (paso de la banda de acero por un baño de cinc liquido) sobre
un sustrato. Al calentar la tira de zinc entre 500-565 °C, y manteniendo esta
temperatura durante unos segundos, el recubrimiento de zinc, por difusión, se alea con
el hierro en acero. El resultado final es que el recubrimiento es formado por capas de
compuestos íntermetálicos de aproximadamente 90% de zinc y 10% de hierro. Un
recubrimiento HDGI es muy suave y fácil de rayar. El recubrimiento HDGA además del
baño de zinc tradicional, sufre un tratamiento térmico después del baño en
temperaturas entre 450-590 °C. Es muy duro, y por lo tanto, no es dañable
manualmente. La concentración final del hierro depende fundamentalmente del ciclo
de calefacción, ya que la tasa de difusión está en función del tiempo y la temperatura.
Los compuestos químicos del zinc y el acero, también pueden afectar el
comportamiento de la aleación, pero son secundarios en relación con el ciclo de
calefacción. Un recubrimiento galvanizado es esencialmente zinc puro, con porcentaje
entre 0,20 y 0,50 % de aluminio. El aluminio se añade, no para afectar el
comportamiento frente a la corrosión, sino para mejorar la adherencia entre el
recubrimiento y el substrato de acero o metal base durante las operaciones de
conformado posteriores.
El revestimiento electrocincado también se obtiene mediante la galvanotecnia, pero
con una capa de cinc puro, donde los espesores del revestimiento pueden tener de
forma estándar de 5 y 20 μm por cara. Su comportamiento tribológico es ligeramente
inferior al de los revestimientos en caliente, sin embargo poseen una excelente
conformabilidad intrínseca, lo que lo hace apto para las embuticiones más profundas.
Por lo tanto, es dúctil, lo que le permite soportar tasas de deformación importantes. Su
capacidad para proteger de la corrosión convierte el electrocincado en un
revestimiento utilizado para numerosas aplicaciones en la industria del automóvil.
2.4.1. Formación de fases en los recubrimientos
Desde hace mucho tiempo se sabe a respecto de las inestables reacciones de los
recubrimientos de Zinc con los procesos posteriores que involucran temperaturas
altas, como procesos estampación en caliente, procesos de soldadura o análogamente
Taladrado por fricción en aceros de doble fase de alta resistencia
33
en el taladrado por fricción donde llegamos a temperaturas pico de hasta 950°C. El
Zinc es un metal con una densidad de 7.133 g/cm3 a 20ºC, su temperatura de fusión
es de 419.45ºC y la de ebullición es 906ºC a 1 atmósfera de presión. Su densidad en
estado líquido es 6.6 g/cm3. El Zinc es muy frágil a temperatura ambiente, posee
buena ductilidad entre los 100-150ºC. Sobre esta temperatura el Zinc se vuelve frágil y
a 200ºC puede ser fácilmente transformado en polvo. Algunos investigadores atribuyen
estos cambios en las características físicas del Zinc a la presencia de impurezas, la
solubilidad de las cuales varía con la temperatura, otros, en cambio, consideran la
existencia de polimorfismo. En el caso de soldaduras láser en chapas galvanizadas o
electrocincadas, se realiza el proceso bajo una atmosfera inerte, con gas protector
como argón o Helio [Yang y Kovacevic, 2011]. Se puede también controlar con
pequeñas adiciones de Al dentro del baño de Fe-Zn durante el galvanizado de la
chapa.
Fig. 30. Diagrama de fase Fe-Zn [Vieira, 2007].
De acuerdo al diagrama de fases (Fig. 30), las fases que se forman en un galvanizado
por inmersión en caliente cuando reacciona el zinc y hierro son ή-Zn, ζ, δ1, Γ y Γ1,
(tabla 1.2). Por encima de la línea roja hay gran riesgo de formación de grietas,
fenómeno común en el proceso de estampación en caliente de chapas cincadas o
galvanizadas. En los recubrimientos típicos de galvanizado o electrocincado, los
compuestos intermetálicos de Fe-Zn se subsiguen uno a uno a medida que crece el
contenido en Fe desde ή-Zn hacia el substrato de Fe en concordancia con el diagrama
Riesgo de grietas
No hay riesgo de grietas
Deividi Nardi
34
de equilibrio. Así se admite que a altas temperaturas (620-672°C) la fase δ no es
distinta de δ1, y que solamente la fase δ1 existe en el sistema Fe-Zn. Las entalpías y
energía libres de formación de todos los compuestos intermetálicos son muy cercanas
unas con otras. Esto contribuye esencialmente a la inestabilidad del comportamiento
en el sistema: pequeñas perturbaciones (es decir, impurezas o pequeñas adiciones de
elementos al baño, defectos morfológicos en la superficie o inclusiones, etc.) pueden
causar repentinos e impredecibles cambios en la secuencia de precipitación de los
compuestos [Vieira, 2007]. La fase Γ es un compuesto intermetálico, debido a que no
es una fase terminal (no se ubican los extremos del diagrama), de fórmula
estequiométrica FeZn3, mientras que la fase Γ1 tiene una fórmula dada por Fe3Zn10,
siendo la más dura y frágil del sistema Fe-Zn. La fase Delta (δ) es la siguiente que
aparece al incrementarse el contenido de Zinc y contiene entre un 88 y 93% p/p de
Zinc, su fórmula estequiométrica es FeZn7. La fase ζ existe en un rango de
composiciones bastante estrecho, que está entre 94-95% p/p de Zinc, con una fórmula
estequiométrica dada por FeZn13. Su estructura monoclínica le confiere una gran
fragilidad. Por último, a altas concentraciones de Zinc se encuentra la solución sólida
ή-Zn que es prácticamente Zinc puro con una pequeña cantidad de hierro (0.008% p/p
máx.), siendo una fase muy dúctil [Kollarova, 2009].
Tabla 2. Fases del recubrimiento de Zinc.
Durante el proceso de galvanización o en un proceso posterior que involucre altas
temperaturas de la chapa, la adicción de Al dentro del baño de Fe-Zn, generalmente
resulta en una mejor estabilidad frente a defectos en el recubrimiento, pues la
inhibición de las reacciones Fe-Zn por el Aluminio conlleva a una rápida formación de
una capa muy delgada del sistema binario o ternario Fe-Al por compuestos
Taladrado por fricción en aceros de doble fase de alta resistencia
35
intermetálicos, debido a la mayor afinidad del Hierro por el Aluminio que por el Zinc,
luego esta capa actúa como una barrera de difusión entre el Fe y Zn. Sin embargo, la
naturaleza exacta, composición y mecanismos de formación de esta capa, tan bien
como el exacto mecanismo de inhibición permanecen en bastante controversia. La
eficiencia de esta inhibición depende del contenido de Aluminio y de la interacción de
otros parámetros. Cuando la inhibición permanece completa, ningún compuesto
intermetálico ha sido observado entre el substrato y la fase Zn. Cuando existe menos
eficiencia, se permite una delgada capa de cristales pequeños (llamados “de grano
fino”). Luego, prismáticos cristales llamados “pillar-like” son formados, primero
aisladamente, luego en capas completas. En el caso de un típico inestable
comportamiento, locales “outbursts” de cristales divergentes de varios tamaños y
complejas estructuras toman lugar, es decir, una explosión reactiva en la interdifusión
entre el Zinc y Hierro presente en el contorno de grano. Además, la inhibición es
siempre transiente; el Aluminio incrementa el tiempo de incubación para el inicio de las
reacciones Fe-Zn, pero cualquiera sea el contenido de Aluminio en el baño, implicará
que prolongadas inmersiones llevarán a la formación de compuestos intermetálicos y
“outbursts” en la interfase. Dicho fenómeno, convierte el revestimiento en una
superficie frágil, con agrietamiento y susceptible a ocurrencia del Powdering, fenómeno
de difícil control [Kollarova, 2009].
El Powdering tiene como principales causas el exceso de formación de la fase Γ (Fig.
32), resultando en una alta concentración de Hierro en la superficie del recubrimiento,
resultando en una superficie con una elevada dureza, debido a las altas temperaturas
generadas del proceso, sea por un proceso de estampación en caliente o de
soldadura. Para valores de temperatura sobre los 550°C se puede iniciar el fenómeno
de Powdering y que para temperaturas por encima de 570°C ya existe un aumento de
espesor de la fase Γ y la reducción de la fase δ, siendo que la fase δ presenta un 50%
menos de concentración de hierro que la fase Γ.
Deividi Nardi
36
Fig. 31. Fenómeno de Outburst en el recubrimiento de Zinc [Vieira, 2007] (aumento
2000x).
Fig. 32. Influencia de la temperatura en la formación de la fase Γ.
El aluminio es probablemente el elemento aleatorio más influyente que se añade a los
baños del proceso por inmersión en caliente. El proceso continuo permite el uso de
una amplia gama de contenidos en Aluminio hasta incluso el 85% p/p. La presencia de
550 °C 570 °C
Taladrado por fricción en aceros de doble fase de alta resistencia
37
este elemento en el baño fundido retarda las reacciones Fe/Zn, aún en
concentraciones menores a 0.007 % p/p. Cuando es usado en pequeñas proporciones,
0.01-0.02% p/p, el Aluminio mejora considerablemente el brillo superficial, el fenómeno
se relaciona con la fuerte tendencia del aluminio y el oxigeno para combinarse y formar
Al2O3. Esto resulta en la formación de una capa de Al2O3 delgada y continua en la
superficie del recubrimiento que inhibe una mayor oxidación al actuar como una
barrera para la difusión de los átomos del Zinc y de Oxígeno [Kollarova, 2009]. Para
cantidades del orden de 0.1-0.5% p/p mejora la ductilidad del recubrimiento, como
resultado de la inhibición de compuestos intermetálicos. Una pequeña adición de
aluminio, 0.1-0.3% p/p, al baño de Zinc efectivamente reduce el espesor del
recubrimiento galvanizado. Esto se debe a la mayor afinidad que tiene por el Hierro
que con el Zinc, formándose esta suscitada capa inhibidora (Fe2Al5) muy rápidamente
en la superficie del acero en inmersión. Sin embargo, si el tiempo de inmersión excede
cierto período, denominado tiempo de incubación o de inhibición, el efecto inhibidor se
elimina y las capas intermetálicas Fe-Zn comienzan a crecer. La influencia que tiene
sobre las propiedades mecánicas se ven afectadas al agregar cantidades entre 0.1-
0.3% p/p, debido a que las frágiles capas intermetálicas son eliminadas, la adherencia
y ductilidad mejoran drásticamente. El contenido de 0.2% p/p de Aluminio en inmersión
a 460ºC durante 4 a 60 segundos o a 500ºC durante 4 a 20 segundos, la capa del
recubrimiento es muy dúctil, incluso más dúctil que el substrato de acero [Vieira, 2007].
2.4.2. Deformación y mecanismos de fractura en recubrimientos de Zinc en aceros
Investigaciones han caracterizado los procesos de daño en recubrimientos de zinc de
distintas formas: por electrodepositación y por inmersión en caliente. Los autores por lo
general tratan de relacionar datos metalúrgicos como la textura, tamaño de grano o
segregación química con el daño ocurrido a grandes niveles de deformación mecánica
y termomecánica. Diversos autores han demostrado que grietas intergranulares
pueden estar presentes en el recubrimiento de los aceros galvanizados por inmersión
en caliente previo a cualquier deformación. Estas grietas son formadas supuestamente
durante el proceso de enfriamiento después de la depositación, debido a la diferencia
entre los coeficientes de expansión térmica o entre los módulos de elasticidad del zinc
y acero. Tales grietas se abren y propagan cuando el recubrimiento es deformado.
