solidificaciÓn de metales y aleaciones y el mecanismo de cierre de la vena fluida durante los...
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UNIVERSIDAD DE SAN CARLOS DE GUATEMALA
FACULTAD DE INGENIERÍA
SOLIDIFICACIÓN DE METALES Y ALEACIONES Y
EL MECANISMO DE CIERRE DE LA VENA FLUIDA
DURANTE LOS ENSAYOS DE FLUIDEZ
(ENSAYO METODOLÓGICO)
PROYECTO DE INVESTIGACIONES METALÚRGICAS
ESCUELA DE INGENIERÍA MECÁNICA
Guatemala, septiembre de 2011 ROBERTO ALEJANDRO AGUILAR RIVAS
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Roberto Alejandro Aguilar Rivas
Ingeniero Mecánico, Universidad de San Carlos de Guatemala. Doctor en Metalurgia, Atlantic International University,
Honolulu, Hawaii, USA. Estudios superiores en los niveles académicos de Maestría, Doctorado y Post-Doctorado en
Metalurgia de la Transformación, en la Comisión Nacional de Energía Atómica de Argentina (CNEA).
Ex Gerente de Operaciones, Tecnólogo y Director de Calidad de Aceros de Guatemala. Ex Catedrático de Metalurgia e
Investigador Asociado de la USAC, dentro del Proyecto Multinacional de Metalurgia OEA-CNEA, Argentina. Director de
INDESA ─Ingeniería, Investigación y Desarrollo─. Profesor-Investigador Escuela de Ingeniería Mecánica USAC.
RESUMEN
A la manera de proyecto de investigación, se analizan los conceptos científico-técnicos más
importantes del mecanismo de solidificación de metales y aleaciones, como parte fundamental de
las transformaciones líquido-sólido, que rigen las características metalúrgicas y mecánicas de las
piezas obtenidas mediante el proceso de fundición. En tal sentido, se ha realizado una revisión
detallada de los principios básicos existentes en la literatura, expuestos por los representantes de
las principales escuelas de investigación en el tema, a nivel mundial, complementados con
resultados de investigaciones experimentales y de la práctica productiva, obtenidos por el suscrito
a través de la experiencia.
De esta manera, se inicia el análisis con una revisión de los principios básicos de la solidificación
de los metales y aleaciones; continuando con las estructuras y subestructuras metalográficas
obtenidas durante la práctica experimental; de las variables termodinámicas que intervienen en el
proceso, y, finalmente, de la aplicación de tales conceptos a un caso en particular como lo es el
fenómeno de la solidificación durante los ensayos de fluidez. Con relación a esto último, se
concluye en que el mecanismo de cierre de la vena líquida durante los ensayos de fluidez,
depende fundamentalmente del coeficiente de transferencia calórica en la interfaz metal- molde, de
la composición química del metal o aleación, y del modo de solidificación del mismo,
independientemente del sobrecalentamiento de colada.
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Índice General
Pag.
Glosario ………………………………………………………………………………. 5
Capítulo I……………………………………………………………………………….. 6
1. Introducción……………………………………………………………………….... 6
1.1 Ubicación General del Tema ………………………………………………… 7
1.2 Objeto ……………………………………………………………………………9
1.3 Proposición………………………………………………………………………. 9
1.3.1 Objetivos……………………………………………………………………. 9
1.3.2 Cuestionamientos………………………………………………………. 10
1.3.3 Justificación…………………………………………………………….. 10
1.4 Planteamiento del Tema (Marco Teórico) ………………………………… 10
1.5 Hipótesis……………………………………………………………………… 11
1.6 Metodología de Investigación y Contenido ……………………………… 11
Capítulo II………………………………………………………………………………. 15
Conceptos Básicos de la Solidificación de Metales y Aleaciones. ……………. 15
1. Principios Básicos………………………………………………………..... 15
2. El Fenómeno de la Nucleación…………………………………………. 15
3. El Progreso de la Solidificación………………………………………… 21
4. Solidificación de Soluciones Sólidas…………………………………… 25
5. La Segregación del Soluto Durante la Solidificación…………………. 26
Capítulo III
Las Estructuras de Solidificación de las Piezas Fundidas……………………… 29
1. Generalidades……………………………………………………………… 29
2. Macroestructura de los Lingotes………………………………………… 29
4
Capítulo IV
El Coeficiente de Transferencia Calórica en la Interfaz Metal-Molde, el Flujo
Convectivo y su Influencia en las Estructuras de Solidificación………………… 38
1. El Coeficiente de Transferencia Calórica en la Interfaz Metal-Molde.... 38
2. Dependencia de las Estructuras de Solidificación del “hi”……………. 39
3. Efecto del Flujo Convectivo……………………………………………… 40
Capítulo V
El Mecanismo de Solidificación Durante los Ensayos de Fluidez. Parámetros que
lo Controlan…………………………………………………………………………… 42
1. Antecedentes……………………………………………………………… 42
2. Análisis Crítico de los Resultados existentes en la Literatura………… 44
3. Investigación y métodos Experimentales……………………………….. 47
4. Resultados…………………………………………………………………… 51
5. Análisis de los Resultados……………………………………………….… 52
6. Discusión y Conclusiones…………………………………………………. 54
Capítulo VI
Conclusiones Generales……………………………………………………………… 70
Bibliografía……………………………………………………………………………... 72
5
Glosario
Coeficiente de transferencia calórica:
(hi). Capacidad de intercambio calórico de un material en particular
en función de sus características físico-químicas.
Dendritas: Formas arbóreas de crecimiento de las estructuras de solidificación.
Estructura columnar:
Estructura cristalina de forma alargada del metal solidificado.
Estructura equiaxial:
Estructura cristalina de forma equiaxial.
Fluidez: (Lf). Longitud de la vena fluida alcanzada durante un ensayo de
colada, hasta que es frenada por el mecanismo de solidificación.
Interfase sólido –líquido:
Límite entre la fase sólida y la fase líquida del metal.
Interfaz metal-molde:
Límite superficial entre el metal que fluye durante la colada y la
superficie del molde.
Presión metalostática:
Altura del volumen metálico en estado líquido dentro del recipiente
que lo contiene, o, presión de colada.
Segregación: Concentración del soluto en zonas específicas de las estructuras
cristalinas.
Sobrecalentamiento:
(∆T). Diferencia entre la temperatura de colada y la temperatura de
liquidus del metal.
Sobrepresión: (∆P). Exceso de presión con respecto a la presión metalostática
natural, para provocar el mecanismo de multiplicación cristalina.
Sustrato: Superficie de contacto del molde con el metal fluido.
Solidificación: Paso del metal del estado líquido al estado sólido.
Vena Fluida: Forma del flujo metálico durante el proceso de colada.
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CAPÍTULO I
1. INTRODUCIÓN
Dado que en Guatemala, en ninguna de las universidades existentes, se cuenta
con la carrera de Ingeniería Metalúrgica, tanto a nivel de pregrado, cuanto de
postgrado, y, por consiguiente, la responsabilidad del manejo del tema recae
principalmente en los ingenieros mecánicos, se ha considerado conveniente el
refuerzo de los conocimientos que puedan coadyuvar a satisfacer las necesidades
del mismo, a través de cursos especializados y de proyectos de investigación.
El presente trabajo, constituye el inicio del proyecto de investigaciones
metalúrgicas de la Escuela de Ingeniería Mecánica de la Facultad de Ingeniería de
la Universidad de San Carlos de Guatemala, el cual, originalmente, se ha
planteado bajo el umbral de tres líneas específicas de investigación, a saber:
Solidificación y Fundición de Metales y Aleaciones; Tratamientos Térmicos de los
Aceros, y, Soldadura, que, aunque representan el punto focal de arranque de las
citadas líneas, no son excluyentes de temas afines que puedan surgir dentro del
vasto campo de la Metalurgia de la Transformación. Lo concerniente al estudio de
los aceros en general, análisis de fallas, así como los aspectos generales de la
corrosión, constituyen también temas fundamentales de interés en el referido
proyecto y se irán agregando dentro del cumplimiento de las metas de mediano y
largo alcance del mismo.
De acuerdo a lo expuesto, el suscrito, como responsable del proyecto, ha
desarrollado el presente tema, como una base conceptual del proceso de la
solidificación, y, a la manera de ejemplo, de la aplicación de la metodología de
investigación científica al amplio campo de la ingeniería, como una guía para el
desarrollo del Seminario de Investigación de la Escuela de Ingeniería Mecánica,
partiendo de las premisas de la especialidad que, a criterio del mismo, se han
considerado más importantes, dentro de los conceptos básicos de la solidificación.
De esta manera se han analizado, en forma sustantiva, las variables más
importantes que entran en juego durante el fenómeno de la solidificación, para que
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los futuros seguidores del tema se familiaricen con el uso y manejo de las
mismas. El trabajo, se fundamenta en la literatura existente en el tema; en los
resultados presentados por las escuelas más importantes a nivel mundial en dicho
tópico, como lo son las escuelas de Chalmers, Flemings, Feliú y Biloni, que se van
citando oportunamente; y, en resultados experimentales logrados por el autor
desempeñándose como investigador asociado de la Universidad de San Carlos en
el grupo de Solidificación de Biloni, en la Comisión Nacional de Energía Atómica
de Argentina, dentro del Proyecto Multinacional de Metalurgia de la OEA; como
profesor de Metalurgia y Metalografía de la Escuela de Ingeniería Mecánica de la
USAC; y, actualmente, como profesor investigador de dicha escuela, por lo que los
conceptos y criterios científicos y técnicos que aquí se plantean, son
responsabilidad única y exclusiva del mismo.
1. 1 Ubicación General del Tema.
El fenómeno de la solidificación de metales y aleaciones, aunque desde el punto
de vista científico se analiza independientemente, en la práctica del arte está
íntimamente ligado al proceso de fundición, en donde el método de colada juega
un papel preponderante a través del concepto de colabilidad, que no es más que
la propiedad de los metales en estado líquido de llenar las cavidades a las que se
inducen, reproduciendo los modelos propuestos sin ningún tipo de defectos
debidos al proceso mismo y logrando superficies de tersura y apariencia de alta
calidad. A la vez, la colabilidad, tal como se ha planteado en un trabajo previo (1),
depende fundamentalmente del parámetro ingenieril denominado fluidez, en
donde las variables termodinámicas que entran en juego durante el proceso son
las responsables del tipo de mecanismo de solidificación, que define finalmente las
propiedades mecánicas de las piezas fundidas.
La colada continua de los metales más importantes en el desarrollo tecnológico
mundial, tales como el Acero, el Aluminio y el Cobre, sólo se ha podido lograr a
través de muchos años de investigación profunda. La obtención de piezas de
acabado superficial de mejor calidad, mediante el proceso de la cera perdida, los
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productos de fundición bajo presión y atmósferas controladas, así como la
fundición nodular para obtener mejores características en el hierro fundido,
constituyen la mayor constancia de la gran cantidad de trabajo de investigación
que se ha desarrollado en la búsqueda del conocimiento de la tecnología de
fundición, que aún tiene mucho de artesanal. Sin embargo, aspectos de suma
importancia que se presentan como reguladores del proceso y que tienen que ver
con la práctica del arte, motivan la preocupación de la mayoría de los fundidores.
