COMUNICACION-BREVE / SHORT COMMUNICATION

Sub estructuras de Solidificación de una Aleación Comercial de Aluminio

Ornar Quintero Sayago y Carolina Hurtado

Escuela de Ingeniería Metalúrgica y Ciencia de los Materiales, Universidad Central de Venezuela, Apartado51717, Caracas 1050A, Venezuela.

Se muestran las diferentes morfologías que presentan las subestructuras generadas al solidificar una aleación comercial de Alu-minio - 0.0 1% Vanadio a una velocidad de 0.6 °ClminoSe observan intrusiories cuyas uniones progresan hacia el centro del lín-gote y se discute su presencia como una consecuencia del subenfriamiento constitucional generado durante el avance dela interfaz.

Solidification Substructures in a Commercial Aluminum AlIoy

Solidification rate of 0.6 °C/min on commercial Al -0.01 % V alloy produces different substructure morfologies. Intrusionsand their progressive linkage frorn the border through the ingot center are observed. Their presence as a consequence of cons-titutional supercooling is díscussed, '

INTRODUCCION

La mayoría de los metales y las aleaciones comer-cialmente puros, solídífícan mediante crecimiento,celular o dendrítico [1] presentándose variacionesmorfológicas durante ese crecimiento cristalino, queson muy variados y que dependen de factores intrín-secos del proceso.

La morfología dendrítíca e~ímuy importante,debido a que influye tanto en las propiedades físicas,químicas y mecánicas como en la forma de la rnicro-segregación; en especial, durante las últimas etapasde la solidificación. El crecimiento de las puntasdendrí ticas, cuando se describe mediante criterios deuna solución matemática única, conduce a discre-pancias entre la teoría y los resultados experimenta-les; esto es debido principalmente, a que la dendrita

: que posee un radio óptimo crece más rápido que lasdemás [2]. Este criterio, sin embargo, no se basa enningún mecanismo particular que produzca cambiosen la morfología de esa punta dendrítíca.

Es un hecho reconocido que tanto la crístalogra-fía de la:aleación como la orientación de la interfazsólido-líquido afectan su morfología; sin embargo,cuando se produce el crecimiento de las celdas a bajasvelocidades, su dirección de crecimiento es perpen-dicular a la interfaz sólido-líquido, independiente de

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la orientación cristalográfica [1]; siendo el subenfría-miento constitucional la fuerza para el crecimientoinicial Sin embargo, después que se ha producidocierto volumen solidificado, hay otros factores con-trolantes de ese crecimiento que son [3]: 1) pequeñasvariaciones localizadas de la temperatura, 10 cual esdebido a que las conductividades térmicas tanto en ellíquido como en el sólido son diferentes; y/o 2) elefecto de la curvatura de la interfaz sobre la tempera-tura de equilibrio.

Fundamentalmente, los factores que afectan a lavelocidad de crecimiento son [4]: la cantidad de áto-mos que llegan a la superficie; la estructura 'que poseeesa superficie, la cual depende del cambio de poten-cial químico entre las fases líquida y sólida con lainterfaz; y del proceso cooperativo que permite laformación de esas nuevas capas, Los dos primerosfactores establecen la velocidad de movimiento de lainterfaz sólido-líquido y el último, define la dírecciónde crecimiento; por supuesto, todo depende del flujode extracción de calor del sistema,

En el presente trabajo, sus autores muestran,mediante el uso de microscopía óptica, que bajo .con-díciones de enfriamiento muy lento en una aleacióncomercial, hay generación de sub estructuras que sonsimilares a ls mostradas en la literatura [1,5-8] paracondiciones de solidificación unídíreccíonal, '

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EXPERlMENTAClON

La aleación multicomponente usada, fue donadapor la empresa VENALUM, cuyo certificado de cali-dad está dado en la Tabla l.

TABLA 1COMPOSICION QUIMICA.

