INSTITUTO POLITECNICO NACIONAL

ESCUELA SUPERIOR DE INGENIERIA QUÍMICA

E INDUSTRIAS EXTRACTIVAS

SECCIÓN DE ESTUDIOS DE POSGRADO

EFECTO DE LA ADICIÓN DE REFINADORES DE GRANO (Ti-B)

Y MODIFICADORES DE ESTRUCTURA (Na, Sr) EN LA

MICROESTRUCTURA Y PROPIEDADES MECÁNICAS DE

ALEACIONES Al-7%Si

T E S I S

QUE PARA OBTENER EL GRADO DE MAESTRÍA EN CIENCIAS

CON ESPECIALIDAD EN INGENIERÍA METALÚRGICA

P R E S E N T A

Ing. MARLENNE GONZÁLEZ NAVA

DIRECTOR DE TESIS:

Dr. ALEJANDRO CRUZ RAMÍREZ

México, D.F. Julio 2013

2

3

i

ÍNDICE

CONTENIDO i

LISTA DE FIGURAS iii

LISTA DE TABLAS vii

RESUMEN ix

ABSTRACT x

1. Introducción 1

2. Antecedentes 3

2.1 Generalidades 3

2.2 Clasificación de las aleaciones de aluminio 3

2.2.1 Aleaciones Aluminio-Silicio 6

2.3 Mecanismos de solidificación 7

2.3.1 Nucleación y fragmentación primaria 8

2.3.2 Crecimiento 12

2.3.3 Solidificación sin refinamiento de grano 12

2.3.4 Solidificación con refinamiento de grano 15

2.4 Reacción eutéctica principal 16

2.4.1 Reacciones posteriores al eutéctico principal 17

2.5 Efectos de la microestructura sobre las propiedades 18

2.6 Efecto de los elementos en las aleaciones Aluminio-Silicio 19

2.7 Refinamiento de grano de aleaciones Aluminio-Silicio 20

2.7.1 Refinadores Comerciales 21

2.8 Modificación del eutéctico Aluminio-Silicio 22

2.8.1 Modificación química con Na, Sr y Sb 23

2.8.2 Efecto de la modificación sobre la microestructura 26

2.8.3 Sobre modificación 29

2.9 Análisis Térmico 30

2.9.1Analisis Térmico Diferencial y Calorimetría de Barrido Diferencial 31

2.10Estado del Arte 32

ii

3. Desarrollo Experimental 34

3.1 Diagrama de flujo 35

3.1.1 Procedimiento Experimental 36

4. Resultados y Análisis 43

4.1 Análisis de Composición Química 43

4.2 Análisis cualitativo del fundente Coverall, refinador de grano nucleant y

modificadores de estructura simodal y Sr

44

4.3 Estructura de grano 47

4.4AnálisisMicroestructural 49

4.5 Medición del DAS 57

4.6 Análisis Microestructural mediante la técnica de MEB 58

4.7 Ensayos de dureza 65

4.8 Ensayos de tensión 66

4.9 Análisis Térmico Diferencial 71

5. Conclusiones 77

6. Referencias 79

iii

LISTA DE FIGURAS

Figura 1 Diagrama de fases Al-Si 6

Figura 2 Mecanismos de formación de cristales 9

Figura 3 Definición del potencial de nucleación 10

Figura4 Crecimiento de cristales en gradientes de temperatura diferentes 11

Figura 5 Origen de la formación de cristales en un molde vaciado en

condiciones estáticas

11

Figura 6 Origen de la formación de cristales en un molde con vaciado continuo 12

Figura 7 Curva de enfriamiento durante la solidificación de una aleación

AA1050, se considera una temperatura de 660°C

13

Figura 8 Perfil de solidificación y temperatura en molde metálico en la

condición de refinación

14

Figura 9 Potencia de nucleación de un núcleo en particular en función del

subenfriamiento

15

Figura 10 Parte inicial de una curva de enfriamiento de aluminio con

refinamiento

15

Figura 11 Esquema del crecimiento en forma acicular de un cristal de silicio, así

como también el crecimiento cristalino continuo

16

Figura 12 Temperatura en el centro de una aleación maestra 90%Sr-10%Al

disolviéndose en un baño de una aleación A356

24

Figura 13 Recuperación de estroncio agregado en una aleación fundida A356

contenido en una aleación maestra 90%Sr-10%Al a diferentes

temperaturas

24

Figura 14 Recuperación de estroncio en una aleación A356 a) Aleación con bajo

contenido de Sr y b) Aleación con alto contenido de Sr

25

Figura 15 Clasificación de niveles de modificación de estructura 27

Figura 16 Desarrollo de la microestructura clase 1 a clase 5 en una aleación

A356 adicionando diferentes cantidades de Sr

28

Figura 17 Micrografía de una aleación Al-7%Si con exceso de adición de

modificador

29

iv

Figura 18 Engrosamiento del Si causado por sobre modificación con 0.09%Sr en

una aleación A356, b) Fase Al4SrSi causada por sobre modificación en

una aleación A356

30

Figura 19 Representación esquemática de un Instrumento DTA y DSC 31

Figura 20 Diagrama de flujo del procedimiento experimental 35

Figura 21 Proceso de fundición, tratamiento de refinamiento, modificación y

vaciado de la aleación Al-7%Si

37

Figura 22 Espectrómetro de emisión óptica (de chispa) modelo Foundry Master 38

Figura 23 Equipos para determinar propiedades mecánicas a) Rockwell b)

Shimadzu

39

Figura 24 Dimensiones de probetas para pruebas de tensión ASTM E-8 40

Figura 25 a) Microscopio Óptico con analizador de imágenes y b) Microscopio

electrónico de barrido

41

Figura 26 Equipo de calorimetría marca TGA/DSC1 Mettler Toledo 42

Figura 27 Difractograma del refinador Nucleant 44

Figura 28 Difractograma del modificador Simodal 45

Figura 29 Difractograma del lingote modificador estroncio 46

Figura 30 Difractograma del fundente de cobertura y limpieza Coverall 47

Figura 31 Estructura de grano de las aleaciones fabricadas 48

Figura 32 Micrografías de la aleación Al-7%Si sin adiciones parte superior,

central e inferior de la probeta

50

Figura 33 Micrografías de la fusión 2 aleación Al-7%Si con adición del refinador

del refinador nucleant (Ti-B) parte superior, central e inferior de la

probeta

51

Figura 34 Micrografías de la fusión 3 aleación Al-7%Si con adición del refinador

del modificador simodal (base Na) parte superior, central e inferior de

la probeta

52

Figura 35 Micrografías de la fusión 4 aleación Al-7%Si con adición del refinador

del modificador base estroncio, parte superior, central e inferior de la

probeta

53

v

Figura 36 Micrografías de la fusión 5 aleación Al-7%Si con adición del refinador

del refinador nucleant y del modificador simodal (base Na), parte

superior, central e inferior de la probeta

54

Figura 37 Micrografías de la fusión 6 aleación Al-7%Si con adición del refinador

del refinador nucleant y del modificador base Sr, parte superior,

central e inferior de la probeta

55

Figura 38 Micrografías de la fusión 1, sin adición, (a) Micrografía 350x; (b)

Mapeo del Al, (c) Mapeo del Si: (d) Mapeo del Fe; (e) Micrografía

2500x; (f) Mapeo del Al, (g) Mapeo del Si y (h) Mapeo del Fe

58

Figura 39 Micrografías de la fusion 2, con adición del refinador de grano

nucleant, (a) Micrografía a 300X, (b) Mapeo del Al, (c) Mapeo del Si,

(d) Mapeo del Fe, (e) Mapeo del Ti (f) Micrografía a3000x; (g) Mapeo

del Al, (h) Mapeo del Si, (i) Mapeo del Fe y (j) Mapeo del Ti.

59

Figura 40 Micrografías de la fusión 3, con adición del modificador simodal (base

Na), (a) Micrografía 300x; (b) Mapeo del Al, (c) Mapeo del Si; (d)

Mapeo del Fe; (e) Micrografía a3000x; (f) Mapeo del Al, (g) Mapeo del

Si y (h) Mapeo del Fe.

60

Figura 41 Micrografías de la fusión 4, con adición del modificador base

estroncio, (a) Micrografía 300x; (b) Mapeo del Al, (c) Mapeo del Si;

(d) Mapeo del Fe; (e) Mapeo del Sr; (f) Micrografía a3000x; (g) Mapeo

del Al, (h) Mapeo del Si y (i) Mapeo del Fe y (j) Mapeo del Sr.

61

Figura 42 Micrografías de la fusión 5, con adición del refinador nucleant (Ti-B) y

del modificador simodal (base Na); (a) Micrografía 300x; (b) Mapeo

del Al, (c) Mapeo del Si; (d) Mapeo del Fe; (e)Mapeo del Ti; (f)

Micrografía a3000x; (g) Mapeo del Al, (h) Mapeo del Si; (i) Mapeo del

Fe y (j)Mapeo del Ti.

62

Figura 43 Micrografías de la fusión 6, con adición del refinador nucleant (Ti-B) y

del modificador base estroncio; (a) Micrografía 300x; (b) Mapeo del

63

vi

Al, (c) Mapeo del Si; (d) Mapeo del Fe; (e)Mapeo del Ti; (f)

Micrografía a3000x; (g) Mapeo del Al, (h) Mapeo del Si; (i) Mapeo del

Fe y (j)Mapeo del Ti.

Figura 44 Curvas esfuerzo vs deformación de la aleación Al-7%Si sin adición del

refinador y modificadores

67

Figura 45 Curvas esfuerzo vs deformación de la aleación Al-7%Si con adición del

refinador nucleant (base Ti-B)

67

Figura 46 Curvas esfuerzo vs deformación de la aleación Al-7%Si con adición del

modificador simodal (base Na)

68

Figura 47 Curvas esfuerzo vs deformación de la aleación Al-7%Si con adición del

modificador base Sr

68

Figura 48 Curvas esfuerzo vs deformación de la aleación Al-7%Si con adición del

refinador nucleant y del modificador simodal (base Na)

69

Figura 49 Curvas esfuerzo vs deformación de la aleación Al-7%Si con adición del

refinador nucleant y del modificador base estroncio

69

Figura 50 Curvas esfuerzo vs deformación de las seis fusiones realizadas 70

Figura 51 Termograma DTA de la aleación Al-7%Si sin adición de refinador y

modificador

72

Figura 52 Termograma DTA de la aleación Al-7%Si con adición del refinador

Nucleant (Ti-B)

72

Figura 53 Termograma DTA de la aleación 3 con adición del modificador base

Na

73

Figura 54 Termograma DTA de la aleación 4 con adición del modificador

estroncio

73

Figura 55 Termograma DTA de la aleación 5 con adición del refinador Nucleant

+ modificador Simodal

74

Figura 55 Termograma DTA de la aleación 6 con adición del refinador Nucleant

+ Modificador base Sr

74

Figura 57 Termogramas DTA de las 6 fusiones realizadas 75

vii

LISTA DE TABLAS

Tabla 1 Sistemas de clasificación para aleaciones de aluminio 4

Tabla 2 Grados de templado para aleaciones de aluminio 5

Tabla 3 Espaciamiento de maclas (nm) para diferentes modificadores bajo

enfriamiento constante

26

Tabla 4 Materiales y equipo utilizado en las pruebas de fusión 34

Tabla 5 Fusiones realizadas 37

Tabla 6 Composición química de las seis fusiones realizadas 43

Tabla 7 Tamaño de grano de las aleaciones fabricadas 49

Tabla 8 Medidas de espaciamiento de brazos interdendríticos fusión 1, sin

adiciones

50

Tabla 9 Medidas de espaciamiento de brazos interdendríticos fusión 2, con

adición del refinador nucleant

51

Tabla 10 Medidas de espaciamiento de brazos interdendríticos fusión 3, con

adición del modificador simodal (base Na)