Tales aspectos podrían reunirse, aunque no constituyen el universo, en lo
siguiente: diseño de moldes acorde con las características del metal,
específicamente, con sus propiedades de fluidez y modo de solidificación, ya que
se sabe por experiencia, que canales de colada adecuados a un metal en
especial, no lo son para sus aleaciones; definición de regímenes adecuados de
flujo, regulados por sus presiones de colada; selección de las propiedades
termodinámicas de los materiales del molde, así como sus características
superficiales en el área de contacto, etc. Como ya se dijo, el conjunto de
propiedades intrínsecas de la interacción metal-molde constituye la propiedad
fundamental de este proceso conocida como colabilidad. El conocimiento y
dominio de estos aspectos es relevante en cuanto a la certidumbre en un proceso
específico sobre si un metal, en un sistema de colada determinado, llenará o no
las cavidades del molde, y, esto sólo puede ser definido por su colabilidad.
La atención de los científicos especialistas en el ramo se ha concentrado en la
investigación de aquellos parámetros que, de una u otra forma, regulan el proceso
de solidificación de las piezas fabricadas por este método. De ahí que se puedan
señalar los logros obtenidos por escuelas de gran trascendencia en el manejo del
tema, como lo son las de Chalmers, Flemings, Feliú y Biloni.
Consecuentemente, un buen número de métodos para investigar el efecto de las
variables que intervienen en el proceso, se han desarrollado y aquí juega un papel
preponderante el ensayo que consiste en medir la distancia que un metal líquido
es capaz de recorrer, bajo condiciones controladas, en un canal de características
específicas, según el caso, hasta que se obstruye el paso de su vena líquida.
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Este ensayo es el conocido como “Prueba de Fluidez”, y ha sido desarrollado en
diversas formas por varios investigadores.
¿Cómo se desarrolla el fenómeno de la solidificación en general? ¿Por qué y
cómo se realiza el bloqueo de la vena fluida durante los ensayos de fluidez? ¿Que
variables termodinámicas intervienen durante el proceso? ¿Qué papel juegan los
mecanismos de solidificación? son preguntas que constituyen el tema central de
una serie de investigaciones, habiéndose desarrollado algunas tesis al respecto,
toda vez que este conocimiento es de sumo interés en el desarrollo tecnológico de
la fundición. En el presente trabajo se hace un análisis exhaustivo de los
parámetros que intervienen en el fenómeno de la solidificación, contribuyendo a la
unificación de criterios en cuanto a las variables que intervienen en tales
mecanismos.
1.2 Objeto
El objeto de la investigación, lo constituye el fenómeno de la solidificación durante
los ensayos de fluidez, así como el análisis de las principales variables que lo
definen, toda vez que las características de las estructuras de solidificación
logradas a través del control de los parámetros que regulan la colabilidad de los
metales y aleaciones, influye grandemente en las propiedades mecánicas de las
piezas fundidas.
1.3 Proposición
(Planteamiento del Problema)
1.3.1 Objetivos
Generales:
Los objetivos fundamentales del presente trabajo, consisten en definir las
variables que actúan durante el fenómeno de la solidificación de metales y
aleaciones, y, principalmente, de su influencia en el mecanismo de cierre de la
vena líquida durante los ensayos de fluidez, a través de la práctica metalográfica.
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Específicos:
Definir las variables que rigen los mecanismos de solidificación tanto en los
metales puros cuanto en las aleaciones.
Establecer las diferencias del mecanismo de solidificación en las aleaciones
con respecto a dicho mecanismo en los metales puros.
Identificar las variables termodinámicas que actúan durante el proceso y su
influencia dentro del mismo.
Determinar el mecanismo de solidificación que rige la obstrucción de la
vena fluida durante los ensayos de fluidez.
Desarrollar la metodología metalográfica necesaria para la identificación del
fenómeno propuesto en el ítem anterior.
1.3.2 Cuestionamientos
¿Cómo se desarrolla el fenómeno de la solidificación de los metales puros?
¿Qué diferencias presenta dicho fenómeno en las aleaciones? ¿Cuales son las
variables termodinámicas que actúan durante el proceso de la solidificación?
¿Cómo se desarrolla el mecanismo de cierre de la vena fluida durante los ensayos
de fluidez? ¿Cuáles son las técnicas metalográficas empleadas en el análisis del
fenómeno? Estas son las interrogantes básicas que se resuelven durante el
desarrollo de la investigación y que inducen el logro de los objetivos propuestos.
1.3.3 Justificación
El control de los parámetros básicos que rigen los mecanismos de solidificación
durante los procesos de colada, a través de sus variables termodinámicas,
constituye una herramienta fundamental en la consecución de estructuras de
solidificación predeterminadas, las cuales definen las propiedades mecánicas de
las piezas obtenidas por dicho proceso, lográndose de esta manera, la obtención
de piezas fundidas con características adecuadas a las solicitaciones mecánicas
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específicas. La consecución de los efectos combinados del manejo de los
parámetros ingenieriles con la práctica del arte, y, la definición de los fenómenos
científicos que los rigen, justifica el desarrollo de técnicas científicas
experimentales que coadyuven a la producción de piezas fundidas de alta calidad.
1.4. Planteamiento del tema.
(Marco Teórico)
Para poder lograr un mayor acercamiento hacia el conocimiento y manejo de las
variables que actúan durante el proceso de solidificación de las piezas fundidas,
Biloni y su escuela (9)(11), implementaron la metodología que consiste en la
interpretación de las subestructuras de segregación que se manifiestan durante el
proceso de solidificación, valiéndose para ello de diversas técnicas metalográficas
que van desde el análisis macroestructural, hasta las técnicas de microscopía
electrónica. De esta manera se ha logrado establecer la correlación existente
entre los procesos de extracción calórica definidos por cada método de colada y
las estructuras de solidificación resultantes. Esta metodología ha sido aplicada a
la investigación de las variables que actúan durante el proceso de llenado de los
moldes en la práctica de la fundición.
Algunos de los trabajos realizados por Biloni y sus colaboradores, en el tema,
proporcionan un amplio panorama de información en el entendimiento de los
fenómenos de la solidificación durante los ensayos de fluidez: Biloni y Morando
(8), analizando la naturaleza de la zona chill durante la solidificación de lingotes,
lograron correlacionarla con la capacidad de extracción calórica de los moldes
empleados. Prates y Biloni (36), lograron un análisis más profundo, relacionando
las variables que entran en juego durante el proceso, con las estructuras
resultantes de la zona chill, haciendo uso de los ensayos de fluidez.
Posteriormente, Morales y coautores (29) analizaron el mismo aspecto,
modificando el efecto de las características microgeométricas de los moldes
durante los ensayos de fluidez, mediante el uso de pinturas superficiales, logrando
establecer la influencia del coeficiente de transferencia calórica en la interfaz
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metal-molde, en forma global, sobre las estructuras resultantes. Morales y
coautores (28) propusieron un mecanismo de cierre de la vena líquida durante los
ensayos de fluidez para metales puros, haciendo uso de diagramas de flujo y
establecieron el concepto de “Longitud Crítica” para tales ensayos. Aguilar Rivas
y Biloni (3)(4) realizaron un análisis exhaustivo sobre probetas obtenidas durante
ensayos de fluidez lineal en aleaciones diluidas de Al 0.5% Cu, validando
metalográficamente el concepto de “Longitud Crítica” y el mecanismo de cierre
propuesto por Morales y coautores. Posteriormente, el autor (1), basado en los
trabajos referidos y en el análisis metalográfico de probetas de fluidez que van
desde aleaciones diluidas, Al 0.5% Cu, hasta aleaciones más concentradas, Al 5%
Cu, proporcionó mayor evidencia en cuanto a los parámetros que controlan el
mecanismo de solidificación dentro de tales ensayos. En el presente trabajo, se
complementan los conceptos de solidificación de la vena líquida durante los
ensayos de fluidez líneal señalados en el trabajo citado (1), a través de la revisión
de los principios básicos de la solidificación existentes en la literatura y del
análisis metalográfico de resultados complementarios obtenidos
experimentalmente por el autor durante ensayos de fluidez en aleaciones
Aluminio-Cobre.
1.5 Hipótesis:
El mecanismo de solidificación que se manifiesta durante la estrangulación de la
vena fluida durante los ensayos de fluidez, es el responsable de la magnitud y
características del segundo estadio de la curva representativa de tales ensayos,
cuando se ha tomado en cuenta los parámetros del sobrecalentamiento, la presión
metalostática y el coeficiente de transferencia calórica en la interfaz metal-molde.
1.6 Metodología de Investigación y Contenido
El presente trabajo, además de hacer un análisis metodológico y sistemático del
fenómeno de la solidificación, se enmarca en la determinación de cuáles son las
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variables definitivas, y, que unifican los conceptos generales existentes en la
literatura, que intervienen en el mecanismo de cierre de la vena fluida durante los
ensayos de fluidez lineal. De esta manera, tomando en consideración que dicho
mecanismo es el responsable de los efectos de llenado de los moldes durante los
procesos industriales, se ha realizado un análisis crítico de los parámetros que
intervienen durante la solidificación de los metales puros y sus aleaciones, a
través de la investigación bibliográfica y de los reportes de resultados
experimentales efectuados a través de los años por diversos grupos de
investigación dedicados al tema. De tal forma, se han añadido los resultados de
la investigación metalográfica desarrollada por el autor en los laboratorios de la
Comisión Nacional de Energía Atómica de Argentina, como una actividad del
Programa Multinacional de metalurgia de la OEA, parcialmente publicados
(1)(2)(3)(4), y, análisis posteriores en el Laboratorio de Metalografía de la Escuela
de Ingeniería Mecánica, de la Facultad de Ingeniería de la Universidad de San
Carlos de Guatemala, agregándose resultados complementarios en poder del
mismo. Por tal motivo, el desarrollo del tema se encuadra bajo los siguientes
aspectos:
CAPITULO II:
Conceptos Básicos de la Solidificación de Metales y Aleaciones.
1. Principios Básicos.
2. El Fenómeno de la Nucleación.
3. El Progreso de la Solidificación.
4. Solidificación de Soluciones Sólidas.
5. La Segregación del Soluto Durante la Solidificación
CAPITULO III:
Las Estructuras de Solidificación de las Piezas Fundidas.
1. Generalidades.
2. Macroestructura de los Lingotes.
CAPITULO IV:
El Coeficiente de Transferencia Calórica en la Interfaz Metal-Molde, el Flujo
Convectivo y su Influencia en las Estructuras de Solidificación.
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1. El Coeficiente de Transferencia Calórica en la Interfaz Metal-Molde hi.
2. Dependencia de las Estructuras de Solidificación del hi.
3. Efecto del Flujo Convectivo.
CAPITULO V:
El Mecanismo de Solidificación Durante los Ensayos de Fluidez. Parámetros que
lo Controlan.
1. Antecedentes.
2. Análisis Crítico de los Resultados existentes en la Literatura.
3. Investigación y métodos Experimentales.
4. Resultados.
5. Análisis de los Resultados.
6. Discusión y Conclusiones.
CAPITULO VI: Conclusiones Generales.
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CAPÍTULO II
LA SOLIDIFICACIÓN DE LOS METALES
1. Principios Básicos de Solidificación
El concepto de solidificación de los metales tiene una interpretación muy compleja,
que depende, entre otras variables, de su pureza, o bien, en el caso de las
aleaciones, del grado de concentración de soluto. En el presente capítulo se
analizan los conceptos básicos de dicho fenómeno, considerándose únicamente
los aspectos más importantes del mismo:
a) Cuando el proceso de solidificación se inicia en un sistema sólido líquido
termodinámicamente definido, átomos de una fase líquida pasan a formar parte de
una fase sólida denominada cristal o red cristalina. Sin embargo, el fenómeno es
dinámico y, en la interfase, átomos del estado sólido retornan en menor cantidad
al estado líquido.
b) A temperaturas menores que la de fusión, los átomos del estado líquido tienen
mayor cantidad de energía libre, debido a su situación de inestabilidad
termodinámica, por lo que buscan su posición de equilibrio trasladándose al
estado sólido y cediendo la energía en exceso en forma de calor. De ahí que el
proceso es exotérmico, y, si se desea que la solidificación progrese, se debe
extraer calor del sistema.
c) La velocidad de solidificación del sistema depende directamente de la
velocidad con que se realiza la extracción calórica.