Grietas transgranulares se observan para grandes deformaciones en algunos granos,
Deividi Nardi
38
se supone que estas son grietas de clivaje que aparecen en los granos en que el
maclaje ha ocurrido previamente. Se ha investigado acerca del efecto de la textura
cristalográfica sobre la deformación y modos de daño en recubrimientos de zinc. El
tamaño de grano también tiene un efecto sobre los mecanismos de daño en el
recubrimiento de zinc. Se ha comparado el comportamiento mecánico de dos
diferentes recubrimientos de zinc en un mismo sustrato de acero: El primero con
granos de zinc con un tamaño 20 veces más grande en el plano que el espesor del
recubrimiento (alrededor de 8 μm). El segundo recubrimiento ha sido cepillado,
constando principalmente de una recristalización parcial. El nuevo grano es de
alrededor de 30 μm. Cuando los dos son sometidos a dos diferentes ensayos
mecánicos (ensayo de tracción hasta 25% y flexión en 180º), el primer recubrimiento
de zinc sufre más daño que el segundo. También se ha estudiado el agrietamiento
intergranular, en tracción, en donde las grietas por clivaje son más numerosas
después del ensayo de flexión. Los límites de grano son visibles en muestras no
deformadas debido al acanalamiento termal, efecto asociado con el proceso de
solidificación. Después de la deformación, la abertura de muchos límites de grano se
observa tempranamente en tracción para todos los recubrimientos. Por otro lado, la
grieta por clivaje se encuentra como un activo mecanismo de fractura solamente en el
caso de carga multiaxial. Las grietas de clivaje resultaron ser numerosas en el caso de
una expansión equibiaxial y ausentes bajo una carga de tracción. El microanálisis
químico en la parte de debajo de la grieta indicó la presencia de Fe, Zn y Al. Esto
sugiere que la superficie expuesta es un compuesto intermetálico el que sirve de
interfase entre el acero y el zinc.
Taladrado por fricción en aceros de doble fase de alta resistencia
39
3. Objetivos del trabajo
El presente trabajo tiene como objetivo principal el estudio de las relaciones existentes
entre el proceso de taladrado por fricción en chapas de acero de ultra alta resistencia,
evaluando las condiciones óptimas de mecanizado en función del material,
recubrimiento y el espesor empleado, verificando las alteraciones microestructurales y
las propiedades mecánicas desarrolladas durante el proceso. Para determinar las
relaciones de trabajo intrínsecas, se concentran los siguientes estudios:
1) Estudio de los parámetros de taladrado, materiales y espesor de chapa en los
resultados del proceso;
2) Estudio de la influencia del trabajo termomecánico sobre las transformaciones
microestructurales del material base en la región de deformación;
3) Estudio de los recubrimiento de las chapas de alta resistencia, con la creación
de una nueva técnica de taladrado por fricción a esos materiales, obteniendo
agujeros sin defectos con una mayor homogeneidad y mejorando las
propiedades mecánicas resultantes. Principalmente en chapas con
recubrimiento de Zinc, donde no se puede aplicar hasta el momento el proceso
de taladrado por fricción por no existir condiciones adecuadas para mantener la
integridad del material en la copa generada.
Se evalúan los resultados por las características mecánicas, físicas y dimensionales
de los agujeros, variando los parámetros de taladrado en función de los mejores
resultados obtenidos. Se estudia las fuerzas de avance, el momento torsor, la
temperatura desarrollada, los tiempos de proceso, la geometría y la calidad del agujero
Se evalúa la viabilidad de realizar el pos-proceso de roscado por deformación en los
agujeros taladrados, verificando los resultados geométricos de los roscados. Para el
estudio de la influencia termodinámica se emplea técnicas de análisis microestructural
y ensayos de microdurezas.
Deividi Nardi
40
4. Procedimiento experimental
4.1. Metodología
Ensayos experimentales en el taladrado por fricción fueron llevados a cabo para la
validación de los resultados esperados por el estudio. Distintos parámetros de entrada
fueron definidos en función de diferentes niveles de introducción de energía térmica y
deformación en las amuestras de estudio. Como parámetros de trabajo fueron
considerados la velocidad de avance, la rotación del husillo y en el caso de las chapas
con recubrimiento (DP600 GA) fue introducido un innovador proceso de taladrado por
fricción bajo atmosfera inerte, variando así también el caudal de gas aplicado. Con el
aumento de la velocidad de avance se consigue mayores tasas de deformación y con
el aumento de rotaciones de husillo se incrementa la energía fornecida al material.
Se han evaluado los resultados por las características mecánicas, físicas y
dimensionales de las copas, variando los parámetros de entrada en función de los
mejores resultados obtenidos. Fueron monitoreadas las fuerzas de avance, el
momento torsor, la temperatura desarrollada, el tiempo de proceso y la geometría de la
copa. El estudio de la influencia termodinámica fue realizado con el empleo de
técnicas de análisis microestructural y ensayos de microdureza.
Se diseñó una campaña de ensayos en la que se reflejaron los principales parámetros
que afectan al proceso, espesor del material, velocidad de giro y velocidad de
penetración de la herramienta. Los valores de avance y rotación del husillo utilizados
en los experimentos fueron predeterminados por ensayos preliminares. Las
velocidades de avance se han situado entre 40 a 400mm/min para los aceros con
recubrimientos y entre 130 a 400mm/min para los aceros sin recubrimientos. Cada
velocidad de avance se ha combinado con una determinada rotación del husillo,
siendo estas de 1500, 2000, 2500 y 3000rpm, aplicándose en 4 distintos materiales.
Todos los ensayos fueron realizados con una herramienta de taladrado por fricción de
diámetro 8mm y posteriormente fue confeccionada una rosca M8. Los cuerpos de
prueba fueron preparados de acuerdo con la medida del útil que fue construido para
los ensayos.
Taladrado por fricción en aceros de doble fase de alta resistencia
41
4.2. Parámetros de taladrado
A partir de los resultados obtenidos en los ensayos preliminares fueron seleccionados
los valores de velocidad de avance y rotación del husillo. El tamaño de la copa inferior
y el collar (rebaba) superior generados por el proceso depende del espesor de la
chapa y las condiciones de taladrado. Con mayor espesor de chapa mayor es el
volumen de material conformado y consecuentemente mayor la copa generada, sin
embargo sólo una medida de herramienta fue utilizada en los ensayos, independiente
del espesor de la chapa de prueba. El recorrido en el eje z de la máquina herramienta
depende del espesor de la chapa.
En el caso de las chapas con recubrimiento, debido a la problemática de realizar dicho
proceso y sus consecuentes fallos de agrietamiento generados en la copa, fue
utilizado un innovador proceso de taladrado por fricción bajo atmosfera inerte, con
aplicación de gas argón puro, en distintos caudales combinados con todos los avances
de herramienta y rotación del husillo.
Para la realización del roscado posterior al taladrado por fricción, ese fue realizado en
la rotación de 300 rpm. El empleo de distintas velocidades de rotación ha tenido como
objetivo de no introducir más variables, que aumentaría el número de análisis a ser
realizadas incrementando el tiempo y los costes del trabajo. Fue empleado apenas un
macho de roscado por laminación en todos los ensayos, empleándose lubricante
externo específico para refrigerar y lubricar la superficie de laminación.
Tabla 3. Condiciones del proceso de taladrado por fricción empleadas en los ensayos ( * material con recubrimiento de Zinc).
Parámetros
Velocidad de giro (rpm) 1500, 2000, 2500, 3000
Velocidad de Avance (mm/min)
40*, 60*, 80*, 100*, 110*, 130, 140, 170, 180, 210, 220, 230, 240, 270, 280, 310, 320, 330,
340, 370, 380, 400
Espesor de chapa (mm) 1.2, 1.6, 2.0
Caudal gas (lts/min) 5, 10, 15, 20, 25
Deividi Nardi
42
4.3. Materiales empleados en los experimentos
Cuatro variantes de los aceros doble fase fueron probadas en este ensayo y con 3
distintos espesores: el DP600 GA con 1.2mm de espesor con recubrimiento de cinc
galvánico, el DP600 con 1.2mm de espesor sin recubrimiento, el DP800 con 1.6mm de
espesor sin recubrimiento y el acero martensítico al boro (22MnB5) Usibor©1500 con
2mm de espesor con recubrimiento Al-Si. En la tabla 4.2 podemos ver la composición
química de los materiales empleados, fornecidos por el fabricante ArcelorMittal.
Las probetas no han sufrido cualquier calentamiento o deformación durante su
preparación para los experimentos. Se obtuvieron de las chapas de partida, cortando
trozos de 45x300mm con la ayuda de una cortadora metalográfica de precisión. Las
probetas del material Usibor©1500 fueron preparados y cortados a las mismas
dimensiones a partir de un poste B de una carrocería de un automóvil, que durante su
proceso de fabricación ha sido sometido a su típico tratamiento térmico seguido de
temple durante la operación de estampación en caliente.
Tabla 4. Composición química de los materiales empleados
Material C Si Mn P S Cr Al Ti B
DP600 0.09 0.25 1.93 0.02 0.005 0.21 0.034 - -
DP600 GA 0.09 0.25 1.93 0.02 0.005 0.21 0.034 - -
DP800 0.16 0.25 1.90 0.02 0.005 0.50 0.015 - -
Usibor© 1500 0.25 0.35 1.40 - 0.001 0.30 - 0.05 0.005
En relación a los recubrimientos, en el caso de las chapas del acero Usibor©1500,
utilizados en estampación en caliente, presenta un revestido a base de aluminio y
silicio (Al-Si), con la finalidad de proteger el metal contra la oxidación y la
descarburación durante el tratamiento térmico. El espesor total del revestimiento es de
35 a 45μm en cada cara, con una capa de interface de 15μm. Según los fabricantes, el
revestimiento presenta una resistencia a las altas temperaturas de hasta 900°C,
resistencia a la oxidación en caliente, así como gran resistencia a la corrosión. En el
caso del recubrimiento de la chapa de acero DP600 GA, presenta un revestimiento de
cinc puro en las dos caras de la chapa, que se obtiene mediante galvanizado en
caliente (paso de la banda de acero por un baño de cinc liquido). El espesor de
Taladrado por fricción en aceros de doble fase de alta resistencia
43
revestimiento en cada cara de la chapa presenta valores de 7 a 9 μm.
4.4. Herramientas y lubricantes
La herramienta de taladrado empleada es de carburo de tungsteno con matriz de
cobalto, de la marca Formdrill©, sin recubrimiento. Los fabricantes ofrecen la aplicación
de recubrimientos a la herramienta para incrementar la resistencia al desgaste, el
coeficiente de fricción y modificar la conductividad térmica de la herramienta. Se han
realizado trabajos basados en la experimentación de distintos tipos de recubrimientos
de herramientas de taladrado por fricción [Miller et al., 2007]. La geometría de la
herramienta de taladrado está dividida en 6 secciones (Fig. 33).
Fig. 33. Diseño de la herramienta de taladrado por fricción y sus dimensiones.
a) Zona de centrado: es una superficie cónica definida por un ángulo de valor elevado
y una altura reducida para dotar de mayor robustez a esta zona de la herramienta. Se
trata de la superficie que contacta primeramente con el material, donde se generan los
mayores esfuerzos axiales del proceso y la generación de calor como consecuencia de
la fricción tiene comienzo.
b) Zona cónica: esta superficie de la herramienta tiene un ángulo más agudo que la
zona de centrado. La herramienta en esta zona, como consecuencia del giro, fricciona
con el material de la pieza, produciendo calor para facilitar la deformación del material.
Combinando este fenómeno, con el movimiento de avance de la herramienta, permite
penetrar y generar la copa.
c) Zona cilíndrica: esta sección determina el diámetro máximo del agujero y la longitud
de la zona cilíndrica de la copa.
d) Zona del rompevirutas: consiste en una región de sección triangular que al contacto
Zona Mango, h s
Zona Apoyo
Zona Rompevirutas
Zona Cil í ndrica, h l
Zona C ó nica, h n
Zona Centrado, h c
α
β
Ø c
Ø s h s 15 mm
Ø s 8 mm
h l 5.4 mm
Ø c 7.3 mm
h n 7.6 mm
h c 0.9 mm
40 º
90 º
h s 15 mm
Ø s 8 mm
h l 5.4 mm
Ø c 7.3 mm
h n 7.6 mm
h c 0.9 mm
β 40 º
α 90 º
Deividi Nardi
44
el material lo deforma previamente a arrancarlo. De esta manera se elimina el material
que ha fluido hacia la parte superior de la pieza y proporciona una mejor superficie.
e) Zona del apoyo: proporciona una superficie de apoyo contra la pinza del
portaherramientas o contra el portaherramientas directamente e impide el
desplazamiento axial de la herramienta como consecuencia de las fuerzas axiales
resultantes durante la proceso.
f) Zona del mango: consiste en una superficie cilíndrica. La finalidad de esta zona es
permitir la sujeción la herramienta de taladrado al husillo de la máquina a través de un
portaherramientas (Fig. 34).