52

Tabla 11 Medidas de espaciamiento de brazos interdendríticos fusión 4, con

adición del modificador base estroncio

53

Tabla 12 Medidas de espaciamiento de brazos interdendríticos fusión 5, con

adición del refinador nucleant y el modificador simodal (base Na)

54

Tabla 13 Medidas de espaciamiento de brazos interdendriticos fusión 6, con

adición del refinador nucleant y el modificador base Sr

55

Tabla 14 Tamaño y % de reducción de grano 57

Tabla 15 Resultados obtenidos en pruebas de dureza 65

viii

Tabla 16 Propiedades obtenidas de las pruebas de tensión 71

Tabla 17 Reacciones principales durante la solidificación de la aleación Al-7%Si 76

RESUMEN

ix

RESUMEN

En este trabajo se estudió el efecto de la adición del refinador de grano base Ti-B

y la adición de modificadores de estructura base Na y Sr sobre la microestructura

y propiedades mecánicas de aleaciones Al-7%Si. Las aleaciones Al-Si no

presentan excelentes propiedades mecánicas por lo que la resistencia, la

ductilidad y dureza de estas aleaciones son mejoradas por la refinación y

modificación del eutéctico aluminio-silicio. Los resultados indican que la refinación

de grano de la aleación Al-7%Si fue llevada a cabo por inoculación en el metal

líquido durante el proceso, con adiciones específicas del refinador de grano Ti-B,

disminuyendo notablemente el tamaño de grano hasta un 37% comparado con la

aleación sin adiciones del refinador y modificadores. La resistencia a la tensión

(UTS) fue mejorada presentando valores de 116 MPa y con una deformación del

7%. Sin embargo, adiciones combinadas del refinador más modificador no

presentaron un efecto notable en la refinación del grano obteniendo porcentajes

del 12% en la reducción de tamaño de grano y valores UTS de 80 MPa. La adición

de los modificadores de estructura provocó que la morfología del silicio eutéctico

en forma de placas y/o agujas cambiara a formas de fibras, algas o listones,

dependiendo del tipo de modificador utilizado. En todos los casos los valores de

UTS son superiores que el obtenido en la aleación sin adiciones, obteniendo

valores de 84MPa y 5% de deformación, sin embargo la dureza disminuyó debido

a la porosidad encontrada en las piezas y a la modificación en la morfología del

silicio eutéctico. Elevadas cantidades de Fierro incrementaron la dureza debido a

la formación de la fase β-Al5SiFe, la cual provee dureza pero a su vez fragiliza la

aleación. Las curvas DTA indican que la adición del refinador de grano y

modificadores de estructura aceleran el proceso de solidificación activando

efectivos sitios de nucleación en la aleación Al-7%Si, de 1 a 2 °C por encima de la

temperatura eutéctica reportada (T= 577°C, A356), ubicando la temperatura de

nucleación inclusive por encima de la temperatura de crecimiento.

ABSTRACT

x

ABSTRACT

In this work, the effect of the addition of a grain refiner base Ti-B and structure modifiers

base Na and Sr was studied on the microstructure and mechanical properties of Al-7%Si

alloys. The Al-Si alloys do not present excellent mechanicals properties, the strength,

ductility and hardness can be improves for the refining and modification of aluminum-silicon

eutectic. The results show that the grain refining of the Al-7%Si alloy was carried by

inoculating the melt in the furnace with specific amount of grain refiner Ti-B, a remarkable

decrease on grain size was observed, obtaining a 37% reduction in the grain size

comparing with the alloy without additions of refiner and modifiers. The tensile strength

(UTS) was improved exhibited values of 116MPA and 7% deformation. However,

combined additions of refiner and modifier did not exhibit a remarkable effect on the grain

size, the reduction of grain was 12% and UTS values was 80MPa. The addition of

structure modifiers caused that the eutectic silicon morphology in form of plates and/or

needles to change the form of fibers, algae or slats, depending on the type of modifier

used. In general the UTS values are higher than the obtained in the alloy without additions,

the UTS value was 84MPa and 5% deformation, however the hardness decreased due to

the porosity found in the pieces and the modification on the morphology of silicon eutectic.

In the case where high amounts of iron were detected, the hardness was increased due to

the formation of β(Al, Fe, Si) phase which provides hardness but embrittles the alloy. DTA

results show that additions of grain refiner and structure modifiers increased the ratio of

solidification process, promoting effective nucleation sites in Al-7%Si alloys. An increase of

1 and 2°C of the eutectic was detected comparing with Al-Si phase diagram (T= 577°C,

A356), which indicates that the nucleation temperature is higher than the growth

temperature.

1. INTRODUCCIÓN

1

Aproximadamente dos tercios de la totalidad de las fundiciones de aluminio fabricadas

se emplean en la industria automotriz, donde el uso de piezas moldeadas de aluminio

continua en crecimiento a expensas de las fundiciones de hierro. A pesar de que las

fundiciones de aluminio son significativamente más caras que las fundiciones ferrosas,

existe una tendencia en el mercado para reducir el peso de los vehículos e incrementar la

eficiencia del combustible, motivo por el cual se han reemplazado componentes

automotrices de hierro por partes de aluminio [1].

Las fundiciones de aluminio han aumentado su potencial de aplicación en el área

automotriz específicamente las aleaciones A356 con una composición nominal Al-7%Si-

0.3%Mg comienzan a ser ampliamente usadas para la fabricación de autopartes tales

como: bloques de motor, cabezales, pistones, tapas de balancines, marcos de diferencial,

cajas de dirección, soportes, rines, etc. Las cuales son ampliamente utilizadas debido a

sus excelentes propiedades de soldabilidad y resistencia a la corrosión [2].

En la fabricación de aluminio por fundición, existen varias fuentes potenciales de

defectos, las cuales pueden perjudicar la calidad de las piezas, éstas son: Defectos por

contracción entre 3.5 a 6% durante la solidificación del aluminio; Porosidad de gas, por

absorción de hidrógeno el cual es expulsado durante la solidificación dando lugar a la

porosidad, inclusiones de óxido de aluminio debido a la formación del Dross [1].

El desarrollo tecnológico de las aleaciones de aluminio se ha enfocado en la

optimización de las microestructuras y en el incremento de las propiedades mecánicas.

Esto ha permitido que los diseñadores tengan una mayor confianza en el uso de piezas

con secciones más delgadas y componentes con bajo peso. Se han tenido avances en las

etapas del proceso de fundición de aluminio, entre las cuales se encuentran: una

desgasificación eficiente, refinamiento de grano, modificación de estructura, filtración de

metal y llenado de moldes sin turbulencia [1].

Las aleaciones Al-7%Si poseen una amplia fracción de la fase Al-α en su

microestructura. La calidad de estas aleaciones puede ser mejorada si se promueve una

estructura equiaxial fina de granos Al-α, la cual proporciona muchos beneficios mejorando

las propiedades mecánicas de la aleación [3]. El refinamiento de grano juega un papel muy

importante, ya que mejora las características del metal líquido durante la solidificación;

2

esto da como resultado la disminución de porosidad por contracción, la formación de

pequeños granos y la disminución de porosidad por dispersión. También un tamaño de

grano fino crea una pequeña y uniforme distribución de fases intermetálicas secundarias

que inhiben la evolución de gas disuelto en el metal. Existe un número importante de

razones por las cuales el control en el tamaño de grano es importante, entre las cuales

destaca un incremento en las propiedades mecánicas de las aleaciones de aluminio con

tamaños de grano uniformes [4].

La adición de ciertos elementos a las fundiciones de aleaciones de aluminio provee

núcleos para el crecimiento de grano. El titanio particularmente en asociación con el boro,

tiene un efecto favorable en la nucleación y es el más comúnmente usado para refinar el

grano [4].

La composición de las aleaciones y la elección del proceso de fundición afectan la

microestructura de las aleaciones de aluminio. La microestructura puede ser también

modificada por la adición de ciertos elementos a las aleaciones aluminio-silicio los cuales

mejoran el colado, las propiedades mecánicas y la maquinabilidad. La adición de sodio y/o

estroncio modifican el silicio eutéctico acicular a forma de fibras, corales, listones, etc. La

modificación de estructura y refinamiento de grano propician una mejora en las

propiedades mecánicas de las aleaciones de aluminio [5].

En este trabajo se fabricaron seis aleaciones Al-7%Si en un horno de gas. El refinador

de grano nucelant (base Ti-B) y los modificadores de estructura (base Na y Sr) fueron

adicionados durante el proceso dentro del metal líquido en cantidades determinadas. Las

adiciones se realizaron inicialmente por separado para analizar el efecto individual del

refinador de grano y de los modificadores de estructura sobre la aleación Al-7%Siy y

posteriormente se realizaron adiciones de manera combinada refinador + modificador. Se

estudió la evolución microestructural de las aleaciones fabricadas mediante microscopia

óptica y microscopia electrónica de barrido. Se empleó la técnica de calorimetría DTA para

obtener información de los cambios de fases en el sistema. Las aleaciones fueron

analizadas en el equipo de emisión óptica (chispa) y se evaluaron las propiedades

mecánicas mediante pruebas de tensión y dureza. MAR mkjkjkjkjkjkjkjkj

2. ANTECEDENTES

1

2.1 Generalidades

El aluminio es el segundo metal más abundante sobre la corteza terrestre, sin

embargo hasta fines del siglo XVIII era costoso y difícil de producir. El desarrollo de la

energía eléctrica y del proceso Hall – Hérault permitió la reducción electrolítica de la

alúmina (Al2O3) para obtener aluminio líquido, con lo cual, este metal rápidamente se

posicionó como uno de los metales de ingeniería más ampliamente utilizado y económico.

Diversas son las aplicaciones que tiene el aluminio, desde latas para bebidas,

aplicaciones domésticas, hasta equipos para procesos químicos, para transmisión de

energía eléctrica, componentes automotrices y partes de ensambles aeroespaciales [6].

El aluminio tiene una densidad de 2.70 g/cm3, es decir, la tercera parte de la

densidad del acero y un modulo de elasticidad de 10 x 106 psi. A menudo se utiliza este

metal cuando el peso es un factor de importancia, como en aeronaves y aplicaciones

automotrices.

Las propiedades físicas del aluminio son una alta conductividad eléctrica y térmica,

comportamiento no magnético y excelente resistencia a la oxidación y a la corrosión. Este

elemento reacciona con el oxígeno incluso a temperatura ambiente, para producir una

capa extremadamente delgada de óxido de aluminio que protege el substrato metálico de

muchos entornos corrosivos [6].