2. El Fenómeno de la Nucleación
Se define como nucleación, durante el proceso de solidificación, a la formación de
pequeños cristales dentro del seno líquido y que eventualmente pueden
desarrollarse y crecer.
A temperaturas inmediatamente inferiores a Tf (temperatura de fusión), el paso de
átomos de la fase líquida a la sólida disminuye la energía del sistema. Sin
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embargo, la solidificación no comienza espontáneamente, es necesario primero
crear una interfase sólido líquido que exige un aumento de energía del sistema:.
a) La disminución de energía libre del sistema debida al cambio de fase será:
∆ F1 ═ — 4/3 ( r3. ∆ Fv) (1)
Siendo ∆ Fv la variación de energía libre por unidad de volumen que solidifica. b) El aumento de energía debido a la creación de la superficie del núcleo es:
∆ F2 ═ 4 r2 (2)
En donde es la energía superficial unitaria.
c) La variación total de energía será:
∆F ═ ∆ F1 + ∆ F2 (3)
O sea, que resolviendo de (1) y (2), se tiene:
∆F ═ — 4/3 ( r3. ∆ Fv) + 4 r2 (4)
Estas relaciones se pueden interpretar en la siguiente gráfica (Fig. II-1).
Núcleos de radio mayor que r* tenderán a crecer espontáneamente, ya que de esta
manera se disminuye la energía del sistema. De igual forma, aquellos cuyo radio
sea menor que r* se disolverán.
El radio crítico r* queda definido, según la gráfica, por la condición:
∆F/ ═ 0 (5)
O sea, de la ecuación (4):
∆F/ ═ — 4 ( r2. ∆ Fv) + 8 r ═ 0
De donde se puede obtener:
r* ═ 2 ∆ Fv (6)
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Sabemos que podemos admitir que es independiente de la temperatura, pero
∆ Fv es función de la misma y, a la temperatura de equilibrio, es igual a cero. r* es
infinito.
Para ∆ Fv podemos escribir:
∆ Fv ═ ( UL — TSL ) — ( US — TSS) (7)
que es la variación de energía libre, o sea:
∆ Fv ═ UL — US T ( SL — TSS ) (8)
en donde el subíndice “L” se refiere al líquido y “S” al sólido.
A temperatura de equilibrio, TF, tenemos:
∆ Fv ═ 0
o sea:
UL — US ═ TF ( SL — SS ) (9)
Si, ( SL — SS ) y ( UL — US ) no varían con la temperatura, la diferencia
( UL — US ) es el calor latente de transformación que podemos definir por
— ∆H y Podemos escribir:
∆ Fv ═ — ∆H + T∆H/ TF ═ ∆H. ∆T/TF (10)
en donde ∆T es el valor del sobreenfriamiento.
Sustituyendo en (6) para el valor de r*, tenemos:
r* ═ 2 TF / ∆H. ∆T (11)
Esta Expresión se puede expresar en la siguiente gráfica:
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En la gráfica de la figura II-2 se aprecia que, a medida que disminuye la
temperatura, es decir, que el sobreenfriamiento se hace mayor, el tamaño mínimo
necesario para que un núcleo crezca espontáneamente disminuye. Al deducir la
relación entre r* y ∆T, se ha supuesto que no existen más variaciones de energía
libre que las que se han especificado.
Por otro lado, los metales líquidos están constituidos por pequeños agrupamientos
atómicos con estructura semejante a la del estado sólido y que son los que dan
origen a los núcleos. A estos agrupamientos se les denomina “embriones”.
Para cada temperatura hay un tamaño “máximo razonable” de agrupamiento o
embrión que puede existir. Esto se puede apreciar en la siguiente gráfica, figura
II-3, en donde se ha relacionado “i”, tamaño de embriones, con la temperatura en
función del sobreenfriamiento:
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FIG. II-3
Si se sobreponen las dos últimas gráficas, Figs. II-2 y II-3, se puede determinar el
sobreenfriamiento necesario para que un metal líquido solidifique.
FIG. II-4
21
Esta nucleación que ocurre en el seno del líquido a expensas del
sobreenfriamiento, se llama “homogénea”. Y, generalmente, sólo se produce en
condiciones controladas de laboratorio.
En la realidad, sucede un tipo de nucleación denominada “heterogénea” y que se
produce a partir del líquido en contacto con las paredes del recipiente que lo
contiene, o, sobre partículas extrañas. Esto disminuye el grado de
sobreenfriamiento necesario para que los núcleos se formen.
3. El Progreso de la Solidificación.
En general. para que suceda la nucleación y el crecimiento de una fase sólida
dentro del líquido metálico, es necesario que se cumplan ciertas condiciones
termodinámicas y que tienen diferente efecto a partir de que el líquido metálico
corresponda a un metal puro o a una aleación.
3.1 Solidificación de un metal puro.
Supóngase un sistema en el que se ha creado una interfase sólido-líquido
representado por la siguiente figura:
interfase
↓
sólido líquido FIG. II-5
Si en este sistema se extrae calor a partir de la fase sólida únicamente, la interfase
avanza con frente plano y el gradiente térmico puede apreciarse en la siguiente
gráfica:
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FIG. II-6
Si una protuberancia sólida “P” avanza por el frente de la interfase, encontrará
líquido a temperatura superior a la de fusión Tf y frenará su avance.
Si por el contrario, la misma protuberancia encuentra un gradiente térmico
favorable, producido por la extracción calórica a través de ambas fases, sólido y
líquido, la protuberancia avanzará, ya que las condiciones térmicas le son
favorables. la diferencia entre la temperatura de fusión, Tf, y la temperatura real
del líquido se denomina “sobreenfriamiento”, y, con un gradiente como el indicado,
se hace cada vez mayor, por lo que favorece la proyección del frente sólido. la
representación gráfica es la siguiente:
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FIG. II-7
Cuando una protuberancia como la indicada, encuentra el medio adecuado para
avanzar, crece y, posteriormente, se ramifica en forma de árbol, por lo que a este
fenómeno se le conoce como crecimiento “dendrítico”, y a los cuerpos sólidos
ramificados se les denomina “dendritas”. Ver figuras II-8 y II-9.
En general, dependiendo de las condiciones termodinámicas del sistema metal-
molde, que definen las condiciones de avance de la interfase sólido-líquido, la
solidificación progresará con frentes planos o en forma dendrítica. A menudo se
dan las situaciones combinadas con mayor predominancia de una de ellas. Las
micrografías de la figura II-9 ejemplifican claramente el desarrollo dendrítico.
FIG. II-8
24
FIG. II-9
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4. Solidificación de Soluciones Sólidas
En general, el fenómeno de la solidificación es bastante complejo y mucho se ha
escrito sobre ello, ante todo en lo referente a las soluciones sólidas, por lo que,
debido al objetivo del presente trabajo, únicamente se señalarán los aspectos que
se considera más importantes para la comprensión de los capítulos siguientes.
En la realidad, la solidificación del líquido metálico se produce a velocidades
finitas, lo que no permite una adecuada homogeneización en la distribución del
soluto, tanto en el sólido cuanto en el líquido. En consecuencia, se producen
diferencias de concentración entre los distintos puntos del metal solidificado y, a
este fenómeno se le denomina “segregación”.
La segregación se manifiesta en función de los modos de solidificación que, a su
vez, dependen de las condiciones termodinámicas del sistema, Para poder
entender estas características, generalmente se recurre a modelos ideales,
considerando, por ejemplo: a) que no hay difusión en el sólido y en el líquido hay
completa homogeneización en la distribución del soluto, y, b) que no hay difusión
en el sólido y en el líquido sólo hay transporte por difusión. Para estos análisis es
necesario tener en cuenta el concepto de “coeficiente de partición k”, que no es
otra cosa más que el cociente de la concentración de soluto, Cs, en el estado
sólido sobre la concentración de soluto, Cl, en el líquido (K = Cs/Cl). Sin embargo,
estas suposiciones son ideales y, en realidad, durante la solidificación y el
enfriamiento posterior ocurre algo de difusión en el sólido. Estos razonamientos
suponen únicamente interfases planas.
En los sistemas isomorfos en las aleaciones, también se producen frentes planos
de solidificación cuando no hay líquido sobreenfriado, y las dendritas aparecen
cuando hay sobreenfriamiento. Sin embargo, a diferencia con los metales puros,
en el caso de extracción calórica, únicamente a través del sólido, puede haber
sobreenfriamiento debido a la segregación de soluto en frente de la interfase que
avanza. A este sobreenfriamiento se le denomina “sobreenfriamiento
constitucional”, y, es el principal responsable del avance de los frentes dendríticos
en las soluciones sólidas.
26
5. La Segregación del Soluto durante la Solidificación.
De acuerdo a lo expuesto en los párrafos anteriores, el metal solidificado suele
presentar diferencias de composición en los distintos puntos de su masa, y, a este
fenómeno, lo hemos llamado segregación.
Según Chalmers (14), la segregación del soluto puede darse bajo los siguientes
aspectos:
5.1 Segregación Normal.
La segregación normal es el resultado directo de la expulsión del soluto delante de
la interfase que avanza. Corresponde a un incremento en la concentración de
soluto (si K< 1), al disminuir la distancia al centro del molde. Se origina cuando el
crecimiento del sólido se produce hacia el interior, como en el caso de la zona
columnar (capitulo siguiente).
5.2 Segregación Intragranular (“Coring”).
Se produce en el crecimiento de los cristales equiaxiales de la zona central. Estos
empiezan a crecer con la composición inicial del líquido, pero cuando éste cambia
posición, como consecuencia de la expulsión del soluto, va aumentando
gradualmente el contenido de éste en el cristal. Así se forman granos, cuya
composición varía desde el centro hasta la periferia.
5.3 Segregación Inerdendrítica.
Cuando los cristales crecen dendríticamente, se produce también la segregación
intragranular, con la característica de que su forma corresponde a la estructura
dendrítica. El último líquido que solidifica entre dendritas tendrá una concentración
más alta que las partes formadas inicialmente. Una segregación interdendrítica es
un caso especial de la segregación intragranular.
5.4 Segregación Inversa.
Este tipo de segregación consiste en que la concentración máxima de soluto se
encuentra en la superficie de las piezas coladas o próxima a ella. Esto puede
27
deberse al desplazamiento hacia fuera del líquido interdendrítico enriquecido en
soluto, producido, probablemente, por las contracciones internas.
5.5 Segregación por Densidad.
Suele ocurrir, en las piezas fundidas, que la concentración de soluto es diferente
en las partes superior e inferior de las mismas. No es posible una segregación en
el líquido antes de que comience la solidificación, pero hay dos mecanismos que
pueden contribuir a producirla durante el cambio de estado: a) el movimiento
vertical de la capa enriquecida de delante de la interfase, como consecuencia de
la diferencia de densidad debida al cambio de composición, producido por la
expulsión de soluto; b) la flotación o el hundimiento de los cristales equiaxiales,
como resultado de una diferencia de densidad entre ellos y el líquido que los
rodea. En las aleaciones reales, los fenómenos de la segregación están asociados
a la formación de dendritas. Se observan comúnmente estructuras dendríticas
segregadas y en las cuales los espacios interdendríticos, que son los últimos en
solidificarse, presentan una mayor concentración de soluto. Esta diferencia de
concentración es la que frecuentemente permite revelar las estructuras de
solidificación por efecto del comportamiento diferencial del reactivo de
ataque entre zonas más ricas y más pobres en soluto.