Fig. 34. Herramienta de taladrado en el portaherramientas.
Los fabricantes de herramientas de taladrado por fricción aconsejan la utilización de
lubricantes, como el Flowdrill® FDKS, que prolongan la vida útil de las herramientas,
pero su aplicación es aconsejable para ciertos materiales, como aluminio, cobre y latón
que fácilmente se adhieren en la superficie de la herramienta. Durante los
experimentos no fue utilizado cualquier lubricante o refrigerante en la herramienta de
taladrado por fricción. Para la realización del roscado por laminación, fue utilizado un
macho con una sección poligonal, compuesta de 5 aristas, del fabricante Flowdrill®,
fabricado en acero rápido con revestimiento superficial duro de nitruro de titanio y se
ha introducido un suministro externo manual de lubricante-refrigerante, con el fin de
refrigerar y lubricar de forma segura la superficie de laminación, utilizado un aceite con
adictivos de alta presión del fabricante Flowdrill® tipo FTMZ.
4.5. Máquina herramienta y utillaje
Los ensayos se llevaron a cabo en un centro de mecanizado vertical de tres ejes,
gobernados por control numérico. Se trata de una máquina Kondia© modelo K76,
Taladrado por fricción en aceros de doble fase de alta resistencia
45
siendo capaz de alcanzar 4000 rpm. Fue necesario el diseño de un utillaje para la
sujeción de las probetas durante los ensayos. Este utillaje permitió alinear la probeta
con los ejes de la máquina y evitar la deformación de la pieza durante la operación de
taladrado por fricción (Fig. 35). El útil para soporte de la chapa fue construido
especialmente para el experimento, en cuerpo de aluminio, fijando una única probeta a
través de dos mordazas con cuatro tornillos M6.
Fig. 35. Esquema del ensayo de taladrado en la máquina herramienta.
4.6. Utillaje para el taladrado por fricción con atmosfera inerte
En el caso del taladrado en condición de atmosfera inerte, aplicado en los aceros con
recubrimientos de Zinc (DP600 GA), fue modificado el útil de soporte de la chapa
añadiéndolo boquillas de gas. Fue probado distintas configuraciones de boquillas para
aplicar gas argón en la parte inferior de la chapa, es decir, en la zona de formación de
la copa. A partir de resultados obtenidos en ensayos preliminares fueron
seleccionados 3 diferentes configuraciones para la salida del gas: Boquillas laterales,
boquilla coaxial y boquilla central inferior. Los experimentos preliminares han resultado
que inicialmente las copas generadas con menos fallos fue la configuración con
boquilla central inferior, así pues fue desarrollado y optimizado el utillaje con esa
configuración conjugada con todos los valores de avance de herramienta, rotación de
Útil de soporte chapa
Probeta
Herramienta de taladrado
Pirómetro
Mesa Dinamométrica
Amplificador de
carga multicanal
Máquina Herramienta
Deividi Nardi
46
husillo y caudal de gas anteriormente comentados. El gas inerte (fue utilizado argón
puro, aunque podría ser helio) es generado con un caudal constante, direccionado
hacia la parte inferior de la chapa a través de la boquilla, fijada en la parte interna del
útil, siendo el caudal constante durante todo el proceso. En los ensayos
experimentales se ha comprobado y optimizado en función de los resultados de
calidad dimensional y microestructural de los agujeros la mejor geometría y dimensión
de la boquilla de salida del gas. En relación a los gases utilizados, el argón
proporciona generalmente una atmosfera más inerte de mejor protección frente a la
oxidación, además presenta un menor coste en comparación con el helio. El
accionamiento y parada del gas protector se activa manualmente.
Fig. 36. Útil de soporte de la chapa. a) Configuración de la boquilla de gas lateral. b)
Configuración de la boquilla de gas coaxial. c) Configuración de la boquilla de gas
central inferior.
La boquilla lateral (Fig. 36a) está compuesta por 4 toberas de salida de gas con 8mm
de diámetro interno. La boquilla coaxial (Fig. 36b) fue probada en dos distintas
configuraciones, una con 8mm de diámetro interno y una segunda con 10mm con
diámetro interno, sin embargo los resultados desde el punto de vista geométrico y
microestructural de la formación de las copas no han sido satisfactorios en ambas
configuraciones. La boquilla central inferior presenta un ángulo de punta de 45° en la
salida del gas y con un diámetro interno de 8mm (Fig. 36c), así como la distancia entre
la chapa y la extremidad de la boquilla que se fija en 10mm, para todos los caudales
de gas y espesores de chapa. En los experimentos preliminares en las otras
configuraciones fueron observadas la formación de grietas en las copas causado por la
no protección total del gas inerte. Así pues, la configuración final de boquilla central
inferior fue aplicada en los ensayos (Fig. 37), generando un proceso más estable de
taladrado por fricción en aceros con recubrimientos de cinc.
b c a
Taladrado por fricción en aceros de doble fase de alta resistencia
47
Fig. 37. Esquema del ensayo del taladrado en atmosfera inerte.
Durante el procedimiento de la invención, ensayos preliminares fueron realizados para
obtener los parámetros de rotación, avance de la herramienta y caudal de gas. Como
valores iniciales de estudio, se ha utilizado los mismos valores de rotación del husillo y
velocidad de avance de herramienta de las chapas sin recubrimientos. Se ha utilizado
un caudal de gas entre 5-25 lts/min. El procedimiento se ha llevado a cabo en un
entorno donde se evita las corrientes de aire externas durante el taladrado. El material
no debe calentarse hasta la temperatura de evaporación del recubrimiento de zinc,
fenómeno que puede ocurrir si durante el proceso de taladrado se utiliza herramientas
desgastadas, pues en función del número alto de agujeros se aumenta la fricción por
una precaria calidad superficial de la herramienta.
4.7. Medición de la fuerzas de avance y momento
La caracterización de las fuerzas del proceso-herramienta-material es de gran utilidad,
ya que permiten entender la interacción del proceso de fricción y corte de la rebaba
superior. En la medición de la fuerza de empuje y del momento se empleó una mesa
dinamométrica Kistler©, modelo 9255B, que permite la medición de la fuerza de
empuje de manera directa. Para la medición del par se deben considerar las
contribuciones de las fuerzas en las direcciones X e Y, tanto en módulo como en
dirección, en cada uno de los piezoeléctricos y multiplicarlas por la distancia al centro
de la mesa. Para la correcta medición de par y la fuerza durante el taladrado es
indispensable que el centro del taladro coincida con el centro geométrico del
dinamómetro, puesto que los piezoeléctricos son equidistantes al centro del
Entrada de
gas argón
Probeta
Utillaje
Herramienta de taladrado
Deividi Nardi
48
dinamómetro. Para garantizar este requisito de medición, se diseñó un utillaje de
centrado. Las señales de los piezoeléctricos son sumadas analógicamente y
amplificadas a un voltaje proporcional. Estos voltajes son acondicionados, visualizados
y grabados en tiempo real mediante el analizador LMS© Scada Mobile con el uso del
un equipo de cómputo (Fig. 38).
Fig. 38. Equipamiento necesario para la monitorización de la fuerza de avance y del momento.
4.8. Geometria y calidad del taladrado
El diámetro del agujero, la profundidad total y los espesores del agujero, se ven
afectados por la elección de los parámetros de taladrado. Se realizó un corte
transversal de los agujeros, de manera que la medición de las características
anteriormente mencionadas se pudo hacer de manera sistemática y precisa. Para
caracterizar el espesor de la copa se realizaron mediciones a determinadas
profundidades (Fig. 39). Se emplea un microscopio de medida, Mitutoyo© TM-100, que
dispone de una óptica de treinta aumentos. La mesa del microscopio va equipada con
dos cabezas micrométricas Digimatic©, una en cada eje de movimiento, cuyas
características permiten asegurar que las mediciones, posicionamientos y ajustes finos
puedan llevarse a cabo con facilidad. Esto le hace perfecto para medir las
características de las copas. Mediante el empleo de un micrómetro de interiores
Taladrado por fricción en aceros de doble fase de alta resistencia
49
Mitutoyo©, se realiza la medición de los diámetros de los agujeros. Se ha abordado
separadamente los aceros, primero los aceros sin recubrimiento (DP600 y DP800) y
posteriormente los aceros con recubrimiento (DP600 GA y Usibor© 1500).
PT e3
e4
e2
e1
3.5
mm
4 m
m 2.5
mm
3 m
m
Ø
Fig. 39. Sección transversal de la copa generada y las mediciones realizadas.
4.9. Medición de la temperatura
La temperatura alcanzada por la pieza es un factor importante en la formación del
agujero. Cuando la temperatura alcanzada durante el proceso de taladrado por fricción
es baja, la copa experimenta un mayor número de fracturas, desplazando el material
en dirección radial al agujero. Por otro lado, cuando la temperatura alcanzada por la
pieza es mayor, la copa adquiere una forma más cilíndrica. Las temperaturas
generadas en el proceso de taladrado fueron recogidas mediante el empleo de un
pirómetro de dos colores, modelo Impac© IGAR 12 LO, el cual puede medir
temperaturas comprendidas en el rango de 350ºC hasta 1300ºC. La captura de la
señal se realizó en tiempo real con la ayuda de un ordenador y el software específico
para la marca y modelo del pirómetro empleado (Fig. 40).
Fig. 40. Equipamiento para la medición de temperaturas.
Deividi Nardi
50
4.10. Medición de dureza
Debido a la presencia de deformación y aumento de temperatura en la zona
termomecánicamente afectada del agujero final, ocurren diferentes cambios
microestructurales, como las transformaciones de fases, recuperación o
recristalización. Para el análisis de este fenómeno, fue utilizado como herramienta un
durómetro de microdureza VICKERS, del fabricante Future-Tech, modelo FV-700e,
con una precarga de 490,3 N. La microdureza media en el material base de cada
amuestra fue determinada midiéndose en regiones distintas, en la línea central de la
chapa. En la región afectada térmicamente cerca de la superficie interna del agujero,
mediciones fueron realizadas en cada amuestra a una distancia de 0.5mm desde la
superficie del agujero (Fig. 41).
Fig. 41. Puntos de medida de la microdureza.
4.11. Análisis Metalografíco
En el estudio de las transformaciones microestructurales impuestos al material por el
proceso, fueron realizadas análisis microestructurales cualitativas y cuantitativas en las
secciones transversales de las probetas taladradas, en las mismas áreas de la
medición de microdurezas anteriormente comentadas. La caracterización
microestructural de los aceros consistió en la obtención de la fracción volumétrica de
las dos fases presentes (ferrita y martensita), con la ayuda del software de análisis de
imágenes acoplado a un microscopio óptico Nikon. Una vez preparadas las amuestras,
se tomaron imágenes en toda su longitud y se han analizado las variables
microestructurales por su tamaño de forma. Para el análisis de componentes químicos
en la superficie de los materiales, fue empleado un microscopio electrónico de barrido
Taladrado por fricción en aceros de doble fase de alta resistencia
51
modelo JEOL JSM-6400 operando a 20 kW. El equipo presenta un detector de rayos x
de energía dispersiva del fabricante EDX Oxford Instruments, en conjunto con el
software analizador INCA. La longitud de trabajo de las imágenes y haz de corriente es
de 0.12 nA. Para el analizador EDX la longitud de trabajo es de 15mm y el haz de
corriente de 1 nA.
Deividi Nardi
52
5. Resultados experimentales
Los resultados obtenidos en los experimentos en términos de fuerzas de avance y
momentos generados por la herramienta se presentan inicialmente, seguidos por los
resultados de la evaluación de la geometría y calidad de las copas obtenidas.
Posteriormente, se presentan las mediciones de temperaturas, las transformaciones
microestructurales y las mediciones de microdurezas resultantes. En la última parte se
presentan los resultados de calidad del roscado por laminación y los resultados de los
tiempos del proceso de taladrado.
5.1. Momento y esfuerzo en el proceso
A través de la experimentación se observa un incremento tanto de la fuerza de empuje
como del par cuando el espesor de la chapa aumenta. Esto se debe a que el volumen
de material a reblandecer y la resistencia a la deformación aumentan con el espesor,
lo que conlleva al aumento de las fuerzas de empuje. En cuanto al momento, cuando
aumenta el área en contacto entre la parte de la copa y la herramienta, se genera
mayores fuerzas de fricción resultando en un incremento de momento.