El aluminio puro funde a 660.4 °C, el cual se utiliza únicamente para aplicaciones

eléctricas, donde una alta conductividad eléctrica es necesaria y en otras pocas

aplicaciones. Muchas aleaciones contienen silicio como elemento de aleación. El silicio

forma eutécticos con el aluminio a 11.7 % Si y 577 °C. La adición de silicio proporciona

fluidez a la aleación y resistencia al desgaste a altas temperaturas. La fase rica en silicio

es dura, la dureza de la aleación se incrementa con el contenido de Si pero la ductilidad y

la maquinabilidad se ven reducidas 65].

2.2 Clasificación de aleaciones de aluminio

Las aleaciones de aluminio dependiendo de su método de manufactura se dividen en

dos grupos principales, estos son, para aplicaciones en forja y fundición. Las aleaciones

para forja que se conforman mediante deformación plástica presentan composiciones y

4

microestructuras significativamente distintas de las creadas para fundición, lo cual refleja

los distintos requerimientos del proceso de manufactura. Dentro de cada grupo principal se

pueden dividir las aleaciones en dos subgrupos: las tratables térmicamente y las no

tratables térmicamente. MARLENNE GONZALEZ NAVA Y MICHAEL SPHN

Las aleaciones de aluminio se clasifican siguiendo el sistema de numeración que

aparece en la tabla 1. El primer número define los principales elementos de aleación y los

números restantes se refieren a la composición específica de la misma.

Tabla 1 Sistema de clasificación para aleaciones de aluminio[6]

.

Clasificación Aleación Tipo de Tratamiento

Aleaciones para forja

1xxx Aluminio puro (>99%Al) No es endurecible por envejecimiento

2xxx Al-Cu y Al-Cu-Li Endurecibles por envejecimiento

3xxx Al-Mn No es endurecible por envejecimiento

4xxx Al-Si y Al-Mg-Si Endurecible por envejecimiento si hay magnesio

5xxx Al-Mg No es endurecible por envejecimiento

6xxx Al-Mg-Si Endurecible por envejecimiento

7xxx Al-Mg-Zn Endurecible por envejecimiento

8xxx Al-Ti, Sn, Zr o B Endurecible por envejecimiento

Aleaciones para fundición

1xxx Aluminio puro No endurecible por envejecimiento

2xxx Al-Cu Endurecible por envejecimiento

3xxx Al-Si-Cu o Al-Mg-Si Algunos son endurecibles por envejecimiento

4xxx Al-Si No endurecible por envejecimiento

5xxx Al-Mg No endurecible por envejecimiento

7xxx Al-Mg-Zn Endurecible por envejecimiento

8xxx Al-Sn Endurecible por envejecimiento

5

El grado de endurecimiento se da mediante la clasificación de temple, T o H

dependiendo de que la aleación sea tratada térmicamente o endurecida por deformación;

como se observa en la tabla 2. Otras clasificaciones indican si es recocida (O), tratada por

solución (W) o utilizada tal y como fue fabricada (F). Los números que siguen a la T o a la

H indican la cantidad de endurecimiento por deformación, el tipo exacto de tratamiento

térmico u otros aspectos especiales del procesamiento de la aleación [6]. MARLE

Tabla 2 Grados de templado para aleaciones de Aluminio [6]

Designación Características

F Tal como se fabricó (trabajo en caliente, forja, fundición, etc.)

O Recocido (en el estado más blando posible)

H1x Trabajado en frio (la x se refiere a la cantidad de trabajo en frio y endurecimiento)

H12 Trabajo en frio que proporciona una resistencia a la tensión intermedia entre O y H14

H14 Trabajo en frio que aporta una resistencia a la tensión intermedia entre O y H18

H16 Trabajo en frio que proporciona una resistencia a la tensión intermedia entre H14 y H18

H19 Trabajo en frio que proporciona una resistencia a la tensión superior a los 2000 psi de la

obtenida mediante el H18

H2x Trabajo en frio y parcialmente recocida

H3x Trabajado en frio y estabilizado a una temperatura baja, para evitar endurecimiento

W Tratado por solución

T1 Enfriada desde la temperatura de fabricación y envejecida naturalmente

T2 Enfriada desde la temperatura de fabricación, trabajada en frio y envejecida naturalmente

T3 Tratada por solución, trabajada en frio y envejecida naturalmente

T4 Tratada por solución y envejecida naturalmente

T5 Enfriada desde la temperatura de fabricación y envejecida artificialmente

T6 Tratada por solución envejecida artificialmente

T7 Tratada por solución, estabilizada por sobre envejecimiento

T8 Tratada por solución, trabajada en frio y envejecida artificialmente

T9 Tratada por solución, envejecida artificialmente y trabajada en frio

T10 Enfriada desde la temperatura de fabricación, trabajada en frio y envejecida

6

2.2.1 Aleaciones aluminio-silicio

La característica principal de las aleaciones Aluminio-Silicio es la formación de un

eutéctico entre el aluminio y el silicio a una concentración de 11.5 y 13% de Si. La Figura 1

muestra el diagrama de equilibrio binario Aluminio-Silicio, el cual es un ejemplo clásico de

un sistema eutéctico donde cada elemento tiene poca o nula solubilidad en el otro. El

aluminio funde a 660.45 °C y el Si a 1414 °C, el diagrama muestra la composición del

eutéctico a 12.2 % de Silicio y 577°C. La máxima solubilidad del silicio en el aluminio es de

aproximadamente 1.65% a 577°C y la solubilidad disminuye al disminuir la temperatura.

Prácticamente no hay solubilidad del aluminio en el silicio a cualquier temperatura hasta el

punto de fusión [7].

Figura 1. Diagrama de Fase Al-Si [8]

De acuerdo a la cantidad de silicio presente en la aleación, éstas se dividen en tres

grupos principales: hipoeutécticas 5 - 10%Si, eutécticas 11 – 13%Si e hipereutécticas 14 –

20%Si. Dependiendo de la pureza del metal base, las aleaciones Al-Si contienen

cantidades variables de otros elementos considerados impurezas como el hierro,

manganeso, cobre y zinc; aunque estos tres últimos son agregados intencionalmente para

aumentar la resistencia y el endurecimiento del material. Los elementos aleantes son

7

adicionados parcialmente a la matriz en solución en estado sólido, los cuales forman

partículas intermetálicas durante el proceso de solidificación [7].

En las aleaciones hipoeutécticas se presenta la siguiente secuencia de fases

principales: la formación de una red dendrítica de aluminio α, la reacción del eutéctico Al-

Si y la precipitación de fases eutécticas secundarias como Mg2Si y Al2Cu en aquellas

aleaciones que contengan estos elementos.

Las aleaciones hipo-eutécticas tienen una gran fracción de fase α-Al en su

microestructura. La calidad de las piezas puede ser mejorada por el refinamiento de grano

de la matriz constituida por la fase α-Al. Una buena estructura equiaxial provee muchos

beneficios ya que mejora las propiedades mecánicas, mejora la alimentación al molde,

reduce y distribuye de mejor manera la porosidad, existe una mejor dispersión de

segundas fases, mejora la superficie final y otras propiedades deseadas.

Las aleaciones hipoeutécticas muestran media resistencia y baja maquinabilidad. La

ductilidad está en función de la concentración de impurezas y de las características

microestructurales. El esfuerzo, la ductilidad y la colabilidad de aleaciones hipoeutécticas

pueden ser mejoradas por la modificación del eutéctico aluminio-silicio. La modificación es

particularmente ventajosa en fundiciones en arena y puede ser más efectiva a través del

control de la adición de sodio y/o estroncio. El calcio es un modificador del silicio eutéctico

poco eficaz, con la adición de antimonio se pueden obtener estructuras más laminares.

Altas velocidades de solidificación también promueven microestructuras eutécticas más

finas parcialmente modificadas. Las aleaciones Al-Si exhiben una baja gravedad

específica y bajo coeficiente de expansión térmica [9].

En aleaciones Aluminio-Silicio hipereutécticas el refinamiento de la fase silicio pro

eutéctico por la adición de fosfuros es esencial para piezas de fundición y mejora el

desempeño del producto [9].

2.3 Mecanismos de solidificación

Es importante comprender los mecanismos por los cuales se desarrollan los

cristales en el metal líquido y como los patrones de crecimiento pueden ser influenciados

8

externamente de tal manera que al tener una composición química específica y

desarrollando una tecnología de vaciado adecuada se alcanzarán las propiedades

deseadas, en donde, dichas propiedades son el resultado de tratamientos en el metal

líquido y de las propiedades físicas y químicas inherentes del sistema [4].

La solidificación de un metal o aleación inicia cuando su temperatura es inferior a la

temperatura de equilibrio en estado líquido, ya que alcanza un estado termodinámico

estable [4]. Su conceptualización comprende dos fenómenos básicos: la nucleacion y el

crecimiento de cristales.

La velocidad de solidificación depende de la velocidad de extracción de calor, de la

fuerza impulsora (ganancia de ∆G) para nuclear y del crecimiento de los cristales, que a su

vez son función del grado de subenfriamiento (∆T) [4].

Es importante controlar el proceso de solidificación ya que la magnitud de su

velocidad determina el tamaño y la morfología de los cristales formados, mientras que las

condiciones bajo las cuales nuclean e inician su crecimiento determinan las propiedades

finales del producto.

Una estructura de grano fino proporciona ventajas técnicas y económicas porque se

mejoran las propiedades mecánicas, aumenta la velocidad de vaciado, se reducen las

fracturas en los lingotes y se mejoran las características de deformación mecánica [2].

El método más efectivo para el control del tamaño de grano consiste en adicionar al

metal líquido partículas que nuclean nuevos cristales durante el proceso de solidificación,

la manera más común de hacerlo es con la adición de aleaciones maestras de Aluminio-

Titanio o Aluminio-Boro [4].

2.3.1Nucleación y Fragmentación primaria

Los procesos principales [4] para formar nuevos cristales en el metal líquido son

descritos en la figura 2.

La nucleación homogénea es de poco interés en procesos normales de vaciado, ya

que todos los metales y aleaciones de uso en ingeniería se nuclean heterogéneamente.

Mientras que la nucleación homogénea se presenta cuando el subenfriamiento

9

(temperatura inferior a la temperatura de solidificación en equilibrio) se hace lo

suficientemente grande para permitir el fenómeno de nucleación y consecuentemente

requiere una mayor energía para el desarrollo de los núcleos, en la nucleación

heterogénea el desarrollo de un nuevo cristal se realiza sobre la superficie de partículas

existentes, tales como inclusiones, capas de óxido o paredes del crisol que actúan para

promover la cristalización a baja energía [4,6,9].

El proceso de formación de cristales primarios se presenta al contacto del metal

líquido con las paredes del molde frio, en donde se presenta un subenfriamiento a una

temperatura inferior a la temperatura de nucleacion critica para la partícula presente en el

metal líquido obteniendo pequeños cristales que dan lugar a la zona de cristales

equiaxiales externa [4].

Figura 2. Mecanismos de formación de cristales [4]

Cuando las temperaturas de vaciado son bajas es muy probable que los cristales

equiaxiales inicialmente formados sean direccionados al centro de la pieza, donde

posteriormente forman la zona de cristales equiaxiales interna. Estos cristales también

pueden ser formados por fragmentación de los primeros cristales que crecieron en las

paredes del molde. Sin embargo, es más común que debido a la temperatura mayor del

metal líquido, los cristales de la zona equiaxial externa crezcan de una manera alargada

hacia el centro del producto para formar la zona de cristales columnares [4].