A este recurso, y, con base en la metodología empleada por la escuela de Biloni,
en la División de Solidificación del Departamento de materiales de la Comisión
Nacional de Energía Atómica de Argentina, es que el autor de este trabajo ha
recurrido en la parte experimental del mismo, para la determinación de las
subestructuras de segregación.
Las micrografías de la figura II-10 constituyen un ejemplo claro del fenómeno de la
segregación, tanto intragranular como del espaciado interdendrítico, lo cual se
manifiesta por las zonas más oscuras.
28
Al 99.99 % de pureza, 200 x
FIG. II-10 (raar)
29
CAPÍTULO III
LAS ESTRUCTURAS DE SOLIDIFICACIÓN DE LAS PIEZAS FUNDIDAS
1. Generalidades.
Las estructuras de solidificación de las piezas fundidas son de gran importancia,
ya que de ellas depende, en gran parte, su comportamiento y resistencia
mecánica a las solicitaciones a que se les somete.
En general, los productos obtenidos por el proceso de fundición pueden
concentrarse en dos grandes grupos:
a) Aquellas piezas cuya forma final queda de una vez definida durante el proceso,
y, las que en su gran mayoría, no sufren ningún tipo de modificación mecánica y/o
por tratamiento térmico en sus características normales.
b) Lingotes que son sometidos a procesos posteriores, tales como laminación,
extrusión, forja, etc.
Para efectos de estudio de las estructuras de solidificación, se hará únicamente
referencia a la estructura de los lingotes, ya que tales conceptos se pueden
extrapolar a las estructuras generales.
2. Macroestructura de los Lingotes.
Los lingotes metálicos presentan en su estructura granular tres zonas bien
definidas, como se puede apreciar en la figura III-1 y cuyas características son las
siguientes:
30
FIG. III-1
(raar-SIE)
31
2.1 Zona Chill o Acoquillada.
Esta consiste en granos finos equiaxiales que solidifican en la superficie y en la
zona cercana a la misma, y cuya formación, cuando han sido definidas las
características de composición química, sobrecalentamiento y agentes nucleantes,
queda regulada por.
i) La extracción calórica a través del molde, y,
ii) La convección del líquido en el molde (9).
Chalmers (15), analiza la zona chill atribuyéndosela a un mecanismo de
nucleación copiosa que se genera al entrar el metal líquido en contacto con un
molde que se encuentra a temperatura mucho más baja que la del metal que fluye,
debido a un sobreenfriamiento brusco. La densidad de núcleos queda definida por
la composición química de la aleación, el sobrecalentamiento del líquido, la
potencia de las partículas nucleantes presentes y la difusividad térmica del molde.
Según Chalmers, el mecanismo de nucleación copiosa se debe fundamentalmente
al proceso de extracción calórica del sistema, a través de las paredes del molde.
Bower y Flemings (10), atribuyen el tamaño de los granos de la zona chill a la
convección del metal líquido presente.
Biloni y Morando (8), hicieron investigaciones en torno a la determinación de los
factores que afectan la zona chill, ensayando en moldes pintados, a los que dejan
una pequeña sección sin recubrimiento, para poder establecer comparaciones,
concluyendo en lo siguiente:
a) Los materiales y el recubrimiento de las paredes del molde, tienen una
influencia decisiva sobre la subestructura y la estructura de la superficie de los
lingotes. Cuando el recubrimiento reduce la capacidad de extracción calórica de
las paredes, aparecen los mecanismos de multiplicación.
b) Para condiciones de extracción calórica en la práctica (como paredes de cobre
recubiertas con grafito o lingoteras de grafito sin recubrimiento), la formación de la
mayoría de los granos de la superficie se debe a un mecanismo de nucleación
copiosa. El estudio de la subestructura permite la separación de las regiones
donde el mecanismo que actúa es el de multiplicación copiosa, de aquellas donde
32
un mecanismo de multiplicación cambia la estructura y la subestructura,
Concluyen señalando que, en la práctica, todas las combinaciones posibles entre
ambos mecanismos pueden ocurrir, de acuerdo a la importancia relativa que tenga
la extracción calórica y el movimiento convectivo del líquido.
Las conclusiones de Biloni y Morando aclaran totalmente las dudas en cuanto al
mecanismo generador de la zona chill de los lingotes.
2.2 Zona Columnar.
La zona columnar se encuentra formada por granos que se originan en la
superficie del molde, o cerca del mismo, y que crecen hacia el interior como
resultado de la dirección de extracción calórica desde las paredes del molde. De
igual forma se debe también al crecimiento competitivo que da lugar a una
orientación preferencial y durante la cual los cristales que son orientados menos
favorablemente tienden a desaparecer. La orientación que se desarrolla (9), es
siempre aquella que corresponde a la dirección de crecimiento dendrítico
perpendicular a las paredes del molde. Muchos autores coinciden que su origen
es a partir de los cristales generados en la zona chill, sin embargo, (9) se ha
podido demostrar por el análisis metalográfico de las subestructuras de
segregación, la formación de granos columnares dentro de la zona columnar lejos
de la pared del molde. Ver Fig. III-1.
2.3 Zona Equiaxial.
La zona Equiaxial, como su nombre lo indica, está constituida por una cantidad de
granos, cuyas superficies geométricas están aproximadamente equidistantes de
su centro de gravedad. Su forma es similar a la de los granos de la zona “chill”,
pero regularmente de mayor tamaño.
El origen de la zona Equiaxial, quizá haya motivado mayor cantidad de discusión
entre los diferentes investigadores que le han dedicado gran cantidad de tiempo y
atención. Varias teorías han aflorado con motivo de establecer el origen de la zona
equiaxial, entre las cuales quizá las más importantes podrían ser las de Chalmers,
o teoría del “big-bang” y la teoría de Southin.
33
Sin embargo, se han desarrollado otras teorías, también de especial importancia
como la teoría del sobreenfriamiento constitucional y las teorías que tienen en
cuenta los mecanismos de multiplicación (9).
Chalmers (15) se basa en datos experimentales estableciendo relaciones entre
tamaño de grano Equiaxial↔largo de la estructura columnar↔volumen ocupado
por la estructura Equiaxial, en función del sobrecalentamiento del líquido en el
momento de la colada. Atribuye el origen de esta zona al sobreenfriamiento inicial
del líquido en contacto con las paredes del molde.
Según Chalmers, parte de los granos permanece en contacto con las paredes del
molde formando la zona chill; parte crece competitivamente formando la zona
columnar, y, la otra parte sobrevive en el seno del líquido enfrente de la zona
columnar a expensas del sobreenfriamiento constitucional producido por los
mismos, y, cuyo crecimiento frena el crecimiento de los granos columnares.
La teoría de Southin (9) sugiere que los granos de la zona Equiaxial se generan en
la superficie libre del lingote, debido al enfriamiento y la radiación de la misma,
cayendo por densidad dentro del líquido sobreenfriado constitucionalmente y que
les permite su sobrevivencia y crecimiento, frenado el avance de la zona
columnar.
Biloni (9), hace un análisis crítico de las teorías señaladas, basándose en
investigaciones experimentales y simulando posibilidades de los diferentes efectos
de colada, mediante el análisis metalográfico de las estructuras de segregación
resultantes. Concluye en que, bajo condiciones de colada convencional, en que
las corrientes convectivas pueden ser calificadas de “naturales”, los dos
mecanismos fundamentales en el aporte de granos equiaxiales son el de
Chalmers o “Big-Bang” y el de Southin.
El entendimiento de las diversas características de los granos que constituyen la
macroestructura de los lingotes, es de vital importancia en el desarrollo
tecnológico de los procesos metalúrgicos, ya que dependen de ellos una serie de
propiedades, en general, que en una u otra forma le otorgan mayor importancia a
cada una en función del proceso a que se sometan.
34
2.4. Las Zonas Iniciales o Predendritas.
En los párrafos anteriores se ha hecho el análisis de las distintas zonas cristalinas
que constituyen la estructura de los lingotes. Se ha mencionado el criterio de
nucleación copiosa y el de mecanismo de multiplicación como motores en la
generación de las tres zonas específicas, sin embargo, es muy importante aclarar
los conceptos que tienen que ver con el mecanismo de multiplicación a partir del
de nucleación copiosa y, es evidente, que aquí juega un papel especial la teoría
de Biloni y Chalmers (5) en cuanto al origen de lo que ellos denominan
“Predendritas”. Las zonas predendríticas constituyen los primeros puntos de
nucleación y crecimiento del sólido y toman en general una forma hemisférica que,
a partir de cierto punto, da origen a una estructura celular o celular dendrítica.
Estas Predendritas son cristales que aún no presentan las ramas y la estructura
arborescente orientada según ejes cristalográficos que caracteriza a las dendritas,
sin embargo, la observación metalográfica permite apreciar cómo a partir de estas
zonas se origina el crecimiento dendrítico que puede general cristales en
cualquiera de las tres zonas de los lingotes.
En general, el análisis de la estructura de los lingotes, permite observar que las
Predendritas, o zonas iniciales como también se les conoce (26), crecen en el
seno del líquido siendo su origen cualquiera de los siguientes:
a) Cristales nucleados durante la colada, en o cerca de las paredes de la
lingotera o molde.
b) Ramas rotas o cabezas de dendritas.
c) Cristales nucleados en la superficie libre de lingotes colados, que se enfrían
lentamente en contacto con el aire y que luego se hunden en el líquido.
Cualquiera que sea el origen de tales cristales, lo que aparece como evidente es
que crecen en un líquido cuya temperatura está muy cercana al punto de fusión,
perdiendo calor hacia el líquido muy lentamente y alcanzan dimensiones
considerables antes de presentar una inestabilidad visible. Finalmente, son
atrapados por la zona columnar que viene evolucionando desde las paredes de la
lingotera.
35
Estos conceptos son extrapolables a la estructura de las probetas de fluidez, que
constituyen la base analítica del presente trabajo, cuyas estructuras y
subestructuras se muestran al final del capítulo V, y en las que estos aspectos
pueden corroborarse a plenitud. Las figuras V-9, V-10, V-11, V-12, muestran
metalografías en las que puede apreciarse las zonas iniciales, su inestabilidad
ante la concentración de soluto y posterior crecimiento dendrítico. La figura V-9(b)
muestra el crecimiento de una zona inicial ramificada dendríticamente, cuyo
crecimiento ha sido orientado por la zona columnar, quizá en la forma referida por
Biloni (9), según se señaló en los párrafos anteriores. La figura III-2 muestra el
fenómeno de la multiplicación por el efecto de la convección y el posterior
crecimiento celular dendrítico. Al 2% Cu, 60 x.
La figura III-3 muestra varias zonas iniciales que, por efecto de multiplicación, han
crecido celularmente y luego se han ramificado en forma dendrítica. Al 0.5% Cu.
200 x.
36
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38
CAPÍTULO IV
EL COEFICIENTE DE TRANSFERENCIA CALÓRICA EN LA INTERFAZ
METAL-MOLDE (hi), EL FLUJO CONVECTIVO Y SU INFLUENCIA EN LAS
ESTRUCTURAS DE SOLIDIFICACIÓN
1. El Coeficiente de Transferencia Calórica en la Interfaz Metal-Molde (hi)
Está bien definido que, en un proceso de solidificación, en un sistema metal-
molde, en cuanto al concepto de extracción calórica se refiere, entran en juego 4
variables importantes que dependen de la naturaleza de los materiales en
contacto, siendo ellas:
a) La resistencia térmica del metal líquido.
b) La resistencia térmica del metal que solidifica.
c) La resistencia térmica de la interfaz metal-.molde.
d) La resistencia térmica del molde.