Para un espesor de pieza y velocidad de rotación constate, al incrementar el avance,
las fuerzas de empuje o de avance (axiales) son mayores. Esto se debe a la
disminución del tiempo de contacto entre pieza y herramienta. Se genera menos calor
para ablandar el material. Así mismo, cuando se incrementa la velocidad de rotación,
manteniendo el avance constate, el valor de las fuerzas de avance y del momento
disminuyen. En ambos materiales y espesores, las mayores fuerzas axiales y pares
resultantes fueron con el máximo avance (400mm/min) combinado con la mínima
rotación de taladrado (1500rpm). En ensayos preliminares se ha comprobado que la
presencia de recubrimientos no genera mayores fuerzas de avance o momentos, así
pues, se ha medido solo las fuerzas de la chapa DP600 sin recubrimiento. En la tabla
5.1 se presentan los valores máximos de fuerza de avance y momento entre distintos
materiales obtenidos en los experimentos. A continuación, se discute los resultados
experimentales del acero DP600, el DP800 y el acero Martensitico.
Taladrado por fricción en aceros de doble fase de alta resistencia
53
Tabla 5. Valores de fuerzas y momentos máximos (1500rpm y 400mm/min).
Material Fuerza de avance (N) Momento torsor (Nm)
DP600 1780 5.5
DP800 2900 6.8
Usibor© 1500 6500 9.4
Los mayores valores encontrados de fuerzas y momentos para una combinación del
máximo avance con la mínima rotación de ensayo, para la chapa DP 600, un valor de
1780 N de fuerza de avance y 5.5 Nm de momento axial (Fig. 42 y 43). Se observa
que los esfuerzos y momentos que se realizan durante la penetración de la
herramienta son variables.
0
500
1000
1500
2000
2500
3000
0 1 2 3 4 5 6
Fu
erz
as
(N
)
Fig. 42. Fuerza de avance del acero DP600 (espesor de chapa 1.2mm y 210mm/min de avance de la herramienta).
Cuando la punta de la herramienta fricciona con la superficie de la chapa al mismo
tiempo que avanza, la fuerza de avance se incrementa. Se alcanza el máximo de la
fuerza de avance, aumentando la temperatura del material y disminuyendo la
resistencia de deformación. A continuación, a medida que se avanza, aumenta la
superficie de contacto entre la parte cónica de la herramienta y la chapa provocando
un aumento de la fricción entre ambas superficies, aumentando el momento. La zona
cilíndrica de la herramienta entra en contacto con la parte superior del agujero, lo que
produce un leve incremento de la fuerza de avance y un aumento rápido en el
momento. La fuerza de avance y el momento suben al final del proceso pues la zona
de rompevirutas de la herramienta aplasta el collar superior al mismo tiempo que es
1500 rpm
2000
2500 3000
Tiempo de contacto (s)
Deividi Nardi
54
arrancada una parte y en algunos caso se puede generar una pequeña viruta. Al final,
hay el retroceso de la herramienta, donde la fuerza de avance disminuye rápidamente
hasta cero aunque existe una ligera fricción entre pieza y herramienta como se refleja
en la medición del momento obtenido.
0
1
2
3
4
5
0 1 2 3 4 5 6
Mo
me
nto
(N
m)
Fig. 43. Momento en el acero DP600 (espesor de chapa 1.2mm y 210mm/min de avance de la herramienta).
En la chapa DP 800, el comportamiento de los valores de fuerza de avance y momento
fueron mayores en comparación con el acero DP600 con 1.2mm de espesor, queda
evidenciada la influencia del espesor del material. Para la chapa DP800 con 1.6mm de
espesor se han obtenidos valores máximos de 2900 N de fuerza de avance y 6.8 Nm
de momento axial (Fig. 44 y 45).
0
500
1000
1500
2000
2500
3000
0 1 2 3 4 5 6
Fu
erz
as
(N
)
Fig. 44. Fuerza de avance del acero DP800 (espesor de chapa 1.6mm y 210mm/min de avance de la herramienta).
2000
1500 rpm
2500
3000
Tiempo de contacto (s)
1500 rpm
2000
2500
3000
Tiempo de contacto (s)
Taladrado por fricción en aceros de doble fase de alta resistencia
55
0
1
2
3
4
5
0 1 2 3 4 5 6
Mo
me
nto
(N
m)
Fig. 45. Momento en el acero DP800 (espesor de chapa 1.6mm y 210mm/min de avance de la herramienta).
En la chapa martensitica Usibor© 1500, el comportamiento de la fuerza de avance fue
similar en comparación con el acero DP600 y DP800 (Fig. 46). Sin embargo, el valor
del momento torsor presenta una pequeña variación entre la mínima y la máxima
velocidad de avance. Además, se ha obtenido elevados valores de fuerza de avance
en los altos avances de herramienta, llegando a 6500 N de fuerza de avance y 9.4 Nm
de momento axial para la chapa de 2.0mm de espesor (Fig. 47).
0
1000
2000
3000
4000
5000
6000
0 1 2 3 4 5 6
Fuerz
as (
N)
Fig. 46. Fuerza de avance del acero Usibor© 1500 (espesor de chapa 2.0mm y 210mm/min de avance de la herramienta).
1500 rpm
2000
2500
3000
Tiempo de contacto (s)
Tiempo de contacto (s)
1500 rpm
2000
2500
3000
Deividi Nardi
56
0
1
2
3
4
5
6
0 1 2 3 4 5 6
Mo
me
nto
s (
Nm
)
Fig. 47. Momento en el acero Usibor© 1500 (espesor de chapa 2.0mm y 210mm/min de avance de la herramienta).
Para una mayor vida útil de la herramienta, tenemos que lograr un compromiso entre
las fuerzas y la temperatura. Cuanto menor las cargas y temperaturas impuestas en
las herramientas, mayor la vida útil de las mismas. Así pues, en ambos materiales y
espesores, las menores fuerzas axiales y pares resultantes fueron con el mínimo
avance de ensayo (130mm/min) combinado con la máxima rotación de taladrado
(3000rpm) (tabla 5.2).
Tabla 6. Valores de fuerzas y momentos pico mínimos (3000rpm y 130mm/min).
Material Fuerza de avance (N) Momento torsor (Nm)
DP600 1250 1.5
DP800 2100 1.8
Usibor© 1500 3500 8.2
5.2. Geometría y calidad del taladrado
El comportamiento del proceso de taladrado por fricción debe ser analizado por los
resultados de trabajo, que son las grandezas y medidas evaluadas tras el término de
los ensayos. La forma del agujero producido puede variar de acuerdo con los
parámetros de entrada utilizados. La calidad de la copa generada fue analizada en
términos de longitud, espesor de pared y diámetro del agujero. Comparando los
resultados se ha comprobado que los parámetros de trabajo influencian el espesor y
longitud de la copa. Para un mismo espesor de pieza, el aumento en la velocidad de
giro de herramienta provoca un incremento del calor generado en el proceso. Esto
Tiempo de contacto (s)
1500 rpm
2000
2500
3000
Taladrado por fricción en aceros de doble fase de alta resistencia
57
contribuye a la generación de copas de mayores longitudes. El incremento de la
velocidad de avance, manteniendo constante la velocidad de giro de herramienta,
genera copas de menor longitud, ya que el tiempo de contacto entre la herramienta y
el material es menor, se genera menos calor y la facilidad para que el material fluya
disminuye.
5.2.1. Geometría y calidad de la copa en los aceros sin recubrimientos
En la chapa DP600 de 1.2mm de espesor, en las mediciones realizadas se observa
que el espesor e1 y e2 tienen un valor similar aunque e2 es ligeramente superior.
Seguidamente el espesor e3 es inferior a e1 y el espesor e4 es el menor de todos. Los
espesores de la copa se han medido sistemáticamente (Fig. 39).
0,8
0,9
1
1,1
100 150 200 250 300 350 400 450
1500 rpm 2000 rpm 2500 rpm 3000 rpm
1500 rpm 2000 rpm 2500 rpm 3000 rpm
e1
0,8
0,9
1
1,1
100 200 300 400
Velocidad Avance (mm/min)
Esp
eso
r (m
m)
e3
0,8
0,9
1
1,1
100 200 300 400
Velocidad Avance (mm/min)
Es
pe
so
r (m
m)
e2
0,8
0,9
1
1,1
100 200 300 400
Velocidad Avance (mm/min)
Es
pe
so
r (m
m)
e4
0,7
0,8
0,9
100 200 300 400
Velocidad Avance (mm/min)
Esp
eso
r (m
m)
Fig. 48. Influencia de los parámetros de taladrado en el espesor de la copa (DP600,
1.2mm de espesor).
Deividi Nardi
58
Los espesores e1 y e2 son mayores para velocidades de rotación bajas y no se ven
afectados de manera significativa por el aumento de la velocidad de avance empleada.
Los espesores e3 y e4 son mayores para velocidades de giro altas, al aumentar el calor
generado en el proceso facilita la deformación del material (Fig. 48). Así pues, los
espesores están influenciados por la velocidad de avance, a medida que aumenta la
velocidad de avance los espesores medidos son mayores. Los aceros sin
recubrimientos DP600 y DP800 han tenido resultados de comportamiento de
formación de espesores similares entre sí.
La longitud de la copa (Pt) se obtiene en función de la velocidad de giro de la
herramienta y de la velocidad de avance empleada (Fig. 49). Se observa que la
longitud de la copa está relacionada directamente con el espesor inicial de la pieza. En
la chapa DP800 de 1.6mm de espesor se han generado mayores longitudes de copa
en comparación con la chapa DP600 de 1.2mm de esperor. Para velocidades de
avance lentas, el tiempo en contacto entre material y herramienta es mayor, por lo que
la temperatura alcanzada en el proceso es superior a la temperatura obtenida cuando
el avance es máximo, generando mayores longitudes de copa. Igualmente cuando
tenemos altas rotaciones de herramientas y la temperatura alcanzada en el proceso es
superior a la temperatura obtenida cuando la rotación es baja, generando así también
mayores longitudes de copa.
0,8
0,9
1
1,1
100 150 200 250 300 350 400 450
1500 rpm 2000 rpm 2500 rpm 3000 rpm
1500 rpm 2000 rpm 2500 rpm 3000 rpm
e1
0,8
0,9
1
1,1
100 200 300 400
Velocidad Avance (mm/min)
Esp
eso
r (m
m)
e3
0,8
0,9
1
1,1
100 200 300 400
Velocidad Avance (mm/min)
Es
pe
so
r (m
m)
e2
0,8
0,9
1
1,1
100 200 300 400
Velocidad Avance (mm/min)
Es
pe
so
r (m
m)
e4
0,7
0,8
0,9
100 200 300 400
Velocidad Avance (mm/min)
Esp
eso
r (m
m)
Fig. 49. Longitud total de la copa (Pt) del acero DP600 con 1.2mm de espesor y del
acero DP800 con 1.6mm de espesor .
Otro punto importante es la medición del diámetro del agujero. Se ha comprobado que
la velocidad de avance y rotación de herramienta influyen en el diámetro de agujero,
Taladrado por fricción en aceros de doble fase de alta resistencia
59
comportamiento similar al anterior (Pt) donde la longitud de la copa es mayor cuanto
mayor la temperatura. Los mismo ocurre con el diámetro, cuanto mayor la rotación de
herramienta y menor la velocidad de avance, mayores diámetros de agujero se
obtienen (Fig. 50). Además, cuando se estudia el diámetro de los agujeros realizados
por medio de una herramienta con filo de corte, se comprueba que la dimensión del
diámetro va disminuyendo como consecuencia del desgaste de la herramienta. En el
proceso de taladrado por fricción, se experimenta justo lo contrario, como
consecuencia del proceso el material de la pieza taladrada se va adhiriendo a la
superficie de la herramienta lo que provoca un incremento progresivo en la dimensión
del diámetro del agujero.