10

Los cristales de una aleación en condiciones estables crecen en una cierta

temperatura (Temperatura de crecimiento TG) que es inferior a la temperatura de equilibrio

(TE), de esta manera, el metal líquido al hacer contacto con el frente de crecimiento es

subenfriado [4].

El potencial de nucleación de una partícula específica es aquel subenfriamiento ∆T que

incrementa drásticamente la frecuencia de nucleación, como se observa en la Figura 3.

Figura 3. Definición del potencial de nucleación [4]

.

La nucleación de nuevos cristales en el frente de solidificación depende del

potencial de las partículas nucleantes en relación al crecimiento inducido por

subenfriamiento. Si el potencial es menor que la temperatura de nucleación crítica para el

substrato presente en el metal líquido, no se formarán nuevos cristales y como resultado,

se desarrollará una zona columnar. Por el contrario cuando el potencial de nucleación es

mayor que la temperatura crítica, se presenta una mayor frecuencia de nucleación interior,

desarrollándose una estructura equiaxial fina en todo el producto de fundición [4].

La velocidad de nucleación es proporcional al volumen del líquido subenfriado y al

tiempo durante el cual fue subenfriado. La figura 4 indica las regiones que son

subenfriadas para tres casos cualitativamente diferentes. La probabilidad de nucleación es

muy baja si el crecimiento se presenta en un gradiente de temperatura positivo, como es el

caso de operaciones de vaciado continuo, figura 4a. La figura 4b muestra el

subenfriamiento en el frente de cristales columnares bajo condiciones estáticas de

11

vaciado, mientras que la figura 4c indica una situación en donde un cristal libre crece en

un ambiente subenfriado [4].

Nuevos cristales pueden formarse a partir de la fragmentación de los brazos

dendríticos de los cristales formados. Las figuras 5 y 6 muestran el origen de los cristales

en un proceso de vaciado estático y continuo respectivamente sin emplear refinadores de

grano [4].

Figura 4. Crecimiento de cristales diferentes gradientes de temperatura [4]

Figura 5. Origen de la formación de cristales en un molde vaciado en condiciones estáticas [4]

.

12

Figura 6. Origen de la formación de cristales en un molde con vaciado continuo [4].

2.3.2 Crecimiento

El crecimiento de los cristales en la aleación puede ocurrir con o sin restricciones.

En lo que respecta al crecimiento con restricciones, los cristales crecen direccionalmente

en contacto con la pared del molde y dependen del gradiente de temperatura del sistema,

de tal manera que se pueden desarrollar todos los tipos de morfología, desde un frente

planar hasta redes dendríticas, mientras que en el crecimiento sin restricciones, los

cristales crecen independientemente y pueden desarrollarse en todas direcciones,

generalmente formando una red dendrítica.

La diferencia principal en los dos modos de crecimiento es que en el crecimiento

con restricciones, la difusión de calor y de átomos de soluto a partir de la interface

sólido/líquido, suceden en direcciones opuestas, mientras que en el crecimiento sin

restricciones, los dos procesos de difusión se llevan a cabo en la misma dirección [4,11].

2.3.3 Solidificación sin refinamiento de grano

El metal no empieza a solidificar inmediatamente a la temperatura de equilibrio (TE),

ya que a esta temperatura no se han creado núcleos efectivos por la necesidad de un

subenfriamiento para suministrar la fuerza motriz que propicie los procesos de nucleación

y crecimiento. Inicialmente el metal líquido debe ser subenfriado a la temperatura de

nucleación del sistema (TN), en donde las partículas nucleadoras presentes son activas. El

13

calor latente evoluciona cuando los núcleos comienzan a crecer en pequeños cristales

causando un aumento en la temperatura del metal líquido. El crecimiento continuo del

cristal ocurre a una temperatura aproximadamente constante temperatura de crecimiento

(TG) [4].

Para que ocurra la nucleación en el aluminio comercialmente puro es normalmente

necesario un subenfriamiento de 3 a 5°C con respecto a la temperatura de equilibrio, lo

que significa que después de iniciada la nucleación, la temperatura aumentará 2°C

durante el crecimiento del cristal como se observa en la figura 7 [4].

Figura 7. Curva de enfriamiento durante la solidificación de una aleación AA1050, se considera una

temperatura de 660°C [4]

En operaciones de vaciado en molde metálico se presenta un enfriamiento brusco

en el metal líquido con las paredes del molde, proporcionando la fuerza necesaria que

conduce a los procesos de nucleacion y crecimiento. Parte del calor latente producido en

los procesos de nucleacion y crecimiento de grano provoca un aumento en la temperatura

del metal líquido hasta la temperatura de crecimiento del sistema, mientras que el calor

remanente es transferido a las paredes del molde. Las condiciones de crecimiento en

estado estable son determinadas cuando la velocidad de remoción de calor en el sistema

balancea al supercalentamiento del metal líquido con la velocidad de calor liberado

durante el crecimiento.

La figura 8 es una representación esquemática de la nucleacion, del crecimiento de

cristales y de la distribución de temperaturas en un proceso de vaciado en molde metálico.

14

Dicha figura indica que al contacto inicial del metal con la pared del molde, algunos

cristales se forman debido a un enfriamiento cuya magnitud es inferior a la temperatura de

nucleación. Los cristales que se formaron inicialmente son equiaxiales. Debido a la

recalescencia en la periferia de los cristales nucleados, el metal líquido se calienta

aproximadamente a la temperatura de nucleación, por lo que no se pueden formar nuevos

cristales.

Figura 8. Perfil de solidificación y de temperaturas en molde metálico en la condición de refinamiento[4].

Algunos de los cristales originalmente nucleados en la pared del molde presentan

una orientación cristalina favorable que permite su crecimiento contra el flujo de calor,

produciendo granos columnares gruesos, indeseables para la mayoría de las aplicaciones

ingenieriles [4].

La figura 8 indica que las partículas nucleantes permiten la formación de nuevos

cristales en la parte frontal del frente de crecimiento y éstos bloquearán el crecimiento de

los cristales columnares originados en la pared del molde, generando, de esta manera,

una estructura interior final.

El efecto de los refinadores de grano disminuye al incrementarse la temperatura y el

tiempo al que se mantiene el metal en estado líquido a consecuencia de cambios

químicos, de cambios en la superficie o por la fusión de las partículas inoculantes.

15

2.3.4 Solidificación con refinamiento de grano

Todas las partículas nucleantes tienen características específicas en cuanto a su

efecto en la potencia de nucleación, (Figura 9), lo que significa, que un grado de

subenfriamiento crítico (∆T) es necesario para activar el proceso de nucleación [4].

Figura 9. Potencia de nucleacion de un núcleo en particular en función del subenfriamiento

La formación de granos gruesos disminuye mediante la adición de partículas que

actúan como núcleos heterogéneos que son activos a un grado de subenfriamiento más

pequeño. Al adicionar una cantidad considerable de partículas se reduce 1°C el

subenfriamiento, con lo cual se mejora el proceso de nucleación y se produce un tamaño

de grano fino en las mismas condiciones de vaciado. El cambio de la curva de

enfriamiento con la adición de partículas nucleantes se observa en la figura 10 [4].

Figura 10. Parte inicial de una curva de enfriamiento de aluminio con refinamiento

16

En este caso se indica un incremento en la temperatura de nucleación(TN), de tal forma

que la sitúa por encima de la temperatura de crecimiento (TG) [4].

2.4 Reacción eutéctica principal

El silicio es un elemento no metálico y como tal solidifica en fases, por lo que forma

cristales que son limitados por determinados planos cristalográficos y generalmente tiende

a crecer en una determinada dirección cristalográfica [9,11,12].

Los cristales de silicio se desarrollan en la parte frontal de los cristales de aluminio.

En la condición sin modificar, el silicio crece preferencialmente en la dirección <112> con

la formación de placas en los planos <111>, dando lugar a una morfología en forma de

abanico (hojuelas o placas de silicio) como se esquematiza en la figura 11. Este tipo de

estructura disminuye considerablemente las propiedades mecánicas de los productos de

vaciado en molde metálico, fragilizando el material.

Figura 11. Esquema del crecimiento en forma acicular de un cristal de silicio, así como también el

crecimiento cristalino continuo.

Una característica muy importante de la cristalización del silicio, es la fácil formación

de maclas. Estos defectos cristalográficos se presentan cuando grupos grandes de

átomos se sitúan a través de un plano en la estructura del cristal, dando lugar al plano de

las maclas y produciendo un acanalamiento de 141° en la interface sólido-líquido.

17

La cristalización de silicio, con una cierta cantidad de átomos, forma fases que se

mueven a través de la interface sólido-líquido y son originados por la formación de los

planos de las maclas que siempre interceptan a la interface de solidificación por lo que hay

un constante suministro de lugares potenciales de crecimiento para el silicio.

La adición de átomos de elementos electropositivos como sodio, calcio o estroncio

cambian completamente la morfología de los cristales eutécticos de largas placas a una

estructura fibrosa parecida a una alga marina, afectan los procesos de nucleación y

crecimiento y las temperaturas de reacción disminuyen hasta 10°C en relación a un

material sin modificar. [11]

La diferencia en la morfología de las aleaciones modificadas y sin modificar es la

cantidad de maclas existentes en una y otra. En condiciones modificadas, las fibras de

silicio son muy imperfectas cristalográficamente y cada superficie de imperfección tiene un

sitio potencial para que se suscite la ramificación y creación de una microestructura fina,

mientras que las placas de la estructura sin modificar son neutralizadas por su relativa

perfección cristalográfica y aunque pueden ser pequeñas su forma es de una manera

acicular gruesa.

Para asegurar el crecimiento de maclas en la interface, el átomo modificador debe

tener una afinidad al silicio y preferiblemente formar compuestos químicos para facilitar la

interferencia en el crecimiento del cristal de silicio, además debe tener un radio critico

similar al del silicio (rmodificador~ rSilicio = 1.646) para que su efecto no sea suprimido durante

las etapas que se presentan en la interface durante el crecimiento del silicio [11, 12].

De los elementos modificantes el estroncio es el agente más popular debido a que

se mantiene activo en el baño metálico por periodos de tiempo mucho más prolongados

que el sodio, es fácil de agregar en cantidades adecuadas a través de aleaciones

maestras y por lo tanto su efecto modificante es más controlable.

2.4.1 Reacciones posteriores al eutéctico principal

En aleaciones con una concentración de magnesio mayores a 0.2%, el compuesto

Mg2Si precipita a una temperatura aproximada de 540°C, esto es de 30 a 40°C inferior a la

18

reacción del eutéctico principal. La reacción principal de cobre, Al2Cu, precipitará en un

intervalo de temperaturas comprendido entre 520-500°C [4].

Durante la solidificación del líquido remanente, en la región de 500-480°C se

desarrollan compuestos más complejos con bajo punto de fusión, en donde participan los

remanentes de Si, Fe, Mg, Cu y Zn 42].

2.5 Efectos de la microestructura sobre las propiedades

El control en la concentración de ciertos elementos y la observación de las

relaciones estequiométricas requeridas para la formación de fases intermetálicas en la

microestructura es necesaria para mejorar las propiedades mecánicas de las aleaciones

de aluminio. Los intervalos de solidificación y las velocidades de enfriamiento después de

la solidificación promueven un tamaño de grano uniforme, una distribución homogénea de

intermetálicos y la influencia en su morfología. A bajas velocidades de solidificación se

obtienen intermetálicos gruesos y la segunda fase de las concentraciones en los límites de

grano. [13]

Granos finos y equiaxiales son deseables para una mejor combinación de

resistencia y ductilidad debido al crecimiento de superficie de área de bordes de grano y

más por la distribución de los constituyentes en los límites de grano.