La primera de ellas, la resistencia térmica del líquido, generalmente puede
despreciarse. La resistencia térmica del metal que solidifica, es un valor creciente
desde “cero”, en el instante del primer contacto metal-molde, hasta valores
definidos por el avance del frente de solidificación.
La resistencia térmica de la interfaz metal-molde es un valor finito, constante, que
depende de la naturaleza de los materiales en contacto y que puede variar en
función de efectos externos.
La resistencia térmica del molde, que tiene un valor finito en el instante de
contacto, aumenta durante el proceso de solidificación, a medida que el material
del molde se va saturando del calor que extrae al metal que solidifica.
La interacción de estas variables, es lo que condiciona la evolución del proceso de
solidificación en la interfase solido-líquido (frente de solidificación), y, por
consiguiente, condiciona la morfología de dicho frente.
De acuerdo a lo expuesto, en el instante de contacto metal-molde, la única
resistencia existente al flujo calórico es la ejercida por la interfaz metal-molde.
39
Se define como coeficiente de transferencia calórica en la interfaz metal- molde,
“hi”, al inverso de la resistencia térmica en dicha interfaz, o sea a la propiedad que
mide la capacidad de intercambio calórico entre el metal y el molde. Esta
propiedad es la responsable de la morfología del frente de solidificación en el inicio
de la misma.
El hi depende de la naturaleza física del contacto térmico entre el metal y el
molde, que en sí es bastante compleja, por lo que lo importante en los sistemas
termodinámicamente definidos son los valores promedios del mismo.
La literatura ha sido bastante escasa en lo referente a dicho coeficiente, sin
embargo, existen algunas mediciones experimentales del mismo, realizadas por
varios investigadores que, por no estar dentro del objetivo del presente trabajo, no
se entran a considerar.
La escuela de Biloni, en la CNEA, concentró gran cantidad de esfuerzos en la
investigación del “hi”, logrando ampliar su concepto. De esta manera, M. Prates
(33) desarrolló un sistema para la determinación del hi, basándose en el concepto
de fluidez de metales, similar al desarrollado anteriormente por Flemings y
coautores (30)(22). Posteriormente Morales (27), con igual metodología, obtuvo
los resultados que se pueden apreciar en la tabla IV-1.
2. Estructuras de Solidificación y su dependencia del Coeficiente de
Extracción Calórica en la Interfaz Metal Molde.
En lo relacionado a la forma de solidificación de los metales y aleaciones, Prates
(33) hace una investigación exhaustiva, en lo referente a la zona chill, cuyas
características juegan uno de los papeles más importantes en lo que se refiere al
fenómeno de la solidificación. En efecto, al realizar ensayos de solidificación con
aleaciones Al-Cu, en molde desnudo de Cu, concluye en que cada sustrato, o tipo
de superficie de contacto térmico del molde con el metal líquido, es responsable
de la aparición de una cantidad, esencialmente constante, de núcleos
predendríticos en la zona chill, independientemente del tenor de soluto de la
aleación colada, y sí de las características superficiales del molde. Esto lo hace
proponer que cada sustrato dependiendo de su naturaleza, presenta un
40
coeficiente de transferencia calórica, “hi”, específico, que condiciona el
subenfriamiento térmico del metal líquido y, por consiguiente, la nucleación
heterogénea de la zona chill.
De igual forma, la morfología dendrítica subsecuente al crecimiento predendrítico
inicial (5), es lo que hace aumentar el valor del coeficiente hi por encima del valor
específico que controla la frecuencia de nucleación.
Por otro lado, el mismo Prates (33), deduce que la influencia del flujo convectivo
del metal líquido sobre las estructuras de solidificación finales, está condicionada a
la capacidad de extracción calórica de la interfaz metal/molde.
Para el caso de elevados valores del coeficiente hi (hi > 0.1), como lo es el caso
de los moldes metálicos desnudos, la estructura resultante en la zona chill es
predominantemente predendrítica y demasiado compacta para dejarse romper por
las fuerzas dinámicas del flujo convectivo; como consecuencia, la estructura de la
zona chill estará formada por un mecanismo de nucleación copiosa,
independientemente de las características de turbulencia del flujo convectivo del
metal líquido. Por otro lado, para el caso de bajos valores del coeficiente hi (hi <
0.05), como en el caso de superficies de moldes pintados con películas aislantes,
la estructura resultante es predominantemente dendrítica, con baja frecuencia de
nucleación y su esqueleto estructural es suficientemente abierto para dejarse
romper por las fuerzas dinámicas del flujo del metal líquido (33)(31); como
consecuencia , la estructura final de la zona chill estará formada por el resultado
de un mecanismo de multiplicación dendrítica, cuya intensidad depende de las
características de turbulencia del flujo convectivo.
3. El efecto Convectivo del Flujo del Metal Líquido Durante la Colada.
El efecto del flujo, durante los procesos de solidificación, es sumamente
importante ya que, además de ser el motor del proceso de colada, ejerce gran
influencia sobre las estructuras resultantes (11), es decir, sobre el tamaño, forma,
orientación y perfección de los cristales que se desarrollan, así como sobre la
redistribución de los elementos químicos bajo el concepto de macro y
41
microsegregación del soluto en las aleaciones, las inclusiones, la porosidad y la
forma superficial de las piezas.
En condiciones normales o “naturales”, la convección puede existir bajo tres
aspectos sustantivos:
Convección introducida por el momentum de la colada.
Convección térmica durante la solidificación.
Convección constitucional debida al hecho de que, una vez iniciada la
solidificación en una aleación, los elementos del soluto que presentan
diferente densidad, empiezan a asentarse o a subir.
Jackson y coautores (25) y O´hara y Tiller (31), postularon que un mecanismo de
multiplicación es responsable de la separación de cristales de las dendritas que
crecen a expensas de un sobreenfriamiento térmico o constitucional del líquido. En
el caso de las aleaciones, la convección natural o forzada con la subestructura
dendrítica puede ser racionalizada. En efecto, cuando las ramificaciones
secundarias se forman, deben crecer a través de las zonas enriquecidas en soluto
alrededor del tronco primario. No obstante, el crecimiento inicial es despacio, ya
que las ramificaciones secundarias son influenciadas por dichas zonas y el calor
latente del tronco primario. Cuando pasan a través de las zonas, las
ramificaciones secundarias entran en la masa líquida que tiene una concentración
baja de soluto y pueden crecer más rápidamente. La consecuencia es un cuello
más delgado de las ramificaciones secundarias, que tiene un punto de fusión bajo.
Entonces un pequeño incremento de la temperatura local, o, fuerzas de corte
debidas al flujo líquido, pueden separar pedazos de las dendritas. Estos cristales
pueden ser capaces de sobrevivir en otras porciones del líquido, y, si las
condiciones térmicas y constitucionales son apropiadas, subsecuentemente
pueden crecer.
En conclusión, el efecto convectivo del metal líquido durante la colada, es el
principal motor del mecanismo de multiplicación.
Las Figuras III-2 y III-3 del capítulo anterior ejemplifican claramente estos
conceptos.
42
CAPÍTULO V
EL MECANISMO DE SOLIDIFICACIÓN DURANTE LOS ENSAYOS DE FLUIDEZ
PARÁMETROS QUE LO CONTROLAN
1. Antecedentes.
La fluidez de los metales y aleaciones, como parámetro ingenieril, que significa la
capacidad de un metal o aleación, en estado líquido, de recorrer cierto tramo en
contacto con un sustrato cualquiera, hasta llenar la cavidad de un molde, se
representa gráficamente en un sistema de coordenadas rectangulares en cuyas
abscisas se señala el tiempo que tarda el flujo metálico antes de dejar de fluir, y,
en las ordenadas, se señala la longitud alcanzada por el mismo hasta que la
solidificación se manifiesta. “Lf”, que es la longitud máxima obtenida, representa el
parámetro fluidez.
La representación esquemática es la de la figura V-1a.
FIG. V-1a FIG. V-1b
En la gráfica puede apreciarse una curva formada por dos zonas. La primera zona
es una recta con proporcionalidad lineal entre sus variables y que depende del
sobrecalentamiento dado al líquido antes de la colada. La segunda zona
43
representa la capacidad del líquido de fluir sin sobrecalentamiento (28)(3).
Rabinovich (40), hace la distinción de los dos estadios, como puede notarse en la
gráfica V-1b, atribuyéndola al cambio de velocidad de la vena líquida, debido a
que cuando la solidificación comienza se opone una alta resistencia al avance del
flujo, es decir, el segundo estadio corresponde a la zona donde la solidificación se
inicia.
En general, el objetivo de los ensayos de fluidez, se concentra en la determinación
del las relaciones existentes entre los parámetros que actúan, con el fin de poder
predecir la capacidad del metal de llenar las cavidades de los moldes.
Si bien, un buen número de investigaciones, por parte de distintos grupos
especialistas en la materia se han realizado en torno a la propiedad definida como
fluidez, poco se ha hecho por interpretar a fondo el mecanismo de cierre de la
vena líquida durante los ensayos, es decir, ¿de qué depende en realidad la
obstrucción del flujo metálico?
De la literatura se infiere que la gran mayoría de los ensayos se han realizado con
metales y aleaciones sobrecalentadas, o sea, a temperaturas arriba del punto de
fusión, en canales de distintas formas. El metal entra en el canal fluyendo un
trecho de cierta longitud, hasta perder el referido sobrecalentamiento, y, de ahí en
adelante, continúa únicamente en función de su calor latente de fusión. Al iniciarse
la solidificación, el proceso no se realiza en la misma forma a lo largo de todo el
canal, si no que su progreso llega en algún momento a obstruir el flujo de la vena
líquida, ya sea en un punto o en una zona en particular. Algunas teorías han
surgido en torno al frente de solidificación y al modo con que esta se realiza en el
canal. Sin embargo, en el aspecto en que todas logran coincidir, es en el hecho de
que el proceso de solidificación se inicia en la segunda zona de las de las curvas
de fluidez, es decir, en la zona en donde el metal fluye sin sobrecalentamiento,
zona definida por el II estadio de la gráfica V-1b.
Este capítulo se concentra en el análisis del mecanismo de cierre de la vena
líquida, específicamente, en la zona en donde esto ocurre, toda vez que el cambio
de pendiente de la curva Lf = f (t) pareciera reflejar un cambio en la morfología de
la interfaz sólido–líquido para valores crecientes de soluto en una aleación binaria.
44
Surge la duda al analizar los resultados de los ensayos realizados con metales
puros, en cuyo caso la estructura de solidificación se manifiesta columnarmente
con interfaz plana, sin ningún cambio. Esto implica que el cambio de pendiente en
la punta de la curva, puede deberse también a otros efectos complementarios, lo
que sería motivo de investigaciones específicas. Sin embargo, el mecanismo de
cierre, para metales puros propuesto por Morales et al (28), que se analiza más
adelante, pareciera justificar este comportamiento, independiente de un cambio de
morfología del crecimiento, quizá en función únicamente de la constricción de la
vena.
En general, el fenómeno de cierre se analiza considerando el crecimiento de un
frente de solidificación a partir de las paredes del canal hacia su línea central, que
finalmente estrangula la vena líquida. Este frente de solidificación dependerá
morfológicamente del grado de aleación del metal y del proceso de extracción
calórica, estando normalmente integrado por granos columnares, equiaxiales, o,
por una combinación de ambos. En algunos casos se observa la presencia de
granos arrastrados desde corriente arriba.