DP 800
7.38
7.39
7.4
7.41
7.42
7.43
7.44
7.45
100 200 300 400
Velocidad de Avance (mm/min)
Diá
me
tro
(m
m)
S3000 S2500 S2000 S1500
DP 600
190
200
210
220
230
240
250
260
270
280
0 1 2 3 4 5
Posición (mm)
Du
reza
(H
V)
S1500
S2000
S2500
S3000
Fig. 50. Influencia de los parámetros de taladrado en el diámetro del agujero.
5.2.2. Geometría y calidad de la copa en los aceros con recubrimientos
El diámetro, la longitud total y los espesores de la copa del agujero, se ven afectados
por la elección de los parámetros de taladrado, sin embargo en el caso de los aceros
con recubrimientos, (DP600 GA con recubrimiento de Zinc y el Usibor© 1500 con
recubrimiento Al-Si) presentan revestimientos distintos del material base, pudiendo así
afectar la calidad dimensional y superficial de las copas. En el estudio de dichos
materiales, se ha analizado los resultados con un enfoque direccionado a los fallos
superficiales que afectan las calidades dimensionales finales de las copas y la
integridad de los revestimientos en la copa realizada.
En el acero Usibor© 1500, el comportamiento dimensional de deformación ha sido
similar en relación al acero sin recubrimiento DP800. Se ha comprobado del mismo
modo, que para un mismo espesor de pieza, el aumento en la velocidad de giro de
herramienta provoca un incremento del calor generado en el proceso, contribuyendo a
Deividi Nardi
60
la generación de copas de mayores longitudes, así como el incremento de la velocidad
de avance que genera copas de menor longitud, ya que el tiempo de contacto entre la
herramienta y el material es menor, generando menos calor y la facilidad para que el
material fluya decrezca (Fig. 51). En los experimentos, no se ha presentado fallos
superficiales que comprometan la geometría del agujero, sin embargo en ciertos
parámetros de taladrado se ha dañado el acabado superficial del revestimiento
generando micro grietas superficiales, causado por las altas temperaturas alcanzadas
durante el proceso, pero sin comprometer las medidas internas de las copas.
44,555,56
100 200 300 400
Feed Rate (mm/min)
Dep
th (
mm
)
1500 rpm
2000 rpm
2500 rpm
3000 rpm
1500 rpm
2000 rpm
2500 rpm
3000 rpm
Espesor 1.5 mm
4,5
5
5,5
6
100 200 300 400
Velocidad de Avance (mm/min)
PT (
mm
)
Espesor 2 mm
5,5
6
6,5
100 200 300 400
Velocidad de Avance (mm/min)
PT (
mm
)
DP 600
190
200
210
220
230
240
250
260
270
280
0 1 2 3 4 5
Posición (mm)
Du
reza
(H
V)
S1500
S2000
S2500
S3000
Fig. 51. Longitud total de la copa (Pt) del acero Usibor© 1500 con 2.0mm de espesor.
En relación a la calidad del recubrimiento de las copas en las chapas Usibor©
1500,
estas presentan un recubrimiento a base de aluminio y silicio (Al-Si), que tiene como
finalidad de proteger el metal contra la oxidación, presentando una resistencia a las
altas temperaturas de hasta 900°C con un espesor del revestimiento comprendido
entre 23 y 32 micras. Sin embargo, las temperaturas obtenidas en los experimentos
han sido extremadamente altas (hasta 1125°C), debido al espesor y las características
mecánicas del material, en las condiciones de mínima velocidad de avance y máxima
rotación de herramienta, donde el tiempo de contacto entre material y herramienta es
mayor, por lo que la temperatura alcanzada en el proceso es superior a la temperatura
obtenida cuando el avance es máximo. Se ha comprobado la generación de
microgrietas por encima de los 950°C (Fig. 52), cuando se supera 2000 rpm. En el
capítulo de análisis metalografíco se muestran mayores detalles de dicho fenómeno.
Taladrado por fricción en aceros de doble fase de alta resistencia
61
Fig. 52. Vista frontal y en corte de la copa genera en el acero Usibor© 1500.
En el acero DP600 GA con recubrimiento de Zinc, los resultados geométricos y de
calidad superficial obtenidos con los mismos parámetros de velocidad de avance y
rotación del husillo de los materiales sin recubrimientos no han sido aceptables en
términos de calidad, pues micro y macrogrietas fueron verificadas por la presencia de
Zinc en la superficie de la copa. Así pues, la aplicación del proceso de taladrado por
fricción bajo atmosfera inerte ha disminuido la oxidación y eliminado la formación de
defectos, estabilizando el proceso de formación de fases del recubrimiento de Zinc. Es
notable la diferencia si comparamos una copa generada sin atmosfera protectora,
donde incluso se ha verificado la formación de pétalas, (Fig. 53a) con la copa
generada bajo atmosfera protectora (Fig. 53b). A continuación, se explica el
procedimiento de la obtención de copas sin defectos geométricos o superficiales por el
proceso de taladrado en atmosfera protectora.
Fig. 53. Comparación entre las copas generadas en el taladrado por fricción. (Acero
DP600 GA con avance de 60 mm/min y rotación de 1500rpm). a) Sin atmosfera
protectora. b) Con atmosfera protectora (gas argón a 15 lts/min).
Son comunes las inestables reacciones de los recubrimientos de Zinc con los procesos
posteriores que involucran temperaturas altas, como en el taladrado por fricción donde
llegamos a temperaturas pico de hasta 950°C. De acuerdo al diagrama de fases (Fig.
30), las fases que se forman en un galvanizado cuando reacciona el zinc y hierro son
A B
Deividi Nardi
62
ή-Zn, ζ, δ1, Γ y Γ1. En un recubrimiento típico de galvanizado, los compuestos
intermetálicos de Fe-Zn se subsiguen uno a uno a medida que crece el contenido en
Fe desde ή-Zn hacia el substrato de Fe en concordancia con el diagrama de equilibrio.
Así se admite que a altas temperaturas (620-672°C) la fase δ no es distinta de δ1, y
que solamente la fase δ1 existe en el sistema Fe-Zn. Para temperaturas por encima de
eses valores, como las obtenidas en los experimentos, el recubrimiento de Zinc
alcanza su temperatura de fusión (419.45ºC) y puede llegar hasta la temperatura de
evaporación (906ºC). La actuación de un gas inerte durante el proceso de taladrado
por fricción, inhibe la oxidación al actuar como una barrera para la difusión de los
átomos del Zinc y de Oxígeno.
Fig. 54. Formación de pétalas y agrietamiento de la copa del acero DP600 GA por el
proceso de taladrado por fricción sin atmosfera inerte.
Así pues, la presencia del fenómeno de Powdering y Outburst se ha presentando en
todas las condiciones de avance de herramienta y rotación de husillo en el taladrado
por fricción de la chapa cincada cuando no se aplica el gas protector (Fig. 54). Tiene
como principales causas el exceso de formación de la fase Γ, con una alta
concentración de Hierro en la superficie del recubrimiento, resultando en una superficie
con una elevada dureza, debido a las altas temperaturas generadas del proceso. Para
valores de temperatura sobre los 550°C se puede iniciar el fenómeno de Powdering y
que para temperaturas por encima de 570°C ya existe un aumento de espesor de la
fase Γ y la reducción de la fase δ. Dicho fenómeno, convierte el revestimiento en una
superficie frágil y con agrietamiento, siendo de difícil control y predicción de fallos.
En el caso del taladrado en atmosfera inerte se ha aplicado un gas inerte (argón puro)
en distintos caudales, direccionado hacia la parte inferior de la chapa a través de una
boquilla, fijada en la parte interna del útil (Fig. 36c). En los ensayos experimentales se
ha comprobado la actuación del gas inerte y se ha optimizado los parámetros de
Taladrado por fricción en aceros de doble fase de alta resistencia
63
taladrado en función de los resultados de fallos o defectos en los agujeros. En ensayos
preliminares se han probado tres distintas configuraciones de boquilla (Fig. 55).
Fig. 55. Comparación entre copas en el acero DP600 GA formadas por distintas
boquillas de gas. a) Vista de la copa con boquilla lateral. b) Vista de la copa con
boquilla coaxial. c) Vista de la copa con boquilla central inferior.
En la boquilla lateral (Fig. 36a) compuesta por 4 toberas de salida de gas, se ha
realizado los experimentos con todos los parámetros de rotación, avance de la
herramienta y caudal de gas, resultando en un 100% de copas presentado
macrogrietas o incluso en altas rotaciones de husillo se ha verificado la formación de
pétalas, causado por la baja actuación o no homogénea distribución del gas protector
(Fig. 55a).
En la boquilla coaxial (Fig. 36b) fue probada dos distintas configuraciones, una con
8mm de diámetro interno y una segunda con 10mm con diámetro interno. Se ha
verificado una disminución en la formación de grietas comparando al experimento
anterior, sin embargo en todas las copas se ha presentado algún tipo de defecto o
inestabilidad durante el proceso, como grietas generadas principalmente en la base de
la copa, verificándose de la misma forma la no protección total del gas inerte (Fig.
55b).
La boquilla central inferior (Fig. 36c) compuesta por una boquilla única con un ángulo
de punta de 45° en la salida del gas y con un diámetro interno de 8mm direccionado
hacia la parte inferior de la chapa, ha generado un proceso más estable de taladrado
por fricción en chapas galvanizadas. Utilizando los mismos valores de rotación del
husillo, velocidad de avance de herramienta y caudal de gas de los ensayos
anteriores, se ha obtenido la ausencia de defectos o grietas en la copa (Fig. 55c). Los
mejores resultados de acabado superficial externo de la copa y total ausencia de
grietas fueron obtenidos con la menor velocidad de avance combinada con la menor
A B C
Deividi Nardi
64
rotación de husillo (Fig. 56a). Análogamente igual al acero DP600 sin recubrimiento, el
incremento de rotación de husillo contribuye a la generación de copas de mayores
longitudes (Pt), pues cuando tenemos altas rotaciones la temperatura alcanzada en el
proceso es superior a la temperatura obtenida cuando la rotación es baja (Fig. 56b). El
incremento de la velocidad de avance genera copas de menor longitud, ya que el
tiempo de contacto entre la herramienta y el material es menor, generando menos
calor y la facilidad para que el material fluya disminuye.
Fig.56. Vistas de las copas generadas con distintos parámetros de taladrado en el
acero DP600 GA bajo atmosfera inerte.
Por otro lado, en las altas temperaturas por encima de aproximadamente 900°C, se ha
observado la formación de grietas. El material no debe calentarse hasta la temperatura
de evaporación del recubrimiento de zinc, fenómeno que puede ocurrir si durante el
proceso de taladrado se utiliza altas rotaciones de husillo, pues el aumento en la
rotación de la herramienta provoca un incremento del calor generado en el proceso. Se
ha obtenido copas con defectos para rotaciones de husillo por encima de 2000 rpm
(Fig. 56d), tampoco se ha notado mejoras en la calidad superficial de la copa en
rotaciones de husillo por debajo de 1500rpm. En todos los experimentos se ha
verificado que cuanto menor la velocidad de avance de herramienta, una mejor
superficie externa de la copa se obtiene, además se ha verificado la iniciación de
A B
C
F
1500 rpm
40 mm/min
15 lts/min
2000 rpm
40 mm/min
15 lts/min
1500 rpm
130 mm/min
15 lts/min
2500 rpm
130 mm/min
15 lts/min
Macro
Grietas
Macro
Grietas
1500 rpm
100 mm/min
15 lts/min
Inicio
Grietas
E
D
Inicio
Grietas
2500 rpm
80 mm/min
25 lts/min
_______
1 mm
_______
1 mm
_______
1 mm
_______
1 mm
_______
1 mm _______
1 mm
Taladrado por fricción en aceros de doble fase de alta resistencia
65
microgrietas en la base de la copa en avances de herramienta por encima de los 80
mm/min (Fig. 56c).
En relación al caudal de gas, se ha verificado la formación de grietas con caudales
inferiores a 15 lts/min. Una ligera disminución en la formación de grietas se ha
verificado con altos caudales (25 lts/min), sin embargo utilizando el mínimo caudal de
gas (15 lts/min) se ha garantizado una homogénea distribución del gas protector.