El tipo y tamaño de grano formados están en función de la composición de la

aleación, velocidad de solidificación y la concentración de sitios efectivos de nucleacion [5].

El incremento en las velocidades de solidificación reduce el tamaño de grano, pero

el gradiente de solidificación de estructuras complejas suele variar y el grado de

refinamiento del grano prácticamente alcanzable en procesos de fundición por gravedad

comerciales es menor que la obtenida por la efectiva nucleación heterogénea a través de

la adición de refinadores de grano antes de la fundición [11].

Todas las aleaciones de aluminio se pueden fabricar con una sólida y completa

estructura de grano fino a través del uso de una adecuada adición de refinador de grano.

Los más ampliamente usados son las aleaciones maestras de titanio o titanio y boro. Los

refinadores aluminio-titanio generalmente contienen de 3 a 10% de titanio. Las mismas

19

cantidades de concentración de titanio son usadas en el refinador aluminio-titanio-boro con

contenidos de boro de 0.2 a 1% y relaciones de titanio a boro en proporción 5:1 tienen un

efecto óptimo. Los carburos también sirven como refinadores con el fin de refinar las

aleaciones de aluminio [1].

Para ser eficaces los refinadores de grano deben contener cantidades previsibles y

operativas de aluminuros y boruros o carburos en la forma correcta, tamaño y distribución

de granos de nucleacion. Los refinadores en forma de barra están disponibles en

longitudes cortas para su uso en la fundición, generalmente son utilizados durante el

tratamiento de aluminio en operaciones primarias, obteniendo microestructuras limpias,

finas y sin aglomeraciones [1].

Las aleaciones maestras para refinación de grano están disponibles en forma de

galleta, barra y sales, en forma compacta que reaccionan con el aluminio fundido para

formar combinaciones de TiAl3 y TiB2. [1]

2.6 Efecto de los elementos en las aleaciones aluminio-silicio

Sodio.- Modifica el eutéctico Al-Si. En ausencia del fósforo su desempeño es eficaz

a concentraciones de 0.01%. El sodio interactúa con el fósforo y reduce su eficacia en la

modificación del eutéctico y la del fósforo en el refinamiento de la fase de silicio primario [1].

El sodio en cantidades menores a 0.005% fragiliza la aleación Al-Mg. El sodio se

pierde rápidamente en el aluminio fundido a través de su alta presión de vapor por lo que

los efectos de la modificación son transitorios. Adiciones periódicas son requeridas para

mantener los niveles de modificación. El sodio incrementa la tensión superficial y por

medio de algunos métodos de adición puede incrementar el contenido de hidrógeno. A

diferencia de otros modificadores el sodio provee una modificación efectiva del eutéctico

Al-Si bajo todas las condiciones de solidificación [1].

Estroncio.- Modifica el eutéctico Aluminio-Silicio, la modificación efectiva puede ser

alcanzada con muy bajos niveles de adición, cantidades entre 0.008 a 0.04 % Sr son

comúnmente utilizadas. Bajas concentraciones son efectivas con altas velocidades de

solidificación, altos niveles de adición son asociados con porosidad en la pieza. Una

eficiente desgasificación puede también ser negativamente afectada por altos niveles de

20

estroncio. El estroncio ha sido considerado como un modificador inefectivo a velocidades

lentas de solidificación; sin embargo algunos investigadores reportan efectos en

estructuras AFS nivel 4 y 5 en aleaciones 319 y 356 cuando el nivel del estroncio es > 200

ppm [1].

Titanio.- Es extensamente usado para refinar la estructura del grano de las

aleaciones base aluminio, frecuentemente combinado con pequeñas cantidades de boro.

La formación de la fase TiAl3 es factible y presenta un espaciado reticular estrechamente

ligado al del aluminio. El Ti en exceso al estequiométrico para formar TiB2 es necesario

para un efectivo refinamiento de grano. El Ti es frecuentemente empleado a

concentraciones mayores que las requeridas para refinar el grano y reducir la tendencia al

agrietamiento [1].

Boro.- En combinación con otros metales forma boruros tales como AlB2 y TiB2. El

boruro de titanio forma sitios de nucleación estables que interactúan con fases activas

refinadoras de grano tales como el TiAl3 [1].

Los boruros metálicos reducen la vida de la herramienta en operaciones de

maquinado y forman inclusiones aglomeradas con efectos perjudiciales sobre las

propiedades mecánicas y ductilidad. Los boruros también contribuyen a la sedimentación y

la precipitación de intermetálicos.

El tratamiento con boro para aleaciones de aluminio que contienen elementos

peritécticos tales como titanio, zirconio y vanadio se lleva a cabo para mejorar la pureza y

conductividad en aplicaciones eléctricas. Aleaciones de aluminio con aplicaciones

eléctricas pueden especificar boro con contenidos superiores de titanio y vanadio para

garantizar la complejidad o precipitación de estos elementos para un rendimiento eléctrico

mejorado [1].

2.7 Refinamiento de grano de aleaciones aluminio-silicio

El tamaño de grano es una característica fácilmente observada en las piezas y

lingotes de aleaciones de aluminio. Para aleaciones tipo solución sólida las propiedades

mecánicas son altamente dependientes del tamaño de grano primario. Un grano fino y

uniforme es requerido para obtener propiedades óptimas en los productos forjados. Por lo

21

tanto para una aleación el tamaño de grano primario es resultado de un proceso de

solidificación y es reducido con el uso de un refinador de grano [1].

Las propiedades de las aleaciones que contienen grandes cantidades de eutéctico

tales como las de aluminio-silicio dependen más de la morfología del eutéctico y del

espaciamiento de brazos interdendríticos que del tamaño de grano. Por lo que la

modificación de la fase frágil de silicio del eutéctico es principalmente utilizada cuando las

aleaciones aluminio-silicio son procesadas.

La solidificación de granos primarios en los lingotes de aleaciones de aluminio

tienen una estructura columnar muy pronunciada de la interface del molde hacia el centro

de la pieza. Si existe una pequeña turbulencia y un gradiente de temperatura durante la

solidificación, la estructura completa permanecerá columnar. Sin embargo, en condiciones

normales, algunos brazos de las dendritas flotantes pueden ser el objetivo para el

movimiento convectivo del metal, por consiguiente determinan la formación de una

estructura equiaxial en la mitad del lingote [1].

Las adiciones de titanio y boro pueden ser agregadas como aleaciones maestras o

inyectado. El nivel del silicio en la aleación afecta la respuesta del Ti y el B en el refinador

de grano. Aleaciones con alto contenido de silicio requieren altas adiciones de refinador de

grano. El contenido del Ti adicionado en forma de TiBAl depende del contenido del silicio

en las aleaciones Al-Si; aleaciones con %Si de 4-7 el %Ti en la aleación maestra será de

0.05-0.03, %Si 8-10 el %Ti será de 0.03-0.02 y para %Si 11-13 el %Ti es de 0.02-0.1 [1].

2.7.1 Refinadores comerciales

Foseco [1] reporta una gama de refinadores de grano a base de Ti-B, conocidos

como Nucleant. La mayoría de las sales usadas en estos productos son ligeramente

higroscópicas y una tableta expuesta puede recolectar humedad de la atmósfera,

incrementando el contenido de hidrógeno en la aleación, por lo que se recomienda realizar

la desgasificación durante o después de la nucleación.

Utilizando una unidad de desgasificación móvil y un rotor, las tabletas Nucleant de

auto-hundimiento son agregadas en el metal líquido, llevándose a cabo simultáneamente

el refinamiento de grano y la desgasificación.

22

Una aleación maestra contiene titanio y boro en la relación 5:1, la cual presenta un

efecto óptimo en la refinación. Las aleaciones maestras son suministradas en forma de

barras de 200 g, las cuales se disuelven totalmente en el metal [1].

2.8 Modificación del eutéctico aluminio-silicio

En el vaciado en arena y gravedad diecast (molde permanente) de aleaciones de

aluminio el enfriamiento es relativamente lento, obteniendo una estructura eutéctica plana

laminar gruesa, la cual es perjudicial para la resistencia de las piezas. Al cambiar la

composición química se altera la microestructura, a esta alteración se le llama

“modificación”. La adición de sodio o estroncio modifica la microestructura de la pieza y

proporciona fibras eutécticas dispersas con cristales refinados de textura fina y suave.

Estos cambios son acompañados por una considerable mejora en las propiedades

mecánicas de la aleación [1].

Se conoce como modificación a la transformación de la fase de silicio de una

estructura en forma acicular (largas placas con picos en los extremos) a una estructura en

forma de fibras (con una morfología fina y aparentemente globular). El descubrimiento de

la modificación de estructura fue uno de los mayores avances en los procesos de

fundición de aleaciones de aluminio [11, 12, 14].

Varios elementos causan modificación en las aleaciones Al-Si, estos incluyen

algunos elementos de la familia IA, IIA y tierras raras, de todas estos, el sodio es el más

efectivo para producir una estructura fibrosa, fina y uniforme. Los modificadores son

efectivos a muy bajos niveles de concentración típicamente entre 0.01 y 0.02%. También

la estructura puede ser modificada sin la adición de elementos, esta puede ser modificada

aplicando velocidades de enfriamiento muy rápidas (quench modification). Las piezas

fabricadas por fundición a presión son rápidamente enfriadas en el molde obteniendo

tamaños de grano pequeños, con una estructura fina eutéctica con dendritas pequeñas. La

modificación de la microestructura en este proceso es también posible y el silicio eutéctico

laminar es transformado a una estructura de fibras finas [11, 12, 14].

Por lo general, entre mayor es el contenido de silicio, se necesitará una mayor

cantidad de compuesto modificador para modificar la estructura. Entre más rápida sea la

velocidad de enfriamiento, se requiere una cantidad más baja de modificador.

23

2.8.1 Modificación química con Na, Sr y Sb

Pocos elementos actúan para producir una estructura fina en lugar de una estructura

gruesa-acicular-laminar tales como el arsénico, antimonio, selenio y calcio. Por el

momento solamente el sodio, el estroncio y el antimonio son usados a nivel industrial. [10]

a) Sodio.- La adición del sodio puede ser en pastillas, en forma elemental (al vacío) o en

aleaciones maestras Al-Na. El Na funde a 98°C por lo que su disolución se da casi

instantáneamente al ser adicionado en el proceso de fundición donde se manejan

intervalos de temperatura de 775 a 800°C. El sodio posee una alta presión de vapor (≈

0.2 atm a 730°C), por lo que una gran cantidad de sodio agregado al baño, se volatiliza

inmediatamente provocando una baja recuperación, entre el 20 y 30% de la adición

realizada. El sodio se caracteriza por una fácil disolución por encima de los 700°C,

pero con una baja e imperceptible recuperación [12].

b) Antimonio.- El antimonio es un material tóxico el cual también puede reaccionar con el

hidrógeno disuelto con el aluminio líquido para formar gas estibina el cual es mortífero:

Sb + H = SbH3. Por esta razón el antimonio no es agregado en las fundiciones. Como

el antimonio es muy estable en el metal la pérdida es muy poca y adiciones extras no

son requeridas [12].

c) Estroncio.- La adición del Sr se puede hacer de dos maneras la primera es adicionando

estroncio elemental (no muy recomendada) reacciona con aire y vapor de agua, al

transcurrir el tiempo llega a cubrirse con una mezcla de SrO, SrO2, Sr(OH)2 y

(CaSr)NO3. La segunda opción es utilizando aleaciones maestras con las siguientes

proporciones: Al-3.5%Sr, Al- 10%Sr, Al-10%Sr-14%Si y 90%Sr-10%Al, en donde se

tienen altas recuperaciones mayores a 90%, sus características de disolución son más

complejas, altos contenidos de Sr en la aleación maestra (90%Sr – 10%Al) contiene al

Sr elemental y al componente AlSr, bajos contenidos de Sr en la aleación maestra (Al-

10%Sr) consiste en aluminio casi puro y el componente Al4Sr.