2. Análisis Crítico de los Resultados existentes en la Literatura.
Rabinovich (40), según se expuso anteriormente, hace la caracterización de la
curva de fluidez, Lf = f (t), en función de lo siguiente: a) El primer estadio
corresponde al avance del metal dentro del canal de ensayo hasta que este pierde
su sobrecalentamiento, y, b) el segundo estadio corresponde a la capacidad del
metal líquido de fluir en función de su calor latente de fusión, hasta que el flujo se
frena, experimentando una variación de de velocidad de avance debida a la
resistencia que pone el frente de solidificación que se genera.
Niesse, Flemings y Taylor (30), han hecho, quizá, el análisis más exhaustivo
sobre el mecanismo de cierre de la vena fluida. Mediante el análisis teórico de la
fluidez de metales puros, proponen que en moldes de arena o vidrio, en donde la
capacidad de extracción calórica decrece con el tiempo, la interfaz sólido –líquido
presenta una forma parabólica como la que puede apreciarse en la figura V-2a.
Este análisis no puede realizarse para las aleaciones, por su modo de
45
solidificación dendrítica. Esto lo avalan con experiencias en estaño, aluminio,
estaño-plomo diluido y Al 5% Sn. Estos autores indican que el bloqueo de la vena
líquida se produce en la entrada del canal en el caso de metales puros o en la
punta en el caso de las aleaciones, cuando los ensayos se realizan sin
sobrecalentamiento. En el caso de los sobrecalentamientos, el mecanismo se
desplaza corriente abajo, dependiendo de la magnitud del mismo, figura V-2b.
Para la solidificación de las aleaciones, cuyo inicio se realiza en la punta, figura V-
4, hacen la justificación debido a la proliferación de granos equiaxiales dendríticos
arrastrados desde corriente arriba, y proponen que el frenado de la vena se realiza
causa de la alta fricción entre estos cristales. Los mecanismos de solidificación
propuestos se separa bajo tres conceptos: a) para metales puros o muy diluidos,
el frente de solidificación es el correspondiente a la figura V-2, o sea que
corresponde al avance de una interfase plana. b) Para las aleaciones diluidas, en
donde se manifiesta la inestabilidad de la interfase sólido-líquido, el frente de
solidificación se comporta como en la figura V-3. Y, c) en el caso de las
aleaciones concentradas, el gráfico es el correspondiente a la figura V-4.
Feliú y Luis (19), analizando el proceso mediante el método de “Gráficas de
Flujo”, proponen que para metales puros o aleaciones muy diluidas el mecanismo
de cierre se produce debido al choque de los frentes columnares de solidificación,
a lo que llaman “mecanismo Base”, y, en el caso de las aleaciones más
concentradas debido a la característica pastosa de la aleación, el bloqueo se
produce en la punta, por la solidificación de una zona Equiaxial dendrítica
arrastrada durante el proceso. En el primer caso, indican que el estrangulamiento
tiene lugar en un punto cercano a la entrada del canal (cuando el metal ha perdido
su sobrecalentamiento), pues Allí la solidificación se completa primero por iniciarse
antes. En el caso de metales de pureza reducida y con muchas de las aleaciones
diluidas y concentradas, proponen que la obstrucción en el canal se desarrolla de
preferencia en la extremidad de avance (o punta), del flujo metálico, y, por
consiguiente, que parte de la solidificación debe ocurrir a través de la formación de
cristales equiaxiales que, arrastrados por el flujo del metal, motivan finalmente su
46
obstrucción; a este efecto lo llaman “mecanismo punta”. Esta proposición es muy
similar a la de Niesse y coautores (30).
Morales y coautores (28) mediante experiencias desarrolladas con aluminio y
aleaciones Al-Cu, representadas por medio de “graficas de flujo”, método similar al
desarrollado por Feliú y coautores (19), definieron la “Longitud Crítica” de los
ensayos de fluidez, como un punto único en donde se produce la obstrucción del
flujo metálico debido al avance bidireccional del frente de solidificación en los
metales puros y cuya característica es la que puede apreciarse en la figura V-5. El
análisis del modelo es el siguiente:
En la región I la solidificación no existe; en la región II, la solidificación se inicia y
avanza en presencia de un sobrecalentamiento que va decreciendo
constantemente. Como consecuencia, el máximo crecimiento de la interfase
sólido-líquido ocurre en la longitud crítica “Lc”. La región III corresponde a la
coexistencia de líquido y sólido a la temperatura de fusión. Este mecanismo,
proponen, puede extrapolarse a las aleaciones, en donde la interfase sólido líquido
no es plana y el mecanismo de multiplicación dendrítica puede cambiar los
resultados de fluidez.
Los métodos de análisis anteriores no involucraron ningún tipo de observación
directa sobre el mecanismo de cierre, siendo su mayor fundamentación de tipo
teórico.
Aguilar Rivas y Biloni (4), investigaron el mecanismo de cierre en probetas de
fluidez lineal a diferentes sobrecalentamientos, de aleaciones Al 0.5% Cu,
mediante la observación macroscópica y microscópica de las estructuras y
subestructuras de segregación de las secciones longitudinales de las probetas.
Las conclusiones a las que llegaron, son las siguientes:
a. Los patrones de segregación muestran claramente el mecanismo de cierre que
se efectúa durante el inicio de la solidificación de las aleaciones diluidas, por lo
que para el caso de la interfase inestable por la adición de 0.5%Cu, el frente
propuesto por Morales y coautores (25), figura V-5, sufre la modificación que
se aprecia en la figuraV-6, pero a la vez avala la generación de dicho frente.
47
b. El análisis del frente propuesto es el siguiente: En la región I, el fenómeno es
similar al de la figura V-4, correspondiente a la pérdida de sobrecalentamiento.
El punto en donde el crecimiento de la interfase sólido líquido puede ocurrir en
la presencia de un sobrecalentamiento cercano a cero, define la longitud crítica
Lc. En la región II, la solidificación ocurre en presencia de un
sobrecalentamiento que arranca de Lc; y, en la región III, el perfil del frente de
solidificación corresponde a condiciones térmicas análogas a la de la longitud
crítica. El cierre de la vena líquida ocurre a Lc y entonces la longitud Lf queda
definida.
c. La inestabilidad de la interfase sólido–líquido y el efecto del flujo del metal
líquido provocan el mecanismo de multiplicación y los cristales equiaxiales,
arrastrados, delinean claramente el perfil de solidificación.
d. En resumen, cuando la vena líquida se cierra en Lc, la región III es ocupada por
granos columnares que arrancan de las paredes del molde, más los granos
equiaxiales generados por el mecanismo de multiplicación. La región II
contiene algunos granos arrastrados a lo largo del sistema fluido, pero que
fueron atrapados por los granos columnares o por la estricción del canal en Lc.
La región I es completamente columnar porque el cierre de la vena en Lc
bloquea la entrada del nuevo líquido sobrecalentado. Los resultados obtenidos
avalan el mecanismo propuesto por Morales y coautores (28), para el cierre de
la vena líquida en metales puros.
e. Di Sabatino (16 ), en investigaciones recientes, realizando ensayos de fluidez
con procedimientos similares a los anteriormente citados, en aleaciones de
aluminio, entre otros resultados, avala los frentes propuestos por Niesse y
Flemings, pero no realiza ninguna justificación técnica ni metalográfica que los
justifique.
3. Investigación y Métodos Experimentales.
El autor, basado en observaciones metalográficas sobre probetas obtenidas
mediante los ensayos de fluidez citados (1) (4), en aluminio 99.99% y aleaciones
diluidas y más concentradas de Al-Cu comprobó la repetición de los conceptos
48
propuestos en el trabajo (4), y, que a continuación se describen, avalando la
ocurrencia propuesta.
3.1. Equipo
Para la realización de los ensayos experimentales, se procedió a la obtención de
probetas de fluidez, mediante la utilización de un equipo de vacío, diseñado y
construido, iniialmente, por el grupo de Biloni, y, adaptado y complementado por
quien suscribe, a los fines de realizar los ensayos correspondientes, como parte
de los trabajos (3) y (4), en la División de Solidificación y Fundición de la Comisión
Nacional de Energía Atómica de Argentina, consistente en un canal de placas
paralelas de cobre pulido hasta papel esmeril 600, en donde el metal es obligado a
fluir por aplicación de vacío. Tanto el equipo como las técnicas empleadas,
cumplen con las siguientes condiciones (28): a) Las paredes del canal se
comportan comosemiinfinitas, b) La sección del canal excluye la influencia de la
tensión superficial, c) No hay efecto de las paredes laterales en la extracción
calórica debido a una adecuada relación ancho/espesor del canal.
3.2. Aleaciones utilizadas.
Se utilizó aluminio de pureza 99.99% y aleaciones Al-Cu con tenores crecientes de
cobre de .5%, 1%, 2% y 5%. La pureza de los metales originales fue de 99.99%.
3.3. Procedimiento Experimental.
Con el objeto de identificar claramente la diferencia de las estructuras de
solidificación que definen el mecanismo de cierre durante los ensayos de fluidez,
se procedió a la ejecución de tales ensayos, tratando de realzar los efectos de de
segregación de las estructuras que permitieran la interpretación de las mismas,
mediante el análisis metalográfico, macro y microscópico. Para ello, los ensayos
se efectuaron variando los parámetros externamente controlables, como lo son la
presión efectiva de colada y el sobrecalentamiento, lo cual se realizó de la
siguiente forma:
49
a. Se mantuvo la temperatura constante y se varió la presión efectiva de colada
entre valores menores y mayores a la altura metalostática real, lo que permite
obtener diferentes concentraciones de la zona equiaxial en la estructura de la
probeta, debido al efecto de la multiplicación cristalina definido en los capítulos
anteriores. De esta manera, se escogió una presión efectiva capaz de permitir
un alto grado de resolución sin alterar totalmente la estructura columnar. Vale
observar que los resultados con valores de presión menores a los reales no
arrojaron resultados satisfactorios.
b. Se mantuvo la presión efectiva constante mayor que la altura metalostática
real, y se varió el sobrecalentamiento, con el objeto de obtener diversos
valores de Lf (longitud de fluidez), y, poder analizar, con mayor amplitud de
resultados, las zonas en donde se produce la estrangulación de la vena líquida.
Esto se aplicó a las aleaciones Al 99.99%, Al 0.5% Cu, Al 2% Cu y Al 5% Cu.
Vale observar que para el caso de las aleaciones con cantidades de soluto
menores de 0.5% no fue posible obtener resultados aceptables a presiones de
colada iguales a la normal, por lo que las únicas probetas con resultados
repetitivos y que fueron consideradas adecuadas para su análisis posterior, fueron
aquellas obtenidas con presiones efectivas mayores a la normal.
3.3.1 Técnicas Metalográficas.
Las técnicas metalográficas se realizaron bajo dos conceptos distintos. Las
primeras buscando el contraste adecuado para la observación macrográfica que
pudiera dar un detalle de conjunto, y las segundas buscando los efectos
micrográficos. Sin embargo, en ambos casos se realizó el desbaste hasta papel
esmeril 600 con detergente común, y eventualmente, se ensayó el pulido con
polvo de diamante de siete micrones cuando ya no se continuaba con pulido
electrolítico.