5.3. Temperaturas del proceso
A continuación, se presentan las temperaturas obtenidas durante el proceso de
taladrado. Se ha concluido que la temperatura máxima que se alcanza en el proceso
es dependiente de la velocidad de rotación, del avance de la herramienta y el espesor
de la chapa. En las gráficas se recogen la evolución de las temperaturas de acuerdo
con el espesor, velocidad de avance y rotación de herramienta. En todos los
materiales estudiados, se observa que para mayores velocidades de giro, se produce
mayor fricción entre herramienta y pieza, lo que origina mayores temperaturas de
proceso.
5.3.1. Temperaturas en los aceros sin recubrimientos
En el caso del acero DP600 con 1.2mm de espesor sin recubrimiento, la mayor
temperatura alcanzada fue de 890°C con un avance de 130mm/min y 3000rpm de
rotación del husillo (Fig. 57). En cuanto al avance se observa que un aumento de éste
conlleva una disminución de la temperatura máxima, ya que el tiempo de contacto
entre la herramienta y la pieza disminuye.
DP 600
800
825
850
875
900
100 150 200 250 300 350 400 450
Velocidad de avance (mm/min)
Te
mp
era
tura
(ºC
)
1500
2000
2500
3000
Fig. 57. Influencia de los parámetros de taladrado en la temperatura del proceso en
acero DP600.
Deividi Nardi
66
Las temperaturas máximas del proceso con el acero DP 800 de 1.6mm de espesor
fueron mayores que las temperaturas del acero DP600. Como se ha concluido en la
observación de la gráfica anterior, la temperatura del proceso está directamente
relacionada con la velocidad de giro, avance de herramienta y también con el espesor.
Principalmente debido a un mayor espesor de la chapa, se alcanzan valores de hasta
930°C con un avance de 130mm/min y 3000rpm de rotación del husillo (Fig. 58).
DP 800
800
825
850
875
900
925
950
100 150 200 250 300 350 400 450
Velocidad de avance (mm/min)
Te
mp
era
tura
(ºC
)
DP 600
800
825
850
875
900
100 150 200 250 300 350 400 450
Velocidad de avance (mm/min)
Te
mp
era
tura
(ºC
)
1500
2000
2500
3000
Fig. 58. Influencia de los parámetros de taladrado en la temperatura del proceso en
acero DP800.
5.3.2. Temperaturas en los aceros con recubrimientos
En el caso del acero Usibor© 1500, como comprobado anteriormente para velocidades
de avance lentas, el tiempo en contacto entre material y herramienta es mayor, por lo
que la temperatura alcanzada en el proceso es superior a la temperatura obtenida
cuando el avance es máximo. Las temperaturas obtenidas fueron elevadas para el
acero martensitico, debido al espesor y las características mecánicas del material. La
ocurrencia de temperaturas altas puede comprometer la vida útil de la herramienta. Se
ha alcanzado valores de hasta 1125°C con el avance de 130mm/min y 3000rpm de
rotación del husillo (Fig. 59). Los fabricantes de herramientas no aconsejan trabajar
con temperaturas por encima de los 1000°C, así pues, se debe buscar un compromiso
entre las mínimas temperaturas con las mínimas fuerzas en el proceso en el caso del
acero martensitico Usibor© 1500.
Taladrado por fricción en aceros de doble fase de alta resistencia
67
MART
800
850
900
950
1000
1050
1100
1150
100 150 200 250 300 350 400 450
Velocidad de avance (mm/min)
Te
mp
era
tura
(ºC
) DP 600
800
825
850
875
900
100 150 200 250 300 350 400 450
Velocidad de avance (mm/min)
Te
mp
era
tura
(ºC
)
1500
2000
2500
3000
Fig. 59. Influencia de los parámetros de taladrado en la temperatura del proceso en
acero Usibor© 1500.
El valor de temperatura máxima en función del espesor se ha comprobado a través de
los experimentos. Se ha comparado los tres distintos materiales ensayados en función
de la velocidad de rotación. Mayores espesores resultan en mayores temperaturas
máximas. Se observa que utilizando la misma velocidad de avance durante el proceso
y distinto espesor de chapa, la temperatura resultante es mayor cuanto mayor el
espesor, y cuanto mayor la rotación mayor es la temperatura generada en la copa (Fig.
60).
800
850
900
950
1000
1050
1100
1150
1000 1500 2000 2500 3000 3500
Rotación (RPM)
Te
mp
era
tura
s (
ºC)
MART DP 800 DP 600
Fig. 60. Influencia de los parámetros de taladrado y espesor de material en la
temperatura del proceso.
La temperatura presenta un comportamiento constante durante el proceso. En el
primer contacto de la herramienta con la chapa, la zona de centrado de la herramienta
fricciona con la superficie de la chapa generando calor por rozamiento puro.
Posteriormente, la herramienta avanza con velocidad constante, el calor se genera por
el cono de la herramienta pues se aumenta la superficie de contacto entre la parte
2.0mm
1.6mm
1.2mm
Deividi Nardi
68
cónica de la herramienta y la chapa, causado por el rozamiento de la herramienta y por
la deformación plástica del agujero (Fig. 61).
700
800
900
1000
1100
100 150 200 250 300 350 400 450
Velocidad Avance (mm/min)
Tem
pera
tura
(ºC
)
1500 rpm 2000 rpm 2500 rpm 3000 rpm
0
200
400
600
800
1000
1200
0 1 2 3
Tiempo (s)
Tem
pera
tura
(ºC
)
1500 rpm; 220 mm/min 2000 rpm; 220 mm/min
2500 rpm; 220 mm/min 3000 rpm; 220 mm/min
DP 600
800
825
850
875
900
100 150 200 250 300 350 400 450
Velocidad de avance (mm/min)
Te
mp
era
tura
(ºC
)
1500
2000
2500
3000
Fig. 61. Comportamiento de la temperatura del proceso en relación al tiempo de
taladrado en acero DP600 GA.
En el acero DP600 GA con recubrimiento de Zinc, el comportamiento de las
temperaturas máximas durante el proceso de taladrado es similar al acero DP600 sin
recubrimiento, pues como se ha concluido en las observaciones anteriores, la
temperatura del proceso está directamente relacionada con la velocidad de giro,
avance de herramienta y espesor de material. Sin embargo, se ha observado en los
mayores caudales de gas inerte, un incremento en la temperatura (Fig. 62), entre los
límites establecidos para la no formación de grietas (caudales inferiores a 15 lts/min no
se ha garantizado una homogénea distribución del gas protector). Por otro lado, no se
ha sobrepasado los 900°C, límite de temperatura máxima pues el material no puede
calentarse hasta la temperatura de evaporación del recubrimiento de zinc.
Fig. 62. Influencia del caudal de gas en las temperaturas en el acero DP600 GA con
atmósfera inerte.
Avance 60 mm/min
Espesor 1.2mm
Avance 130 mm/min
Espesor 1.2mm
Taladrado por fricción en aceros de doble fase de alta resistencia
69
5.4. Análisis Metalografíco
En el taladrado por fricción el material sufre calentamiento al mismo tiempo que es
sometido a diferentes tasas de deformación. Debido a la presencia de estos
gradientes, en la misma copa se obtienen diferentes microestructuras en la zona
termomecánicamente afectada del agujero final (HAZ). A continuación, se analiza los
resultados de la metalografía y el análisis de componentes en la superficie de los
materiales con un microscopio electrónico de barrido, separadas por las tres zonas en
la copa (Fig. 63). En los resultados obtenidos en los experimentos se ha comprobado
que en la misma copa tenemos diferentes zonas microestructurales y diferentes
microdurezas, causado por las transformaciones termomecánicas.
Fig. 63. Las zonas afectadas térmicamente en la copa del agujero.
Zona 1: Ocurren las mayores transformaciones microestructurales en el material, con
disminución de tamaño grano en toda la extensión de la región deformada,
presentando granos homogéneos y mínimo tamaño en el borde interno del agujero,
con un aumento gradual en el tamaño de grano hacia la zona 2. La presencia de
martensita y ferrita en granos homogéneos es notable.
Zona 2: Zona de transición donde se observa una menor recristalización cuando
comparado con la zona 1. Región con granos de menor tamaño compuesto por granos
afinados y granos de mayor tamaño, que aumentan hacia la zona 3. Presencia de
granos finos y grandes mezclados en bandas algunas veces.
Zona 3: Microestructura original del material base. El porcentaje de las fases depende
tanto del contenido de carbono del acero como de la temperatura alcanzada en el
1
2
3
Deividi Nardi
70
proceso de fabricación. Así, la fracción volumétrica de martensita aumenta conforme
crecen el contenido en carbono y la temperatura de recocido.
5.4.1. Influencia de los parámetros de taladrado en la microestructura
En el proceso de taladrado por fricción, donde tenemos una deformación plástica en
caliente, se produce en el material elevadas temperaturas con el fin de obtener
deformaciones importantes sometiendo el material a esfuerzos relativamente limitados.
Estos procesos modifican la microestructura del material y su tamaño de grano. En los
experimentos se ha verificado que los parámetros de taladrado, como la velocidad de
avance y rotación de herramienta influencian en la transformación microestructural del
material. En un mismo material y espesor, se ha comprobado que en la zona 1 el
tamaño de grano disminuye con el aumento de la velocidad de avance y con bajas
rotaciones de husillo, cuando se compara con el material base. Para condiciones de
taladrado donde la velocidad de avance es menor con un aumento de rotación de
husillo, es decir, con un mayor gradiente de temperatura, los granos se presentan con
menores dimensiones aún. En la zona 2 donde tenemos la transición hacia el material
base el comportamiento metalúrgico es similar en relación a los parámetros de
taladrado.
Fig. 64. Detalle de las zonas térmicamente afectadas en la copa.
Taladrado por fricción en aceros de doble fase de alta resistencia
71
En los aceros DP600 y DP800 se ha comprobado el fenómeno de recristalización
dinámica. Por los análisis de metalografía y microdurezas se ha verificado el recocido
del material en la zona 1, donde se ha obtenido las mayores temperaturas. Se ha
verificado que cuanto más rápida las velocidades de avance, menos efectiva la
recuperación o recristalización dinámica, así pues mayor la densidad de dislocaciones
retenidas. En efecto, se ha desarrollado a partir de la estructura de granos del material
básico heterogénea en la zona 3, una estructura más fina y homogénea en la zona 1,
como resultado particularmente de la recristalización.
Fig. 65. Microestructuras en el acero DP800 (Ataque Nital 5%).
En cuanto a la microestructura, se muestra las microestructuras dúplex, esto es, de
ferrita y martensita, típicas de estos aceros del material base. La fase clara es la ferrita
y la oscura la martensita. No obstante, los resultados de dureza en el borde del
agujero también están influenciados por el contenido en otros elementos de aleación y
por los dos espesores utilizados. Las transformaciones estructurales del acero de
DP600 y DP800 se producen principalmente en la zona del borde del agujero (Fig. 65).
____________
20 μm ____________
20 μm ____________
20 μm
Acero DP800 Rotación 1500rpm Avance 130 mm/min Espesor 1.6mm Temp. Máx.: 835 °C
Deividi Nardi
72
Fig. 66. Microestructuras en el acero DP600 (Ataque Nital 5%).
Para el análisis de calidad superficial, se muestra la superficie de la copa obtenida por
microscopia electrónica de barrido SEM del acero DP600 (Fig. 67). Se ha observado
la superficie de la copa sin fallos o agrietamiento en los aceros DP600 y DP800 en
todas las condiciones velocidad de avance y rotación de herramienta.
Fig. 67. Observación obtenida mediante microscopia electrónica de barrido (SEM) de
la copa en el acero DP600 sin recubrimiento.
____________
20 μm ____________
20 μm ____________
20 μm
Acero DP600 Rotación 1500rpm Avance 130 mm/min Espesor 1.2mm Temp. Máx.: 825 °C
_________________
1.0 mm
Acero DP600
Rotación 1500 rpm
Avance 130 mm/min
Espesor 1.2mm
Spectrum 1
Taladrado por fricción en aceros de doble fase de alta resistencia
73
Los componentes observados en la superficie de las copas por EDX en ambos
materiales, en el DP600 y DP800, se puede observar la presencia de C, Fe y Mn,
típico de la estructura del material base del los aceros doble fase (Fig. 68).
Fig. 68. EDX en la copa del acero DP600 sin recubrimiento (Spectrum 1).