Para altos contenidos de Sr en aleaciones maestras la disolución se da por un

proceso conocido como reactivo de disolución, el Sr elemental y tal vez el componente

AlSr reacciona con la aleación líquida Al-Si para producir un nuevo componente

intermetálico, la reacción es altamente exotérmica y puede aumentar la temperatura

24

del baño líquido hasta por 100°C en un tiempo muy corto. La intensidad de esta

reacción disminuye cuando la temperatura de tratamiento del metal se incrementa, como

se observa en la figura 12. [12]

Figura 12. Temperatura en el centro de una aleación maestra 90%Sr-10%Al disolviéndose en un baño

de una aleación A356

La presencia de una reacción exotérmica es necesaria para impulsar una alta

recuperación de estroncio en este tipo de aleaciones. La mejor recuperación se obtiene

bajo condiciones que promuevan reacciones exotérmicas a bajas temperaturas. En

ausencia de una reacción exotérmica, el estroncio se disuelve dentro del metal pero a

velocidades muy lentas. Altos contenidos de estroncio en una aleación maestra promueve

una mejor disolución a bajas temperaturas por lo que de manera práctica debe ser

agregado a bajas temperaturas, este comportamiento se puede observar en la figura 13.

Figura 13. Recuperación de estroncio agregado en una aleación fundida A356 contenido en una

aleación maestra 90%Sr-10%Al a diferentes temperaturas [12]

.

25

Aleaciones maestras con bajos contenidos de estroncio presentan disolución clásica,

esto es, la disolución mejora conforme la temperatura incrementa. Parte del estroncio es

localizado en componentes intermetálicos y la adición del estroncio dentro del baño toma

lugar cuando la disolución se va haciendo gradual y estos componentes se forman, por lo

que la recuperación del estroncio es mayor a altas temperaturas como se observa en la

figura 14.

Figura 14. Recuperación de Sr en una aleación A356 (a) Aleación con bajo contenido de Sr; (b)

Aleación con alto contenido de estroncio [12]

.

La adición de los modificadores durante la fundición es simple y puede ser llevada a

cabo con la ayuda de una herramienta con forma de copa con perforaciones o bien con

una campana, el modificador debe ser empujado hacia el fondo del crisol mediante la

herramienta permitiendo que se disuelva y reaccione en el seno del baño, la agitación no

debe ser violenta ni llevada a la superficie ya que el gas hidrógeno puede ser nuevamente

inducido en el baño [12].

Por otro lado, la adición de sodio es acompañada por una reacción violenta la cual

causa severa agitación y puede elevar el contenido de hidrógeno en el metal fundido. El

tratamiento con estroncio es más moderado y no existen riesgos de elevar el contenido de

hidrógeno en el metal fundido. El sodio es un potente modificador pero sus efectos son

transitorios debido a la oxidación y a las pérdidas de presión de vapor. El efecto del

estroncio es menos transitorio pero puede ser menos eficaz para la modificación a bajas

velocidades de solidificación. El uso de sales higroscópicas incluyendo NaCl y NaF para

26

modificar también representa riesgos por la formación de óxidos y el incremento de la

disolución [12].

La eficiencia de la modificación es medida de acuerdo al espaciamiento que hay

entre los planos de macla, en la tabla 3 se muestran los espaciamientos en varios

sistemas de modificación.

Tabla 3 Espaciamiento de maclas (nm) para diferentes modificadores bajo enfriamiento constante [12]

Estructura Modificador Espaciamiento de maclas (nm)

Acicular Ninguno 400

Fibras Na 5

Fibras Sr 30

Fibras Ba 60

Fibras Yb 50

Fibras Ca 100

2.8.2 Efecto de la modificación sobre la microestructura.

Como ya se mencionó la modificación es el cambio microestructural del silicio en forma

acicular a una en forma de fibras. Las piezas con inadecuada cantidad de estroncio o

sodio, exhibirán una microestructura mixta, una región presentando fibras de silicio, otra

de silicio laminar y otra con silicio acicular. La modificación con estroncio es

frecuentemente menos uniforme comparada con la modificación con sodio. El uso de

antimonio puede producir solamente silicio laminar y nunca fibras de silicio [12].

En la figura 15 se muestran los niveles de modificación que puede presentar una

muestra o bien una muestra puede tener diversas regiones cada una con un nivel de

modificación, los niveles de modificación van del 1 al 5, (1= no modificado y 5=

modificado), el nivel de modificación puede ser calculado. Por ejemplo, una pieza

presenta: 20% de clase 3, 50% de clase 4 y 30% de clase 5, su nivel de modificación será:

27

MR= (0.20)3 + (0.50)4 + (0.30)5 = 4.10

Aa Bb Cc

Donde: A, B, y C representan el porcentaje de cada región modificada, este al final debe

sumar 100%; a, b y c representan el nivel de modificación de cada región modificada en la

pieza y MR el nivel de modificación de la muestra.

En el ejemplo anterior el MR = 4.10 entonces se puede decir que la muestra está

razonablemente modificada y no perfectamente modificada ya que para esto deberá tener

un valor de 5.

Figura 15. Clasificación de niveles de modificación de estructura[12]

Las variables que controlan la modificación son: Tipo de modificador usado, impurezas

presentes en el metal, cantidad de modificador, velocidad de enfriamiento y contenido de

silicio en la aleación.

28

Tipo de modificador.- Ambos modificadores Na y Sr son capaces de modificar la

estructura, aunque el sodio es mejor modificador que el estroncio ya que produce mayor

uniformidad en la modificación a bajas concentraciones comparadas con el estroncio. [1, 10]

Impurezas presentes en el metal.- Todas las aleaciones contienen impurezas que

pueden alterar la modificación con elementos, el fósforo en particular no facilita la

modificación de estructura. El antimonio interactúa con ambos Na y Sr de manera

negativa, el antimonio contiene metales que requieren un excepcional alto nivel de

modificador para producir estructuras de clase 2 o mayores [1, 12].

La cantidad de modificador a utilizar depende del tipo de molde y del tipo de aleación a

tratar, existe un nivel crítico de modificador requerido para producir la microestructura

deseada como se puede observar en la figura 16. A muy altas concentraciones de

modificador se produce una modificación más alta que la clase 5, lo cual es indeseable ya

que una sobre modificación puede ocurrir. [1, 10]

Figura 16. Desarrollo de la microestructura de clase 1 a clase 5 en una aleación A356 adicionando

diferentes cantidades de Sr.

Velocidad de enfriamiento.- Altas velocidades de enfriamiento favorecen el proceso de

modificación. Bajos niveles de modificador se requieren en piezas vaciadas en molde

29

permanente, la modificación en molde permanente también se ve beneficiada debido a la

alta velocidad de enfriamiento del proceso.

La estructura laminar producida por la adición de antimonio es particularmente sensible

a altas velocidades de enfriamiento. El tratamiento con antimonio no es recomendable

para moldes de arena, como este solidifica muy lentamente seguramente se obtendrá una

estructura laminar, por lo que es más recomendable aplicarlo a moldes permanentes [10].

2.8.3 Sobre-Modificación

La adición de sodio o estroncio en niveles más altos a los necesarios para producir una

estructura clase 5 causa efectos dañinos sobre las propiedades de la aleación.

La sobre modificación con sodio toma lugar si el sodio excede su contenido de 0.018 a

0.020 %. Un engrosamiento del silicio ocurre asociado con bandas de aluminio primario,

como se observa en la figura 17. [12].

Figura 17. Micrografía de una aleación Al-7%Si con exceso de adición de modificador.

En la sobre modificación con estroncio dos fenómenos son los que prevalecen, estos

son: engrosamiento del silicio, lo que indica que la modificación previa del silicio con forma

de fibras regresa a una microestructura en forma de placas y la aparición de estroncio

contenido en componentes intermetálicos (Al4SrSi2) en la microestructura como se

observa en la figura 18 [12].

30

(a) (b)

Figura 18. a) Engrosamiento del silicio causado por sobre modificación con 0.09%Sr en una aleación

A356, b) Fase Al4SrSi causada por sobre modificación en una aleación A356.

2.9 Análisis Térmico

El análisis por métodos térmicos ha sido desarrollado para estudiar los cambios en las

propiedades de una muestra que es sometida a calentamiento. Existen algunas

propiedades las cuales dependen de la unión en su estructura molecular y de la naturaleza

del material. Esto incluye las propiedades termodinámicas tales como la capacidad

calorífica, entalpía, entropía y también las propiedades estructurales y moleculares, las

cuales se determinan con difracción de rayos X y con espectrometría [15].

Las transformaciones que cambian al material en un sistema alteran una o más de

estas propiedades. Los cambios pueden ser físicos tales como fusión, transición cristalina

o vaporización, también esto podría estar involucrando a una reacción la cual altera la

estructura química del material.

Los análisis térmicos son un grupo de técnicas en las cuales una o más propiedades

de una muestra son estudiadas, por lo que la muestra es sometida a un programa con

control de temperatura. Las propiedades estudiadas pueden incluir propiedades físicas o

químicas de la muestra o sus productos [15].

31

2.9.1 Análisis Térmico Diferencial y Calorimetría de Barrido Diferencial

El análisis térmico diferencial (DTA) y la calorimetría de barrido diferencial (DSC) son

las técnicas de análisis térmico más ampliamente usadas. El concepto bajo el cual la

técnica es aplicada consiste en obtener información sobre los cambios térmicos de una

muestra por calentamiento o enfriamiento comparándose con una referencia inerte. La

figura 19 es una representación esquemática de las partes principales de un calorímetro.

La muestra y la referencia están contenidas en una celda DTA/DSC. Los sensores de

temperatura, la muestra y la referencia son incorporados a esta celda. El término

“diferencial” hace énfasis a una importante característica en la técnica, en donde dos

sensores con idénticas medidas son usados, uno para la muestra y el otro para la

referencia y la señal del instrumento depende de la diferencia de respuesta de los dos

sensores. De esta manera la señal representa el cambio térmico para ser estudiado libre

de diversos efectos térmicos tales como la influencia de ambos sensores. Esto tiene el

mérito considerable de permitir una alta sensibilidad [15].

Figura 19. Representación esquemática de un instrumento DTA o DSC [15,16]

.

Las dos técnicas de DTA y DSC se basan en los cambios fundamentales de energía.