Para las observaciones macrográficas y micrográficas se realizó el ataque con el
reactivo Keller modificado, durante períodos de 5 segundos. La composición de
este reactivo es la siguiente:
Ácido fluorhídrico 5.0%
50
Ácido nítrico 1.5%
Ácido clorhídrico 3.0%
Agua oxigenada 5.0%
Agua destilada resto para 100%
Con el fin de tener una visión microscópica de conjunto, en los cortes
longitudinales de las probetas, se realizó el pulido electrolítico de las mismas de la
siguiente manera: En un vaso de precipitar, se coloca un cátodo de aluminio y, el
conjunto se introduce en un recipiente con hielo para mantener una temperatura
por debajo de los 100c. Con una pinza de aluminio, se sostiene la probeta con la
cara a pulir hacia arriba, girando a bajas revoluciones por medio de un motor
eléctrico pequeño. Tanto las muestras como las pinzas deben estar bien secas
para que no haya reacción del agua con el electrolito. La composición del
electrolito es la siguiente:
Ácido perclórico 10%
Glicerina 3%
Butilcellosolve 87%
Se emplearon tiempos de pulido entre 25 y 45 minutos, y, tensiones entre bornes
de la celda de 25 voltios. Este pulido se realizó en las siguientes aleaciones:
Al 0.5 % Cu, Al 1% Cu, Al 2% Cu y Al 5%Cu.
Para obtener información zonal microscópica más rápida, en el caso de las
aleaciones diluidas y del aluminio 99.99%, se aplicó el pulido electrolítico por
medio del equipo “Disa Electropol”, con el reactivo A-2. Este equipo permite hacer
simultáneamente el pulido y el ataque, pero en el caso de las aleaciones más
concentradas no se logró utilizar, pues deja picaduras en las mismas. Se
emplearon corrientes de 12 a 1.5 A/cm2 para el pulido y de 150 mA/cm2 para el
ataque, durante 8 segundos, teniendo cuidado de realizar el pulido con intervalos
de tiempo para evitar el sobrecalentamiento del electrolito.
La composición del reactivo A-2 es la siguiente:
100 ml de butilcellosolve
700 ml de etanol
12 ml de agua destilada
51
78 ml de ácido perclórico
4. Resultados:
De acuerdo a la metodología empleada, mediante el análisis metalográfico de las
subestructuras de segregación que caracterizan a las probetas de los ensayos de
fluidez, los resultados pueden concretarse en lo siguiente:
4.1 Mecanismo de Cierre
a. Aleaciones Diluidas:
El mecanismo de cierre de la vena fluida para las aleaciones diluidas, se
manifiesta por el choque de la estructura columnar, predominantemente
dendrítica, que crece a partir de las paredes del molde, tal como ha sido expuesto
por varios autores (30)(19)(28)(4), y, cuyo análisis se hiciera al principio de este
capítulo. Esto se demuestra mediante la observación de las macrografías de las
figuras V-7 y V-13 que corresponden a ensayos con Al 99.99% y Aleaciones Al
0.5% Cu, y, con las micrografías correspondientes al Al 99.99%, figuras V-9, V-15
y V-16. En las primeras se nota el efecto de la convección forzada, producida por
una presión de colada superior a la efectiva correspondiente a la altura
metalostática real.
b. Aleaciones Concentradas:
En este caso, el mecanismo de cierre se manifiesta por un efecto combinado del
descrito en el párrafo anterior y el efecto de la fricción de la zona multiplicada o
equiaxial, es decir, mientras el crecimiento columnar dendrítico tiende a juntarse
en el centro de la probeta a partir de las paredes del canal, las células
multiplicadas corriente arriba del lugar de cierre, crecen hasta que se produce una
fricción tan alta entre ellas mismas y con el frente dendrítico de la zona columnar,
que el flujo se para en el lugar de mayor fricción. Desde este punto, corriente
abajo, el resto del líquido solidifica a la temperatura de equilibrio y por el efecto de
la extracción calórica desde las paredes del molde. Este efecto puede notarse en
las figuras V-10/12, que muestran las micrografías de probetas de ensayos
52
realizados con sobrecalentamiento nulo y convección forzada para las aleaciones
empleadas de 0.5, 1 y 2% Cu, y, la figura V-14 que muestra las macrografías de Al
2% Cu, para sobrecalentamientos de 30 y b40ºc y presión efectiva superior a la
normal.
4.2. Frente de Solidificación:
Al analizar detenidamente las macrografías de las figuras V-13 y V-14, resulta fácil
observar que el frente de solidificación en la zona anterior a la zona de cierre,
partiendo de la cola de la probeta. corresponde, en una interpretación intermedia,
a los frentes propuestos por Flemings, Niesse y coautores (23)(30), y, Morales y
coautores (28), o sea, a la zona de coincidencia de ambos grupos, en que las
zonas columnares creciendo desde las paredes del canal se encuentran. Luego
se encuentran con la zona equiaxial. Esto no resulta difícil de interpretar si se toma
como primer punto de choque, de las zonas columnares, al definido por la primera
aparición de estos partiendo de la punta de la probeta hacia atrás. En este lugar,
pareciera que la mayoría de las zonas multiplicadas lograron pasar hacia la punta
antes de que se verificara el primer cierre. Por otro lado, las zonas multiplicadas
rezagadas permiten apreciar que coexistieron con la zona columnar antes de que
se produjera el cierre, por lo que cabría interpretar que el frente de solidificación
en esta parte de la probeta fue generado por una evolvente como la sugerida por
morales y coautores (28), parte II de la figura V-5. Esto queda avalado con la
interpretación de las macrografías de las figuras V-13 y V-14, y, las micrografías
de las figuras V-9 a la 12 y V-17, tal como fuera propuesto por Aguilar Rivas y
Biloni (4).
5. Análisis de los Resultados.
Al tenor de los resultados, según puede observarse en las figuras
correspondientes, de la V-7 a la V-17., las diferencias entre los resultados de las
experiencias realizadas con diferentes presiones, pueden apreciarse claramente
en las figuras V-7/9 y V-16/17, correspondientes, las primeras, macrografías y
micrografías de Al 99.99% de pureza, con sobrecalentamiento nulo, en donde el
53
efecto de la convección forzada que, al producir una alta densidad de las
estructuras equiaxiales por el efecto de la fragmentación cristalina, permiten ver
claramente el avance de la solidificación que arranca en forma columnar desde las
paredes del molde, lo que no ha sucedido en los ensayos con diferentes
características térmicas y con presión efectiva normal, que se pueden apreciar en
las micrografías de las figuras V-15 y V-16, en donde las estructuras columnares
llegan a encontrarse sin ningún obstáculo.
Por otro lado, el efecto anterior no se logró en aleaciones Al 5% Cu, aún a presión
efectiva normal, eliminando el efecto de la convección forzada, ya que en estos
casos la multiplicación cristalina por convección natural es muy alta. Ver figura V-
17.
De acuerdo a los efectos de la convección forzada sobre la estructura de las
probetas, es posible determinar metalográficamente la presencia de dos zonas
cristalinas bien identificadas, una columnar y otra equiaxial, cuya separación
queda marcada por el límite de la zona columnar, cuya evolvente representa el
perfil de solidificación a partir del lugar de estricción corriente abajo. De esta
manera, se puede hacer la comparación con los mecanismos de cierre propuestos
por Flemings, Niesse y coautores (23)(30), y Morales y coautores (28) en trabajos
anteriores. Este método debe seguirse con especial cuidado, tomando en cuenta
que las aleaciones más diluidas presentan frentes de solidificación columnar con
menor cantidad de ramificaciones dendríticas y, por consiguiente, la zona
multiplicada es menor. Por el contrario, conforme se aumenta la cantidad de
soluto, la estructura columnar a partir de las paredes del molde se hace más fina y
más copiosa, repercutiendo en una mayor cantidad de zonas multiplicadas. En
síntesis, con el aumento de la cantidad de soluto en la zona de solubilidad, la zona
multiplicada aumenta con el mismo, como se puede observar siguiendo la
secuencia de las micrografías.
Por otro lado, el aumento de los sobrecalentamientos para una dada aleación y
una presión efectiva constante, disminuye la cantidad de zonas multiplicadas
como puede apreciarse en las macrografías V-13 y V-14, sin embargo, permite
observar con mayor claridad, la forma de cierre de la vena flujo abajo y la zona de
54
finalización del mismo. Las micrografías de la figura V-17 avalan lo expuesto en el
caso de las aleaciones Al 5% Cu que corresponden a probetas con presión
efectiva normal, pero con sobrecalentamiento de 40º C.
6. Discusión y Conclusiones.
En el presente trabajo, como en el de la ref. (4), se ha recurrido, como instrumento
indiscutible, al análisis de las subestructuras de segregación, que permiten la
observación clara del desarrollo de los frentes de solidificación en las aleaciones.
En el caso de las aleaciones diluidas y ligeramente concentradas, la inestabilidad
de la interfase sólido-líquido permite la manifestación de los mecanismos de
multiplicación en el camino de la vena líquida en contacto con la misma y la
fragmentación cristalina revela la formación del perfil del frente de solidificación.
De esta manera, el uso de las aleaciones Al-Cu, combinado con la aplicación de
las técnicas metalográficas adecuadas proporciona detalles muy claros sobre los
mecanismos de solidificación involucrados en el bloqueo de la vena líquida
durante los ensayos. El análisis de los fenómenos que se desarrollan durante el
proceso puede hacerse de la siguiente forma, tal como fuera expuesto en el
trabajo anterior (1):
a) Independientemente del modo de solidificación de los metales puros y las
aleaciones diluidas, es decir que solidifiquen con frentes planos o con
interfases inestables, el metal líquido inicia su recorrido en el canal hasta
que pierde su sobrecalentamiento a través del contacto con las paredes del
mismo. En este lugar, el primer liquido que entra en contacto con las
paredes del molde que no han sido tocadas, inicia la solidificación debido al
sobreenfriamiento a causa del contacto.
b) El nuevo liquido sobrecalentado que entra constantemente al canal, al llegar
al punto donde se inicio la solidificación no ha perdido tanto
sobrecalentamiento como el primero, por lo que alcanza a realizar una
refusión parcial en el metal ya solidificado y avanza un ∆L corriente abajo
iniciando también su solidificación (siendo “L” la longitud del canal). En esta
zona, en presencia de un sobrecalentamiento cercano a cero, la capacidad
55
de extracción calórica del molde permite el progreso del frente que solidifica
hasta que la obstrucción del flujo sucede. A partir de esta zona, de acuerdo
a los perfiles de solidificación manifiestos en las gráficas de las figuras V-5
y V-6 líquido y sólido coexisten a la temperatura de equilibrio y al no existir
fuerza motriz que permita el flujo de la zona pastosa, la solidificación se
completa y la longitud de fluidez “Lf” queda definida.
c) En el caso de los metales puros, la estabilidad de la interfase sólido-líquido
permite el avance el frente columnar bidireccionalmente en presencia de
líquido sobrecalentado hasta que ambos frentes chocan. Pero en el caso
de las aleaciones diluidas, el liquido sobrecalentado que pasa en frente de
la interfase inestable sólido-líquido, provoca el mecanismo de multiplicación
por la fragmentación de las ramificaciones dendríticas, arrastrándolas
corriente abajo, en donde crecen por las condiciones termodinámicas. El
contraste entre la estructura columnar y la equiaxial debido al efecto de la
multiplicación permite delinear claramente el perfil del frente de
solidificación.
d) Como puede observarse en la figura V-13 el perfil de frente de solidificación
de las aleaciones diluidas corresponde al de la figura V-6, similar al frente
propuesto para metales puros por Morales y coautores (28), y cuya
alteración debido al efecto de la convección forzada sobre una interfase
inestable se puede caracterizar de la siguiente manera, mientras se
aprecian las macrografías: (figuras V-13 y V-14)
i) La región de la cola de las probetas, corresponde a choque de las
estructuras columnares que avanzan en un líquido sobrecalentado hasta
encontrarse.
ii) La región del centro contiene una serie de granos equiaxiales producidos
por el efecto de la convección que han quedado atrapados por los
frentes de solidificación bidireccional o que han sido los causantes de la
estrangulación por el efecto de la alta fricción entre sí mismos y con
propios frentes dendríticos.