En el material Usibor©1500 la estructura cien por ciento martensitica original de la zona
3 con formación martensitica similar en el borde del agujero, en la zona 1 (Fig. 69).
Independientemente de las velocidades de avance y rotación de herramienta, no se ha
observado una variación importante en la estructura martensitica. Se ha observado
fallos en el revestimiento en las copas en las condiciones de mínima velocidad de
avance y en elevadas rotaciones de herramienta donde el tiempo de contacto entre
material y herramienta es mayor, sin embargo no se ha observado modificaciones en
la microestructura de la copa por la influencia del agrietamiento superficial del
recubrimiento Al-Si. En las condiciones de taladrado donde no se alcanza la
temperatura de degeneración del recubrimiento Al-Si, por debajo de 2000 rpm de
rotación de herramienta o cuando la temperatura es inferior a 950°C, no se ha
verificado microgrietas en el recubrimiento Al-Si. La formación de microgrietas se
presenta en mayor cantidad en la extremidad del agujero, decreciendo el número de
grietas hacia la base de la copa (Fig. 70). En todos los parámetros de taladrado, no se
ha observado la formación de cascarilla en la copa. La profundidad de la grieta en la
copa corresponde al espesor del recubrimiento original del acero Usibor©1500, entre
23 y 32 micras (Fig. 71).
Deividi Nardi
74
Fig. 69. Microestructuras en el acero Usibor©1500 (Ataque Nital 5%).
Fig. 70. Observación obtenida mediante microscopia electrónica de barrido (SEM),
agrietamiento del recubrimiento Al-Si en la copa del acero Usibor©1500.
Acero Usibor©1500
Rotación 1500rpm Avance 130 mm/min Espesor 2.0mm Temp. Máx.: 925 °C
____________
20 μm ____________
20 μm ____________
20 μm
_________________
1.0 mm
Acero Usibor 1500
Rotación 3000 rpm
Avance 130 mm/min
Espesor 2.0mm
Taladrado por fricción en aceros de doble fase de alta resistencia
75
Fig. 71. Observación obtenida mediante microscopia electrónica de barrido (SEM),
detalles de las grietas del recubrimiento Al-Si en la copa del acero Usibor©1500.
La observación en la superficie de las copas por EDX en el Usibor©1500, se
comprueba en la zona interna de la grieta la ausencia total del recubrimiento, se
observa también la presencia del Al y Si de la capa exterior del revestimiento, Fe y Mn
del substrato y se verifica la formación de óxidos en el recubrimiento (Fig. 72).
Fig. 72. EDX en la copa del acero Usibor©1500.
5.4.2. Influencia de los recubrimientos en la microestrutura
En el acero DP600 GA, se ha verificado que el revestimiento de Zinc interviene en la
transformación microestructural de las copas generadas. Las altas temperaturas del
proceso de taladrado por fricción, ocasionan una interdifusión entre el substrato del
acero y el propio recubrimiento de zinc, debido entre otros factores al bajo punto de
fusión del Zinc con respecto al punto de fusión del acero, desarrollando y propagando
_________________
0.25 mm
Acero Usibor 1500
Rotación 3000 rpm
Avance 130 mm/min
Espesor 2.0mm
Deividi Nardi
76
las grietas durante el proceso de enfriamiento después de la conformación de la copa.
Estos defectos microestructurales degradan significativamente las propiedades
mecánicas de las copas. Se observa la micrografía obtenida mediante microscopia
electrónica de barrido (SEM) en la vista superior de la copa (Fig. 73), con análisis de
los componentes en la parte interna de la grieta.
Fig. 73. Observaciones obtenidas mediante microscopia electrónica de barrido (SEM),
agrietamiento de la copa en el acero DP600 GA (sin atmosfera inerte).
Fig. 74. EDX en la copa del acero DP600 GA sin atmosfera inerte (Spectrum 1).
El microanálisis químico EDX en la parte interna de la grieta indicó la presencia de Fe,
Mn y Zn, además de los elementos de aleación y óxidos formados durante el proceso.
El análisis 1 realizado internamente en la grieta presenta alta concentración de Zinc
________________
0.2 μm _________________
1.0 mm
Acero DP600 GA
Rotación 1500 rpm
Avance 80 mm/min
Espesor 1.2mm
Spectrum
Taladrado por fricción en aceros de doble fase de alta resistencia
77
(Fig. 75), mientras que el análisis 2 realizado cercano a la superficie externa de la
grieta presenta alta oxidación y porcentaje de Zinc en menor concentración en
comparación con el análisis interno 1 (Fig. 74).
Fig. 75. EDX en la copa del acero DP600 GA sin atmosfera inerte (Spectrum 2).
Internamente en las grietas de la copa, se puede observar en el recubrimiento de Zinc
la delgada capa de cristales pequeños llamados de grano fino o también conocidos
como cristales “pillar-like”, (Fig. 76b) primero formados aisladamente luego en capas
completas, es decir, una explosión reactiva en la interdifusión entre el Zinc y Hierro
presente en el contorno de grano conllevando al agrietamiento total de la copa
(“outbursts”) o incluso la formación de pétalas (Fig. 76a).
Fig. 76. Observaciones obtenidas mediante microscopia electrónica de barrido (SEM)
detalles de las grietas en el recubrimiento del acero DP600 GA (sin atmosfera inerte).
_______
100 μm
____
1μm
Acero DP600 GA
Rotación 1500 rpm
Avance 80 mm/min
Espesor 1.2mm
A B
Deividi Nardi
78
En la micrografía obtenida mediante microscopia electrónica de barrido (SEM), se
observa la vista superior de la copa generada sin fallos o defectos superficiales
mediante el proceso de taladrado por fricción bajo atmosfera inerte (Fig. 77). La
aplicación de una atmosfera inerte disminuye la oxidación y estabiliza el proceso de
taladrado, con ausencia total de microgrietas. En el microanálisis químico EDX en la
parte externa de la copa se ha verificado la presencia de Fe y Mn además de los
elementos de aleación, con ausencia total de formación de óxidos y pequeñas
cantidades de Zinc (Fig. 78).
Fig. 77. Observación obtenida mediante microscopia electrónica de barrido (SEM), sin
grietas o fallos en el recubrimiento en la copa del acero DP600 GA.
Fig. 78. EDX en la copa del acero DP600 GA con atmosfera inerte.
Spectrum
_________________
1.0 mm
Acero DP600 GA
Rotación 1500 rpm
Avance 80 mm/min
Espesor 1.2mm
Caudal 15 lts/min
Taladrado por fricción en aceros de doble fase de alta resistencia
79
5.5. Microdurezas
Dependiendo de la intensidad de las alteraciones metalúrgicas resultantes, las mismas
pueden influir las características mecánicas del material, como por ejemplo el aumento
del límite elástico y la variación de la dureza. Además, las alteraciones
microestructurales resultantes del proceso pueden afectar las propiedades mecánicas
de los agujeros roscados por laminación.
Los mayores valores de microdurezas encontradas en el caso del acero DP 600 fueron
con las mayores temperaturas, es decir, la combinación del menor avance y mayor
rotación (Fig. 79). Esto se debe por el mayor tiempo de contacto durante el proceso
entre la herramienta y la chapa, consecuentemente un aumento de temperatura. Se
observa la presencia de recristalización, donde la tensión causante de la deformación
actúa junto a las tensiones generadas por las mismas dislocaciones y alcanzando un
valor crítico de la condición microestructural durante la deformación en caliente,
generando una mayor densidad de dislocaciones retenidas, promoviendo el
endurecimiento del material en la zona 1 (Fig. 63), y un decrecimiento constante de
dureza en la zona de transición 2 hasta la zona 3 donde se presenta una dureza más
baja, del material base.
DP 600
190
200
210
220
230
240
250
260
270
280
0 1 2 3 4 5
Posición (mm)
Du
reza
(H
V)
S1500
S2000
S2500
S3000
Fig. 79. Valores de microdurezas en el acero DP600 (avance 130mm/min).
Las microdurezas encontradas en el acero DP 600 GA con recubrimiento de Zinc
fueron similares a las temperaturas desarrolladas por el DP600 sin recubrimiento.
Los mayores valores de microdurezas fueron obtenidos en las mayores
temperaturas (Fig. 80). Se observa el endurecimiento constante hacia la zona 1 de la
copa con una ligera diferencia de microdurezas entre los distintos caudales de gas,
debido a las distintas velocidades de enfriamiento de la copa.
Deividi Nardi
80
Fig.80. Valores de microdurezas en distintos caudales de gas argón aplicados en el acero DP600 GA.
Sin embargo en la chapa DP 800 los datos de microdurezas en el borde del agujero
fueron más bajos en comparación a las microdurezas del material base (Fig. 81). Se
observa un ablandamiento en la zona 2 debido a los procesos dinámicos del
recocido y una recuperación de la dureza por el enfriamiento en la zona 1,
produciendo los fenómenos propios de un recocido, desarrollando a partir de la
estructura de granos heterogénea del material base una estructura más fina y
homogénea en la zona 1.
DP 800
190
200
210
220
230
240
250
260
270
280
0 1 2 3 4 5
Posición (mm)
Du
reza
(H
V)
DP 600
190
200
210
220
230
240
250
260
270
280
0 1 2 3 4 5
Posición (mm)
Du
reza
(H
V)
S1500
S2000
S2500
S3000
Fig. 81. Valores de microdurezas en el acero DP800 (avance 130mm/min).
En relación al acero Usibor©1500, el comportamiento de recuperación de la
microdurezas fue distinta al acero DP800, debido principalmente por los distintos
valores de temperatura alcanzados, por la composición química y tamaño de grano
del material base, además a mayor temperatura se necesita menos tiempo para
finalizar la recristalización (Fig. 82). Se observa temperaturas máximas en las
condiciones de rotación de herramienta entre 2500 rpm y 3000 rpm, verificando un
Avance 60 mm/min
Rotación 1500rpm
Espesor 1.2mm
Taladrado por fricción en aceros de doble fase de alta resistencia
81
ablandamiento en la zona 2 y una recuperación de la dureza por el enfriamiento en
la zona 1. Sin embargo en las condiciones de rotación de herramienta entre 1500
rpm y 2000 rpm, debido a las menores temperaturas del proceso se observa un
ablandamiento en la zona de transición 2 sin recuperación de dureza en la zona 1,
resultando en valores de microdurezas inferiores en comparación al material base.
MART
250
280
310
340
370
400
430
460
490
0 1 2 3 4 5
Posición (mm)
Du
reza
(H
V)
DP 600
190
200
210
220
230
240
250
260
270
280
0 1 2 3 4 5
Posición (mm)
Du
reza
(H
V)
S1500
S2000
S2500
S3000
Fig. 82. Valores de microdurezas en el acero Usibor©1500 (avance 130mm/min).
5.6. Roscado por laminación
Se ha realizado experimentos para verificar la viabilidad del proceso de roscado por
laminación en los aceros de doble fase de alta resistencia (Fig. 83). Se ha observado
que cuando mayor el espesor de la chapa, mayor la longitud de la copa y
consecuentemente mayor el número de filos de la rosca formada. La calidad de
acabado interno del agujero taladrado también influye en el acabado del filo de la
rosca.
Fig. 83. Vista superior e inferior del roscado realizado en las probetas del acero
DP600.
Deividi Nardi
82
Una de las características del roscado por laminación es la formación de una crista
en el filo de la rosca; las puntas y los flancos de los dientes del macho penetran en
el agujero y desplazan el material en los espacios libres del perfil del macho. Se
observa la forma del perfil de la rosca característico del proceso (Fig. 84).
Fig. 84. Detalle del perfil del roscado en el acero DP800.
Se observa fallos en la formación del filo en el comienzo de la rosca y al final de la
rosca, debido al poco espesor e3 y e4 de la copa, desplazando el material durante el
proceso de roscado en la dirección radial del agujero. En la chapa DP600 de 1.2mm
de espesor se ha formado 2 filos de rosca, además defectos en el filo inicial y final,
presentando más acentuado el defecto en el filo en comparación con las chapas de
mayor espesor (Fig. 85). En la chapa DP800 de 1.6mm de espesor se ha formado 3
filos de rosca, y en la chapa Usibor©1500 de 2.0mm de espesor se ha formado 4 filos
de rosca, observándose que disminuye el defecto del filo inicial y final cuanto mayor
el espesor de la chapa (Fig. 86).