Con estas técnicas se obtienen datos térmicos entre los que se incluyen: calor especifico,

Control de

atmósfera

Accesorios de

Enfriamiento

Celda

DTA/DSC

Control de

Temperatura

Captura de

datos y análisis Dispositivo de

salida

32

conductividad térmica, calor de fusión, puntos de fusión y de ebullición, cambios

estructurales, que tienen lugar en las transiciones solido-solido y que pueden ser

endotérmicos o exotérmicos. Los picos correspondientes en las curvas DTA y DSC son

generalmente reproducibles, considerándose como la huella dactilar del elemento que se

trate [13].

2.10 Estado del Arte

S. A. Kori y colaboradores [17] estudiaron a detalle la respuesta que tiene una aleación

Al-7%Si bajo condiciones de refinamiento de grano, utilizando una aleación maestra Al-Ti-

B (con diferentes proporciones de Ti-B) a diferentes niveles de adición. Los resultados

indican que aleaciones maestras con altos contenidos de boro actúan como un poderoso

refinador de grano comparado con un refinador de grano convencional (Al-5Ti). Se

desarrolló una aleación maestra que es utilizada para el refinamiento de grano de

aleaciones Al-7%Si, LM-25 (a base de Titanio-Boro en proporción 10:1). De manera

general se obtuvieron mejoras en las propiedades mecánicas con la combinación del

refinador de grano y con la adición de un modificador de estructura a base de estroncio.

N. Fatahalla y colaboradores [18] determinaron que el silicio eutéctico se presenta en

diferentes morfologías dependiendo de la presencia o ausencia del agente modificador y

del tipo de modificador usado. El silicio eutéctico en forma de placas es característico de

las aleaciones sin modificación. La modificación con Na o Sr cambia la morfología del

eutéctico que se encuentra en forma de placas a una morfología en forma de fibras finas.

La ubicación del punto eutéctico en el diagrama de fases Al-Si se determinó en 577°C;

sin embargo, durante la modificación se obtuvo un desplazamiento del punto eutéctico

hacia la región del silicio en el diagrama binario Al-Si a mayores temperaturas que la

temperatura eutéctica binaria. Grandes intervalos de enfriamiento y la modificación con Sr

durante la solidificación incrementaron la dureza de la aleación Al-5.5%Si hasta un valor

de 491Mpa, lo que representa un incremento de alrededor de 6.7% [18].

33

Se comprobó que para aleaciones no modificadas (en donde las partículas de Si

presentan forma de placas) la fractura es frágil, mientras que en las aleaciones donde se

realizó la modificación con Sb, se presentó un modo de fractura mixta (frágil/ductil) y en el

caso de la modificación con Sr y Na, la fractura fue dúctil (formación de cavidades y

posteriormente propagación de la grieta) y fibras de Si fueron encontradas. Un modo de

fractura intergranular se observó en la sección longitudinal cerca de la superficie de

fractura de las aleaciones no modificadas. Sin embargo la fractura observada en las

superficies de fractura de las aleaciones modificadas con Na y Sr sugieren una fractura

transgranular [18].

Hengcheng Liao [19] y colaboradores fabricaron aleaciones Al-13%Si modificadas con

estroncio determinaron que la solidificación eutéctica se origina de la pared del molde

hacia el centro de la pieza con un crecimiento columnar. Al incrementar el contenido de

estroncio en la aleación se obtuvo una transición de grano columnar a equiaxial (CET),

mientras que la adición combinada de estroncio y boro obtuvo un dominante grano

equiaxial en la solidificación eutéctica. Debido a que el eutéctico es la microestructura

dominante en las aleaciones comunes Aluminio-Silicio, es también necesario refinar el

grano eutéctico, así como también modificar el silicio eutéctico y refinar las dendritas para

proveer mejoras en las propiedades mecánicas de piezas utilizadas en la manufactura de

automóviles.

La combinación de la adición de estroncio y boro da como resultado una gran

disminución en el tamaño del grano eutéctico en aleaciones aluminio-silicio comparado

con el efecto que causa la adición de únicamente estroncio. Como es de esperarse un

incremento en la velocidad de enfriamiento refina el grano eutéctico. Los mecanismos del

refinamiento en presencia de estroncio y boro se relacionan con el efecto del incremento

del subenfriamiento de la reacción eutéctica y el número efectivo de densidad de núcleos

eutécticos [19].

3. DESARROLLO EXPERIMENTAL

34

Se fabricaron por fusión en horno de gas aleaciones Al-7%Si y posteriormente se

vaciaron en un molde metálico de acero inoxidable. Se evaluaron modificadores de

estructura y refinadores de grano comerciales de manera individual y combinada. Los

lingotes obtenidos de los diferentes casos se maquinaron y caracterizaron para determinar

la composición química microestructura, dureza, resistencia a la tensión y su

comportamiento de fusión-solidificación mediante pruebas análisis térmico diferencial.

Para el desarrollo experimental de este trabajo se utilizaron los siguientes equipos y

materiales mostrados en la tabla 4.

Tabla 4. Materiales y equipo utilizado en las pruebas de fusión

Materiales Equipo

1. Aluminio (99% pureza)

2. Silicio (99% pureza)

3. Fundente de cobertura y limpieza

Coveral 11N

4. Pastillas desgasificantes (hexacloretano)

5. Refinador de grano Nucleant 3 (base Ti-

B) proporción 5:1

6. Modificador de estructura Simodal 77

(base Na)

7. Lingote refinador y modificador de

estructura estroncio Al-10%Sr

8. Molde cilíndrico de acero inoxidable

(h=148mm, Ø= 77mm)

9. Crisol de carburo de silicio

1. Horno de crisol

2. Termómetro óptico

3. Espectrómetro de emisión óptica (chispa)

modelo Foundry Master

4. Microscopio Óptico Axiover 40 MAT,

Zeiss y Analizador de Imágenes Axio

Vision

5. Probador de dureza Rockwell Wilson

6. Maquina de tensión Shimadzu, Capacidad

100kN/10ft

7. Calorímetro marca TGA/DSC 1 Mettler

Toledo

3. 1 Diagrama de Flujo

La metodología experimental seguida en este trabajo se presenta en el diagrama de

flujo de la figura 20.

35

Figura 20. Diagrama de Flujo del proceso experimental

Fundición de aluminio (99% pureza)

Adición del fundente Coveral 11

Adición del 7% wt de Si (99% pureza)

Adición del fundente Coveral 11

Desgasificación con hexacloretano

Adición del

refinador

Nucleant

Adición del

modificador

Simodal (Na)

Adición del

refinador

Nucleant

Adición del

refinador

Nucleant

Adición del

modificador

base Sr

Adición del fundente Coveral 11

Adición del

modificador

Simodal (Na)

Adición del

modificador

base Sr

Vaciado en molde metálico ≈ 700°C

Análisis

Químico

Pruebas de

Dureza

Pruebas de

Tensión

Análisis

Microestructural

(MO y MEB)

Análisis

Térmico 3ra

Etapa

1ra Etapa

2da Etapa

36

3.2 Procedimiento Experimental

Primer Etapa

Se fabricaron aleaciones Al-7%Si a partir de lingote de aluminio y silicio metálico de

alta pureza, para lo cual se parte de la fundición de 1kg de Aluminio en un horno de gas

con crisol de carburo de silicio, cuando el aluminio se encontró en forma líquida se realizó

la adición del fundente de cobertura y limpieza Coveral 11 en un intervalo de temperatura

de 750 - 800°C con la finalidad de limpiar el baño de posibles impurezas, éste se dejo

actuar por unos minutos y después se realizó la limpieza (se sustrajo la escoria del baño

liquido), posteriormente se adicionó el 7% de Silicio y se agitó hasta su completa

disolución, se adicionó nuevamente el fundente de cobertura y limpieza Coveral 11 para

una nueva limpieza del baño. Una vez obtenida la aleación Al-7% Si, se procedió a los

tratamientos de desgasificación, refinación de grano y modificación de estructura. La

desgasificación se realizó a aproximadamente 750°C, se adicionó 1% de hexacloretano al

metal líquido y se sumergió hasta el fondo del crisol con la ayuda de una herramienta

llamada campana, se dejó reaccionar completamente (1 min aprox.).

Segunda Etapa

La etapa de refinación de grano se llevó a cabo a aproximadamente 750°C se

adicionó 0.25% de la carga del refinador Nucleant (Ti-B) mediante una campana de

inmersión, cuando se observó que la reacción termino, se extrajo la campana y se

procedió al tratamiento de modificación de estructura o bien a la adición del fundente para

limpiar el baño de impurezas y posterior vaciado según sea el caso.

La última etapa del tratamiento es la modificación de estructura la cual se llevó a

cabo mediante la adición del modificador Simodal (base Na) o Estroncio, la adición del

modificador fue dispersada homogéneamente en el metal líquido a una temperatura

aproximada de 715°C, la cantidad de adición de este depende del contenido de silicio en

la aleación y del tipo de molde a utilizar, en este caso se adicionaron 0.2% de Simodal y

en el caso de Sr se adicionaron 0.02% en base a la carga, tan pronto como finaliza la

reacción, se adicionó nuevamente el fundente de cobertura y limpieza Coveral 11 y el

Dross fué removido del metal. Por último se realizó el vaciado en un molde cilíndrico de

37

acero inoxidable a una temperatura aproximada de 700°C, para obtener una pieza

cilíndrica, la cual fue maquinada para obtener una pieza cubica, la cual fue seccionada

para obtener muestras para análisis químico y caracterización, las etapas uno y dos se

observan en la figura 21.

Figura 21. Proceso de fundición, tratamientos de refinación y modificación; vaciado de la aleación Al-7%Si.

En este trabajo se realizaron seis fusiones, variando las adiciones del refinador de

grano y los modificadores de estructura. Todas las aleaciones se obtuvieron fundiendo 1kg

de aluminio (99% pureza) adicionando 70g de silicio para obtener la aleación Al-7% Si. En

la primer fusión no se adicionaron refinadores y modificadores con el objeto de utilizarla de

referencia en la determinación del efecto de las adiciones de los modificadores y el

refinador. Las pruebas realizadas se muestran en la tabla 5.

Tabla 5. Fusiones realizadas

Fusión Al

(g) Si (g)

Temperatura °C Refinador

Nucleant (%)

Modificador

(Na) (%)

Modificador

(Sr) (%)

1 1000 70 700 -

2 1000 70 700 0.25 - -

3 1000 70 700 - 0.2 -

4 1000 70 700 - - 0.02

5 1000 70 700 0.25 0.2 -

6 1000 70 700 0.25 - 0.02

38

Tercera Etapa

En esta etapa, se caracterizaron las aleaciones fabricadas. La composición química se

determinó con el espectrómetro de emisión óptica (chispa) de la figura 22. La prueba

consistió en obtener una muestra plana de la sección transversal del cilindro maquinado

obtenido en cada fusión realizada, se observa que la muestra no tenga visibles agujeros,

rechupes, grietas, fisuras o cualquier otro defecto que afecte la homogeneidad de la

muestra, después se realiza el desbaste y el pulido de la muestra con el objetivo de

obtener una superficie plana y sobre todo libre de posibles impurezas, por último ésta se

limpia con alcohol. Para realizar el análisis químico primero se inspeccionó que el equipo

se encontrara calibrado, para esto se tomó una muestra patrón la cual consiste en

aleaciones de composición química conocida y cercana a la muestra a analizar, se

chispea 5 veces la muestra patrón y se comparan los datos obtenidos con los datos de la

muestra patrón, si estos coinciden se procede a realizar el análisis, si no fuese el caso se

procede a calibrar el equipo. La muestra ya preparada es colocada en el portamuestras

del equipo y se ajusta para que no se mueva durante el análisis, también se revisa que el

flujo de gas argón sea correcto y se procede a realizar la quemadura de la muestra, se

realizaron 3 quemaduras por muestra. El arco eléctrico o la chispa pasan por la muestra

calentándola a altas temperaturas para excitar los átomos, los átomos excitados emiten

luz en varias longitudes de onda que pueden ser detectadas mediante métodos

espectroscópicos comunes, esta técnica de análisis es rápida y confiable.