56
iii) En la región de la punta, se nota el crecimiento de granos columnares
desde las paredes del molde, en coexistencia con una zona equiaxial densa
debido al arrastre de la fragmentación cristalina, que en el caso de los
metales puros no se presenta debido a la estabilidad de la interfase sólido-
líquido en el frente de solidificación.
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CAPÍTULO VI
CONCLUSIONES GENERALES
Con base en los resultados experimentales que fundamentan este trabajo y los
existentes en la literatura, puede concluirse en lo siguiente:
1. La morfología de las estructuras de solidificación correspondientes a las
probetas de los ensayos de fluidez, y, el modo de solidificación del metal líquido,
está siempre condicionada por los siguientes aspectos:
a) La pureza del metal o su concentración de soluto.
b) La capacidad de extracción calórica del molde, que actúa directamente
sobre el tamaño cristalino de la estructura.
c) Las características superficiales del sustrato, que definen la densidad de
la nucleación cristalina.
d) El coeficiente de transferencia calórica “global” en la interfaz
metal/molde como resultante de los efectos referidos en a, b y c.
e) La presión de colada que influye directamente en la caracterización del
flujo metálico y que puede llegar a alterar las características
morfológicas de las estructuras resultantes debido a los efectos de la
convección natural o forzada. Nótese claramente en la comparación de
las figuras V-15 y V-16.
2. El mecanismo de cierre de la vena líquida está directamente influenciado por la
morfología natural de las estructuras de solidificación, independientemente del
grado de sobrecalentamiento, o sea la temperatura de colada.
3. El perfil del frente de solidificación de los metales puros y aleaciones diluidas,
es el correspondiente a las figuras V-5 y V-6 respectivamente, tal como fuera
propuesto por Morales y coautores (28) y Aguilar Rivas y Biloni (4).
4. El mecanismo de cierre de las aleaciones más concentradas, según se puede
extrapolar de las características observadas en las probetas de Al 5% Cu, coladas
con sobrecalentamiento, figura V-17, se debe fundamentalmente al efecto de la
alta fricción intergranular entre una zona equiaxial producto de la multiplicación
71
cristalina y una zona columnar bidireccional que avanza desde las paredes del
molde, hacia el centro de las probetas, o bien únicamente al primer efecto
señalado.
5. Tomando en cuenta lo expuesto en los párrafos anteriores, se concluye en que
el mecanismo de solidificación afecta directamente los resultados de fluidez, y, de
esta manera, se confirma el planteamiento hecho en la hipótesis, en lo referente
a que dicho mecanismo es el responsable de la magnitud del segundo estadio de
la gráfica representativa, cuando el metal fluido ha perdido todo su
sobrecalentamiento, y se han tomado en cuenta los efectos de la presión
metalostática y el coeficiente de transferencia calórica en la interfaz metal-molde.
72
BIBLIOGRAFÍA
1. Aguilar Rivas Roberto A. Fluidity of Al-Cu Alloys With No Superheats and
Solidification Mechanisms. Dr. Sc. Thesis. Atlantic International University, (2011), Honolulu. Hi. U. S. A.
2. Aguilar Rivas R. A. y Biloni H., Fluidez de Aleaciones Al-Cu con Sobrecalentamiento
Nulo. PMM, OEA-CNEA, (1977), Argentina. 3. Aguilar Rivas R. A. and Biloni H., Fluidity of Al-Cu Alloys with Zero Superheat.
Zeitschrift für Metallkunde, Bd. 71 (1980) H.4 P. 264-268. Germany. 4. Aguilar Rivas R. A. and Biloni H., Vein Closing Mechanism in Fluidity Tests of Dilute
Al-Cu Alloys. Zeitschrift für Metallkunde, Bd. 71 (1980) H.5 P. 309-311. Germany.
5. Biloni H. and Chalmers B., Trans. Met. Soc. AIME, 233, 373 (1965). 6. Biloni H. and Chalmers B., Origin of the Equiaxied Zone in Small Ingots. Harvard
University, (1966). 7. Biloni H., Di Bella R., Morando R. Kiss F. J., Relationship Between Segregation
Subestructures and Casting Structures. CNEA, (1967), Argentina. 8. Biloni H. and Morando R., On The nature of The Chill Zone in Ingot Solidification.
Trans. AIME, Vol. 242, June (1968), 1121.
9. Biloni H., Relación Entre Las Estructuras de Segregación y las Estructuras de Fundición. PMM/R-66, OEA-CNEA, (1971), Argentina.
10. Bower T. F. And Flemings M. C. Trans. TMS-AIME, 1967, vol. 239, P. 216. 11. Cahn R. W. and Haasen P., Physical Metallurgy. Third Edition, North Holland Physics
Publishing, (1983). 12. Calvo C. y Biloni H., Segregación Celular Dendrítica en Aleaciones Al-1%Cu. PMM,
CNEA-OEA, C-25, Argentina, (1970).
13. Calvo C. y Donoso E. Aplicación de la Técnica de Decantación al Estudio de Estructuras de Solidificación. CENIM, Vol. 10 (1974), Núm. 5.
14. Chalmers Bruce, Physical Metallurgy. J. Wiley and Sons, (1962), N. Y. 15. Chalmers B., Principles of Solidification. J. Wiley and Sons, (1964), N. Y. 16. Di Sabatino Marisa, Fluidity of Aluminum Foundry Alloys. Ph. D. Tesis, Norwegian
University Of Science and Thecnology, (NTNU), Set. (2005). Trondheim. 17. Fainstein D., Bolling, Super Dendritic Growth. Journal of Crystal Growth, 28 (1975)
311-318.
73
18. Feliu Sebastián, Luis Leandro, Siguin Dionisio and Alvarez José, Grafs of Flow. A New
Method for Determining the Ability of Metals and Alloys to Flow. AFS Trans., Vol. 70, (1962), P. 838,
19. Feliu Sebastián y Luis Leandro, Posibilidades de Flujo de Metales dentro de Moldes y
su Relación con el Proceso de Solidificación. Rev. Metal. CENIM, Vol. 2, (1966), Num. 1.
20. Fisolo J. S., Gino V., Biloni H., Flujo de Aluminio a través de Canales Cerrados. PMM,
OEA-CNEA, (1971), C-135, Argentina. 21. Flemings M. C., Adams C. M., Hucke E. E. and Taylor H. F., Metal Solidification in a
Flowing Stream. AFS Trans., Vol. 64, (1956).
22. Flemings M. C., Niiyama E. And Taylor H. F., Trans. AFS, Vol. 69, P. 625, 1961.
23. Flemings M. C., Solidification Processing. Mc Graw-Hill, 1974. N. Y. 24. Jackson K. A., Liquid Metals and Solidification. ASM Seminar, (1958), P. 174.
Cleveland. 25. Jackson K. A., Hunt J. D., Hulman D. R. and Seward T. P., On the Origin of the
Equiaxied Zone in Castings. Trans. AIME, Vol. 236 (1966), P. 149. 26. Kiss Francisco José, Estudio de las Morfologías de Crecimiento Cristalino en
Diferentes Procesos de Solidificación en Aluminio y sus Aleaciones. Tesis Doctoral, U. N. de Cuyo, (1974), Argentina.
27. Morales Torres Álvaro, Efecto de la Naturaleza de la Superficie del Molde Sobre la
Transferencia Calórica en el sistema Metal-Molde y las Estructuras Resultantes. Tesis Doctoral, Universidad Nacional de Rosario, (1975), PMM/T-187. Argentina.
28. Morales Álvaro, Fisolo Jorge J. y Biloni Heraldo, On the Nature of the Fluidity Property
Z. für Metallkunde, Bd 68 (1977) 180. 29. Morales A., Gliksman M. y Biloni H., The Influence of mold wall Microgeometry on
Casting Structure. Sheffiel International Conference on Solidification and Casting. (1977).
30. Niesse J. E., Flemings M. C. and Taylor H. F., Application of Theory in Understanding
Fluidity of Metals. AFS Transactions, Vol. 67 (1959), P. 685. 31. O´Hara S., and Tiller W. A., On the Mechanisms of Crystal Multiplication During
Solidification in the Presence of Fluid Motion. Trans. AIME, Vol. 239 (1967), P. 276. 32. Pires O. S., Prates M. y Biloni H., Solidificación Unidireccional de Metales Puros en
Sistemas Metal-Molde Semiinfinitos y Sobrecalentamiento Nulo. Aplicación al Caso del Molde Refrigerado. PMM/I-220, CNEA (1972), Argentina.
74
33. Prates Mauricio, Influencia de la Capacidad de Extracción Calórica del Sistema Metal-Molde Sobre el Proceso de Solidificación. Tesis Doctoral, Universidad Nacional del Sur, Argentina, (1971), PMM/T78.
34. Prates M. Fissolo J. J. y H. Biloni, Solidificación Unidireccional de Metales. Parámetros
que Controlan la Ley del Crecimiento. PMM/CNEA-OEA, C57 (1971). Argentina. 35. Prates M. and H. Biloni, Variables Affecting the Nature of the Chill Zone. Met. Trans. V.
3(1972), P. 1501. 36. Prates M., y Biloni H., Zona Chill de los Lingotes. Parámetros que Controlan la
Estructura de Solidificación. PMM/CNEA-OEA (1972), Argentina.
37. Pucher Philip, Effect of Compositional Variations on Mechanical and Fluidity
Performance of the Aluminun Cast Alloy AlSi9Cu3 (A226). International PhD Foundry Conference. June (2009).
38. Pucher P., Antrekowitsch H., Boettcher H., Kaufman H. And Huggo Witzer P. J.,
Influence of Compositional Variations on Microstructural Evolution Properties and Fluidity of Secondary Foundry Alloy AlSi9Cu3. Int. J. of Cast Metals Res. V. 23, 6(2010) 375-383.
39. Rabinovich R., Inicial Metal-Mould Heat Exchange. Russian Casting Productions,
(1967), P. 276. 40. Rabinovich R, Comparability of Fluidity Test Results. Russian Casting Productions.
Oct. (1971), P. 436. 41. Ragone D. V., Adams C. M. and Taylor H. F., A New Method for Determining the Effect
of Solidification Range in Fluidity. AFS Transactions Vol. 64 (1956), P. 653. 42. Román J. F., Solari M. y Biloni H., Estructuras en Colada Semicontínua de Aleaciones
de Aluminio. PMM CNEA-OEA, I-228, (1977), Argentina.
43. Solari M. y H. Biloni, Microsegregación en Aleaciones. PMM, CNEA-OEA, I-232. (1977), Argentina.
44. Taghaddos E., Hejazi M. M., Taghiabadi R., Shabestary S. G., Effect of Iron
Intermetallics on the Fluidity of 413 Aluminum Alloy. Journal of Alloys and Compounds, Vol. 468(2009) 539-545.
Otras Consultas:
Atlantic Internacional University, Guía del Estudiante, Programa de Doctorado: Contorno o Plan de Tesis. (2010) Honolulu, Hi., USA. Álvarez Mejía W., Guía para la presentación de Informes Científicos. USAC (2008). Internet.
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Hernández Sampieri R., Fernández Collado C., Baptista Lucio M. del P., Metodología de la Investigación, Best Seller, 5ª. Ed. (2010). McGraw-Hill, México.
Saravia Gallardo M. C., Metodología de la Investigación Científica. Ene. (2006). Web www.conacyt.gov.bo
Murillo Hernández W. J., La Investigación Científica. Internet.
Roger Riviere J., Metodología de la Documentación Científica. (1975). Confederación Española de Cajas de Ahorros. Madrid, España.