PORCENTAJE EN PESO

Al Si Fe Mn Mg Ti Z" Ga V99.79 0.05 0.12 0.001 0.01 0.006 0.001 0.02 0.01

Una pequeña muestra de esta aleación, de di-mensiones: 50 rnrn 0 y 30 mm de altura, se calentóhasta 760°C y se dejó enfriar dentro de un hornoThermolyne, modelo FA-1850-1. Utílizando un ter-mopar. Chrornel-Alumel de 0.5 mm de diámetro nospermitió determinar que la velocidad de enfria-miento promedio fue de 0.6 °C/min.

Para su observación metalográfíca, se cortó untrozo a 20 mm del fondo del crisol de grafito usado,efectuándose el ataque químico con HF al 0.5%durante 5(segundos.

RESULTADOS

La Fig. 1, es una fotomacrografía correspon-diente a la zona intermedia del lingote, en condicio-nes de vaciado.

La Fig. 2, corresponde a una zona cercana alborde externo; en el área central inferior, "A", se venlas intrusiories de las intercaras que se unen para for-mar sendas. En la zona central superior, se observanceldas elongadas.

La Fig. 3, típifica a la zona ínternedia y en ellas seevidencian: la macrosegregación, la formación debordes de gran ángulo entre las dendritas que ibancreciendo a partir de la interfaz sólido-líquido y laclara manifestación de líquido subenfriado en laszonas de unión entredendritas "C", donde hayposible presencia de porosidades.

LaFig.4, caracteriza a la zona central del lingote;'se advierte que la morfología es celular equiaxial, contendencia a ser hexagonal de tamaño no uniforme;también se aprecia una notable segregación entreceldas.

Las Figs. 5 y 6, evidencian la morfología de creci-miento de la iríterfaz, en una zona cercana al borde deextracción de calor:

La Fig. 7, corresponde a una zona central del lín-gote: se observan los bordes suaves de la interfaz no-facetada: En la zona" A", se ha producido una ranuraen la interfaz equilibrada,

,"

DISCUSION

La macroestructura de la Fig. 1 presenta la típicaestructura dendrítíca de las piezas vaciadas, dondeclaramente son observables los brazos dendríticossecundarios y de mayor orden, En el lado izquierdo'de la foto, se visualiza el crecimiento de una dendritaprimaria en una dirección de abajo hacia arriba; además, se nota el crecimiento lateral dendrítíco y suernbastamiento, todo 10 cual es indicativo de la pre-sencia de un alto gradiente de temperatura en ellíquido.

Lasintrusiones de' segregación que muestra laFig. 2, están presentesdurante las primeras etapas dela evolución de la subestructura, donde hay una muyalta segregación de solu te, independientemente de laaleación considerada [7]. La evolución de la subes-tructura de segregación. se realiza a través del meca-nismo de nodos [8], sobre el cual se fundamenta eldesarrollo de las estructuras de segregación; el pro-bable origen de esos nodos [8] que viene a ser depre-siones de, la interfaz, es la intersección entre lasdislocaciones generadas durante el crecimiento cris-talino y la ínterfaz, Esta segregación, es posible quesuceda tanto en aleaciones diluidas como en metalesdonde hay pequeñísimas cantidades de impurezas,que son las responsables de la presencia de algúnsubenfriamiento constitucional' f71, ocasionandopor el flujo de átomos hacia las depresiones, antes deque exista la condición crítica desubenfriamíentoconstitucional. Este hecho se confirma en las Fígs, 5 y6, donde se aprecia un gran radio de curvatura de láinterfaz no-facetada, lo cual es una indicación de lapresencia de escaso subenfriamiento constitucionalcuando la velocidad de avance de la interfaz ligera-mente sobrepasa al valor límite del subenfriamientoconstítucional[z]. Lo'anteríór, conduce a la inestabi-lidad del frente planar y en consecuencia, cualquierprotuberancia proyectada dentro del líquido seráinestable [10] y tenderá a crecer. La forma que poseela punta dendrítica o celular es muy difícil de descri-bir de una manera que sea razonablemente precisa ensus cercanías, debido a que el líquido es no-homo-géneo [11]; aun cuando se han desarrollado modelosmatemáticos que experimentalmente se cumplenbajo condiciones específicas [2, 11]. Es interesantehacer notar, que estos' modelos no consideran elefecto del subenfriamiento cinético. Una expresióncúbica que interrelaciona la velocidad de creci-miento de la interfaz y el radio de la punta dendrítícao celular para explicar el comportamiento del crecí-miento de la interfaz sólido-líquido para aleacionesdiluidas al hacer, consideraciones basadas en el crite-rio de estabilidad. establece [2] que para circunstan-cias que ligeramente sobrepasan las condiciones parasubenfriamiento constitucional, produce morfolo-gías de la interfaz planar cuyo 'radio de curvatura es,muy grande y muy similares a las que mostramos enlas Figs.·5 y 6.