Fig. 85. Rosca en corte del acero DP600.
Defectos en el filo de la rosca
Taladrado por fricción en aceros de doble fase de alta resistencia
83
Fig. 86. Rosca en corte del acero DP800.
5.7. Tiempos del proceso
Se ha verificado que el tiempo de proceso depende de la velocidad de avance y
recorrido de la herramienta en el eje z de la máquina herramienta, que varía de
acuerdo con el espesor de la chapa taladrada. La velocidad de avance de
herramienta puede ser variable durante la aproximación de la herramienta hasta la
chapa, sin embargo durante la penetración de la herramienta en la chapa se utiliza
velocidad de avance constante.
Tabla 5.7. Tiempo total del proceso de taladrado.
Material Espesor de
chapa (mm)
Velocidad de avance
(mm/min)
Tiempo de taladrado
(s)
DP600 GA 1.2
40 16
60 14
80 12
DP600 1.2
130 14
230 7,8
400 5
DP800
1.6
130 14
230 7,8
400 5
Usibor© 1500 2.0
130 15
230 9
400 6
A pesar del mismo espesor de 1.2mm, los valores de tiempo del proceso de la chapa
DP600 GA fueron superiores en relación a la chapa DP600, pues en el proceso de
Defectos en el filo de la rosca
Deividi Nardi
84
taladrado por fricción de las chapas con recubrimiento de Zinc bajo atmosfera inerte,
se ha verificado que cuanto menor la velocidad de avance de herramienta, una
mejor superficie externa de la copa se obtiene. Así pues, fue utilizado para la
aproximación de herramienta una alta velocidad de avance y durante la penetración
de la herramienta en la chapa la velocidad de avance correspondiente. En la chapa
DP800 de 1.6mm de espesor, la longitud de taladrado fue de 14mm. La chapa
Usibor©1500 se ha utilizado 15mm como longitud de taladrado. Así, con velocidad de
avance igual, el tiempo de proceso es ligeramente mayor para la chapa Usibor©1500
(tabla 5.7).
Aún así, en comparación con otros procesos taladrado, el taladrado por fricción en
aceros de alta resistencia demuestra bajos tiempos de proceso, comprobando ser
una alternativa en la reducción del tiempo de mecanización y de los costes en el
ámbito de la producción en larga escala. Además, la no formación de virutas y el
incremento de resistencia en los filos de la rosca por la acritud durante la laminación
del roscado, aumenta la seguridad del proceso durante la producción.
Taladrado por fricción en aceros de doble fase de alta resistencia
85
6. Conclusiones y Líneas de futuro desarrollo
En el presente trabajo, se ha presentando un conjunto sistematizado de resultados
experimentales para optimizar el proceso de taladrado por fricción no solamente
desde el punto de vista termomecánico y de características mecánicas en los aceros
avanzados de alta resistencia sino también desde el de la elaboración de un nuevo
método para la obtención de taladrado por fricción en chapas de acero de alta
resistencia con recubrimientos de Zinc.
6.1. Conclusiones
Tras la revisión de la bibliografía y el desarrollo y validación de la metodología
propuesta, las aportaciones realizadas son las siguientes:
i. El taladrado por fricción es una técnica rápida, económica y de fácil aplicación
para la realización de agujeros en chapas de acero de alta resistencia
utilizadas principalmente en la fabricación de carrocerías de automóviles,
siendo una alternativa rentable para uniones metálicas.
ii. El taladrado por fricción bajo atmosfera de gas protector, presenta una gran
ventaja frente al sistema de taladrado por fricción convencional, dado que no
presenta grietas o defectos superficiales, lo que permite sustituir el empleo de
tuercas soldadas. Además, al no aplicar líquidos de refrigeración, si no que
utiliza un gas inerte que se disipa en el aire, se convierte en un proceso
limpio.
iii. El espesor de la chapa influye directamente sobre el momento, la fuerza de
avance y la temperatura que se genera en el proceso de taladrado por
fricción. A mayor espesor de material, mayor es la resistencia a ser taladrado
y mayor la temperatura generada. La profundidad total de la rebaba generada
también es dependiente del espesor del material de partida. A mayor espesor,
mayor es el volumen de material a deformar, por lo que se obtienen mayores
profundidades de copa.
iv. El comportamiento de las fuerzas entre los tres materiales fue similar, el
mayor momento y fuerza de avance fueron obtenidos con el máximo avance
(400mm/min) combinado con la mínima rotación de taladrado (1500rpm). Se
Deividi Nardi
86
ha comprobado que la presencia de recubrimiento no varía la fuerza de
avance y el momento torsor. Para un espesor de pieza y velocidad de
rotación constate, al incrementar el avance de herramienta, la fuerza de
avance es mayor. Esto se debe a la disminución del tiempo de contacto entre
pieza y herramienta, generando menos calor para ablandar el material.
Entretanto, cuando se incrementa la velocidad de rotación, manteniendo el
avance constate, el valor de las fuerzas de avance y del momento
disminuyen. En relación a la durabilidad de la herramienta, en el caso de la
chapa martensitica Usibor©1500, donde se ha obtenido altos valores de
fuerzas, cuanto menor las cargas y las temperaturas impuestas en la
herramienta, mayor la vida útil de las mismas. Así pues, en ambos materiales
y espesores, las menores fuerzas axiales y momentos resultantes fueron con
el mínimo avance (130mm/min) combinado con la máxima rotación de
taladrado (3000rpm).
v. En relación a la geometría de los agujeros, los parámetros del proceso
influencian los resultados de espesor, longitud y diámetro del agujero. Para un
mismo espesor de pieza, el aumento en la velocidad de giro de herramienta
provoca un incremento del calor generado en el proceso. Esto contribuye a la
generación de copas de mayores longitudes. El incremento de la velocidad de
avance, manteniendo constante la velocidad de giro de herramienta, genera
copas de menor longitud, ya que el tiempo de contacto entre la herramienta y
el material es menor, se genera menos calor y la facilidad para que el material
fluya disminuye, igualmente para los espesores, que también están
influenciados por la velocidad de avance, a medida que aumenta la velocidad
de avance los espesores medidos son mayores. En relación al diámetro del
agujero, cuanto mayor la rotación de herramienta y menor la velocidad de
avance, mayores diámetros de agujero se obtienen. También se ha
observado que durante el proceso, la combinación de temperatura y los
esfuerzos de penetración favorecen la adhesión del material de la pieza en la
herramienta conduciendo a un incremento en el diámetro del agujero
realizado a medida que el número de agujeros ejecutados es mayor.
Taladrado por fricción en aceros de doble fase de alta resistencia
87
vi. Las temperaturas generadas dependen directamente de los parámetros de
taladrado y espesor de chapa. En todos los materiales estudiados, se ha
observado que para mayores velocidades de giro, se produce mayor fricción
entre herramienta y pieza, lo que origina mayores temperaturas de proceso.
Para velocidades de avance lentas, el tiempo en contacto entre material y
herramienta es mayor, por lo que la temperatura alcanzada en el proceso es
superior a la temperatura obtenida cuando el avance es máximo. Se ha
observado que la presencia de recubrimiento no varía la temperatura de
taladrado, pues la temperatura del proceso está directamente relacionada con
la velocidad de giro, avance de herramienta y espesor de material.
vii. En la misma copa del agujero se ha obtenido diferentes zonas
microestructurales. Se ha verificado que los parámetros de taladrado como la
velocidad de avance y rotación de herramienta influencian en la
transformación microestructural del material. Para los aceros doble fase DP,
en el borde interno del agujero se verifica una disminución en el tamaño de
grano con un aumento gradual de tamaño hacia la zona de transición hasta el
material base. En la zona del borde del agujero el tamaño de grano disminuye
con el aumento de la velocidad de avance y con bajas rotaciones de
herramienta cuando se compara con el material base, desarrollando a partir
de la estructura de granos del material básico heterogénea, una estructura
más fina y homogénea en la zona del borde de agujero. En el acero
martensitico Usibor©1500, se ha observado grietas en el revestimiento Al-Si
en altas temperaturas, (mínima velocidad de avance y máxima rotación de
herramienta) no observándose modificaciones en la microestructura del
material en la zona agrietada.
viii. En relación a los recubrimientos, se ha verificado que el revestimiento de Zinc
interviene en la transformación microestructural de las copas generadas. Las
altas temperaturas del proceso de taladrado por fricción, ocasionan una
interdifusión entre el substrato del acero y el propio recubrimiento de zinc,
desarrollando y propagando grietas durante el proceso de enfriamiento
después de la conformación de la copa. Se ha comprobado que la aplicación
Deividi Nardi
88
de una atmosfera inerte disminuye la oxidación y estabiliza el proceso de
taladrado, con ausencia total de microgrietas.
ix. Los mayores valores de microdurezas encontradas en los materiales fueron
con las mayores temperaturas, con la combinación del menor avance y mayor
rotación de herramienta. Se ha obtenido distintos valores máximos de
microdurezas entre los materiales, debido principalmente a las distintas
temperaturas alcanzadas, por la composición química y por el tamaño de
grano del material base. Se observado también para el acero DP800 y el
Usibor©1500 un ablandamiento en la zona próxima al agujero una posterior
recuperación de la dureza.
x. En el roscado por laminación se ha observado fallos en la formación del filo
en el comienzo de la rosca y al final de la rosca. También, se ha observado
que cuando mayor el espesor de la chapa, mayor la longitud de la copa y
consecuentemente mayor el número de filos de la rosca formada, además la
calidad de acabado interno del agujero taladrado también influye en el
acabado del filo de la rosca. Sin embargo, todos los roscados realizados son
susceptibles para uniones atornilladas.
6.2. Líneas de futuro desarrollo
A continuación se exponen algunas líneas de futuro desarrollo que pueden tener un
seguimiento investigativo:
i. El proceso de taladrado por fricción ya se conoce y está en el mercado, pero
la utilización de atmosfera de gas inerte permite su uso en el importante grupo
de aceros galvanizados. Hasta la fecha este campo era inabordable, pero lo
presentado en el trabajo lo permite. De hecho el proceso se emplea en
carrocerías en aceros no galvanizados, siendo una limitación muy conocida
por los técnicos sus problemas en este grupo de aceros. Así pues, la puesta
en marcha y la optimización del proceso de taladrado por fricción en
atmosfera inerte en una aplicación industrial efectiva puede abrir toda una
línea de proceso aplicable a carrocerías, troquelarías, estampaciones de los
sectores de aceros de alta resistencia, que pueden verses muy interesados
en esta idea.
Taladrado por fricción en aceros de doble fase de alta resistencia
89
ii. Durante el taladrado dependiendo de la intensidad de las alteraciones
metalúrgicas resultantes, las mismas pueden influir las características
mecánicas del material, como por ejemplo el aumento del límite elástico y la
variación de la dureza. Un mejor entendimiento y análisis de los fenómenos
de ablandecimiento y endurecimiento del material en la zona afectada
térmicamente, como ensayos en temperaturas ambientes variables podrían
ser realizados.
iii. Un mejor conocimiento en el análisis del taladrado por fricción y el roscado
por laminación en base a la aplicación de una herramienta de simulación
numérica permitirá controlar y predecir el proceso.
iv. Los fenómenos metalúrgicos implicados en los recubrimientos de Zinc durante
un proceso de conformación en caliente aquí estudiados abren camino a otros
proceso similares, que pueden ser mejor estudiados desde el punto de vista
tribológico y químico-mecánico entre el revestimiento, material base y
herramienta.
v. En el caso de los aceros martensíticos como el 22MnB5, utilizados en
estampación en caliente con el revestimiento a base de aluminio y silicio (Al-
Si), el estudio del comportamiento de la capa protectora durante el proceso y
su integridad en altas temperaturas debe ser mejor analizada.
vi. Se considera de capital importancia la convergencia entre los datos
experimentales y los datos obtenidos mediante simulación numérica. Así
pues, con la aplicación de una herramienta de simulación numérica en la
interacción del flujo de gas protector y las transformaciones termomecánicas
simultáneamente en el proceso, se puede aportar un nuevas informaciones
siendo posible controlar todo el proceso no solamente desde el punto de vista
de la parametrización experimental sino también de toda la física implicada en
el taladrado por fricción.
Deividi Nardi
90
7. Referencias
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