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Fig. 1

Fig. 3

Fig. 2

Fig.4

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Fig. 5. -

Fig. 6.

mente, mostrando intrusiones y su unión amedida que se avanza hacia el interior dellingote.

2. La formación de un amplio radio de curva-tura en elfrente de crecimiento es una indi-cación de la presencia de escaso subenfría-miento constitucional.

3. La creación de subenfriamiento constitucio-nal en esta aleación es una consecuencia dela alta segregación de soluto durante lasolidificación.

4. La combinación de condiciones de alto so-brecalentamiento junto al enfriamiento len-to, son las causas que originan la fina po-rosidad interdendrítica presente.

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En la Fig. 3, es fácil apreciar cómo se ha reducidoel espaciado entre celdas, zonas "B", probablementemediante el mecanismo de rámificaciones debido avariaciones en la velocidad de avance de la interfaz, aconsecuencia de pequeñas fluctuaciones tanto en elgradiente de temperatura como en el gradiente deconcentración delante de la interfaz sólido-líquido.En ella, vemos que las celdas elongadas en la zonacentral de la foto, sehan unido entre sí para producirun espaciado entre celdas en cercanías que es de apro-ximadamente la mitad del que muestran las de laFig.2.

Todas las microestructuras mostradas, presen-tan sub estructuras celulares, lo cual se demuestra enla Pig. 7, donde en la zona" A" se nota claramente dela formación de ranuras en la interfaz equilibrada,para pasar de un crecimiento inestable a otro estable[9], mediante el probable mecanismo [8] de segrega-ción lateral de soluto que induce nuevas ondasexpansivas de perturbación en la interfaz. La Fig. 4,evidencia el crecimiento celular dendrítico que pro-duce celdas equiaxiales, originadas a partir de brazosdendríticos que se han desprendido durante las pri-meras etapas de la solidificación, probablemente'mediante el mecanismo de multiplicación, para so-brenadar y crecer en un líquido ligeramente sub-enfriado.

La fina porosidad interdendrítica, observada enlas microestructuras, son características de las alea-ciones de base aluminio; 10que crea graves proble-mas en la producción de piezas de alta calidad, cuan-do no hay previa desgasificación, como es el!>resentecaso. Los diferentes procesos que pueden operar enel mecanismo deformación de esas porosidades son[12]: a) enriquecimiento de hidrógeno en el líquidodelante de la interfaz sólido-líquido; b) nuc1eaciónheterogénea u homogénea de burbujas; e) sobresatu-ración de hidrógeno en la estructura solídíflcada; y d)embastamiento de la porosidad debida a condicionesde insuficiente alimentación de metal líquido. Cree-mos, que la porosidad interdendrítica presente eneste trabajo se debe a hidrógeno disuelto, combinadocon las condiciones de solidificación [13], ocasionadapor los siguientes factores: el alto sobrecalentamien-to, la no utilización de desgasíficante alguno y lascondiciones de enfriamiento usadas.

CONCLUSIONES

1. La aleación comercial AI-o.OI% V, cuandosu enfriamiento es muy lento crece celular-

AGRADECIMIENTO

A la empresa VENALUM por la donación delmaterial utilizado y a la Organización de EstadosAmericanos, OEA, por el soporte financiero (C.H.) através del Proyecto Especial Procesos Metalúrgicos.

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