Figura 22. Espectrómetro de emisión óptica (de chispa) modelo Foundry Master

39

Las pruebas de tensión y dureza se realizaron con el propósito de evaluar el efecto

del refinador y/o modificadores sobre la microestructura y propiedades mecánicas de las

aleaciones fabricadas, las muestras para ambas pruebas fueron tomadas del centro, parte

superior y parte inferior del cilindro obtenido de cada fundición realizada; las muestras

fueron pulidas y desbastadas, en el caso de las probetas para ensayos de tensión las

pruebas se realizaron en una Maquina de tensión Shimadzu con capacidad de 100 kN/10ft

(ver figura 23 a), aplicando una velocidad de deformación de 1mm/min, las dimensiones

de las probetas se siguieron según la norma ASTM E-8 mostradas en la figura 24. En el

caso de los ensayos de dureza estos se realizaron de acuerdo a la norma ASTM E-18 Los

ensayos de dureza fueron realizados en un probador de Dureza marca Rockwell Wilson

(figura 23 b), dureza Rockwell B con una carga de 100 kilogramos y utilizando un

indentador de 1/16 in, se realizaron tres indentaciones por probeta (9 indentaciones por

fundición), para finalmente obtener el dato de dureza que se lee directamente en la

caratula del equipo.

(a) (b)

Figura 23. Equipos para determinar propiedades mecánicas, a) Probador de dureza Rockwell Wilson b)

Maquina de tensión Shimadzu

40

Figura 24. Dimensiones de probetas para tensión Norma ASTM E8.

El análisis microestructural se llevó a cabo mediante técnicas de microscopia,

óptica y microscopia electrónica de barrido de la figura 25. En este análisis se observó la

microestructura y los posibles cambios en la morfología del silicio eutéctico y de la fase Al-

α, así como también para determinar el espaciamiento interdendrítico secundario (DAS)

con la ayuda del software Carnoy. La muestras para este tipo de análisis fueron tomadas

del centro, parte superior e inferior del cilindro maquinado de cada fusión, las cuales

fueron montadas en baquelita y desbastadas con lijas de carburo de silicio del numero

300, 400, 500, 600, 800, 1000 y 1200 después se pulieron en un paño con alúmina de

0.3µ con el fin de tener una superficie plana, sin ralladuras y libre de impurezas, las

muestras para análisis macroscópico fueron atacadas de 10 a 15 segundos con el reactivo

Tucker (25mL agua destilada, 45 mL de HCl, 15 mL de HNO3 y 15 mL HF) con el fin de

revelar los limites de grano de la aleación el análisis se realizó en un estereoscopio, las

macrografías fueron tomadas a 15x. Para el análisis microscópico las muestras fueron

atacadas de 10 a 15 segundos con el reactivo Keller (20 mL de agua destilada, 20 mL de

HNO3, 20 mL de HCl y 5 mL de HF) para revelar la microestructura de la aleación, en este

caso las micrografías fueron tomadas a 50x, 100x y 200x.

Segmento Dimensiones mm

A 25

B 5.5

C 10

G 15

L 43

T 3.5

W 5

41

Carnoy es un software de uso sencillo, especialmente diseñado para realizar

medidas en imágenes SEM y TEM. Carnoy emplea una única opción para la calibración la

cual permite a los usuarios al hacer clic en una barra de herramientas introducir la escala,

longitud y disponer de mediciones calculadas directamente sobre micrografías. Carnoy

mide longitud, perímetro y área de superficie de objetos regulares como irregulares.

También se puede realizar un análisis automatizado de partículas, contar y medir. En las

mediciones se pueden hacer anotaciones y luego exportar a un archivo delimitado para su

posterior análisis. Carnoy cuenta con una interfaz limpia y fácil de usar, por lo que es un

software productivo en cuestión de minutos.

En el caso del análisis por MEB las muestras fueron obtenidas de la parte central del

cilindro maquinado de cada fundición fabricada, las muestras fueron desbastadas, pulidas

y atacadas, en este caso se realizó un ataque profundo para poder observar la morfología

del silicio eutéctico; los reactivos utilizados disolvieron la matriz de Al para revelar la

morfología del silicio, los reactivos usados fueron: reactivo A) 15 mL de HCl, 10 mL de HF

y 90 mL de agua destilada por un tiempo de 30 minutos y reactivo B) 25 mL de HNO3 y 90

mL de agua destilada por un tiempo de 20 minutos.

(a) (b)

Figura 25. a) Microscopio Óptico con Analizador de Imágenes b) Microscopio electrónico de Barrido JEOL

6300

El análisis térmico se realizó mediante la técnica DTA, para la realización de esta

prueba se utilizó un calorímetro marca TGA/DSC1 Mettler Toledo (figura 26) con una

42

temperatura inicial de 700°C y final de 30°C con un rango de enfriamiento de 5°C/min. La

cantidad de muestra fue pequeña entre 40 y 50 mg tomadas del lingote obtenido de cada

aleación producida, las muestras fueron introducidas en un crisol de alúmina. Para esta

prueba se utilizan dos crisoles de alúmina, uno vacio (referencia) y el otro con la muestra a

analizar, ambos son introducidos al equipo, después se establecieron los parámetros de

operación ya mencionados (temperatura, rango de enfriamiento, etc.) y se verifica el flujo

de gas argón, el análisis se pone en marcha y los datos de flujo de calor, temperaturas y

tiempos, son proporcionados por el software del equipo.

Figura 26. Equipo de calorimetría marca TGA/DSC1 Mettler Toledo

4. RESULTADOS Y ANÁLISIS

43

4.1 Composición Química

La composición química de cada una de las aleaciones fabricadas se muestra en la

tabla 6. El análisis se realizó en un espectrómetro de chispa, las muestras para llevar a

cabo esta prueba fueron obtenidas después de maquinar el lingote para obtener muestras

de los extremos del cubo maquinado. Los resultados son comparados con una aleación

comercial de aluminio A-356.

Tabla 6. Composición Química de las seis fusiones realizadas

Fusión Si Fe Cu Mn Mg Zn Cr Ti B Na Sr

A-356 6.5-7.5 0.20 0.20 0.10 0.25-0.45 0.10 - 0.20 - - -

1 6.52 0.348 0.0306 0.0142 0.0162 0.0336 0.0016 0.0187 0.0005 0.0014 0.0015

2 6.55 0.754 0.0305 0.0540 0.0043 0.0124 0.0958 0.0388 0.0013 0.0011 0.0001

3 6.64 0.407 0.0395 0.0220 0.0039 0.0106 0.0190 0.0161 0.0005 0.0015 0.0001

4 6.94 0.337 0.0272 0.0118 0.0027 0.0115 0.0012 0.0180 0.0005 0.0011 0.0016

5 6.61 0.341 0.0326 0.0130 0.0044 0.0222 0.0010 0.0417 0.0011 0.0030 0.0001

6 7.05 0.317 0.0283 0.0131 0.0022 0.0120 0.0013 0.0325 0.0005 0.0011 0.0012

La composición química de las fusiones realizadas presentan niveles de silicio

adecuados según la norma ASTM B26/B26 M-3 para aleaciones A356 en donde el silicio

debe encontrarse entre 6.5 y 7.5 %. El hierro en todas las pruebas se encuentra por

encima del valor máximo establecido en aleaciones A356, esto se atribuye a una posible

contaminación del baño por los herramentales de acero utilizados durante la fusión. Los

demás elementos como el Cu, Mn, Mg, Zn y Cr se encuentran en bajos porcentajes. Se

observa que los elementos que conforman al refinador Nucleant (Ti y B) fueron detectados

por el espectrómetro de chispa teniendo mayor presencia en las fusiones 2, 5 y 6 en

donde fue adicionado.

De igual manera los elementos que conforman a los modificadores de estructura

utilizados en la experimentación (Na y Sr) se encuentran presentes en los resultados

44

químicos en pequeñas cantidades, en el caso del Na éste se encuentra presente en

las fusiones 3 y 5 donde fue adicionado, con niveles de 0.0015 y 0.0030 % y en el caso

del Sr que fue agregado en las fusiones 4 y 6 se encuentra en proporciones de 0.0016 y

0.0012 %Sr.

4.2 Análisis cualitativo del fundente Coveral, refinador Nucleant y modificadores

de estructura Simodal y Sr por DRX.

Para conocer la composición química cualitativa del fundente, refinador y

modificadores utilizados en este trabajo, estos se caracterizaron mediante DRX. El

refinador Nucleant está compuesto básicamente de dos sales, el fluorotitanato de potasio

(K2TiF6) en mayor proporción y la Halita (NaCl) como se observa en el difractograma de la

figura 27.

Figura 27. Difractograma del Refinador Nucleant

El fluorotitanato de potasio es utilizado en la metalurgia del aluminio para la

fabricación de aleaciones de aluminio base que contienen titanio, en la industria de

metales no ferrosos y en la obtención de titanio por electrolisis [20].

Las partículas de K2TiF6 actúan como sitios efectivos de nucleación en la refinación

del grano mediante nucleación heterogénea. La interacción entre sales de K2TiF6 y KBF4

10 20 30 40 50 60 70 80 90

0

200

400

600

800

Inte

nsid

ad

(u

.a.)

2

080488 K2TiF6

050628 NaCl (Halite)

030333 KBF4

45

con el aluminio fundido reacciona exotérmicamente para producir partículas de TiB2, TiAl3

y AlB12 [20].

En el difractograma de la figura 28 se muestra la composición cualitativa del

modificador Simodal el cual presenta una composición a base de sales de Na, Ca, F y Cl,

estas sales son comúnmente usadas como fundentes en la metalurgia para evitar la

porosidad o formación de grietas en la producción de piezas de aluminio.

Figura 28. Difractograma del modificador Simodal

El difractograma de la figura 28 muestra que el modificador está compuesto

básicamente de sales complejas como CaClOH, (Ca Y)F2 y NaB3O5H2O. El uso de estas

sales higroscópicas utilizadas para modificar también representa riesgos para la formación

de óxidos y el incremento de disolución de gases de la atmósfera; sin embargo, su uso es

esencial en la modificación de microestructuras de aleaciones de aluminio, además de

reducir los defectos por contracción e incrementar las propiedades mecánicas.

El lingote refinador base Sr presenta un difractograma mejor definido a diferencia de

los obtenidos con los reactivos nucleant y simodal, debido a que es una aleación maestra

Al-Sr. En el difractograma de la figura 29, se observa la presencia de aluminio y el

10 20 30 40 50 60 70 80 90

0

200

400

600

800

1000

1200

1400

1600

Inte

nsid

ad

(u

.a.)

2

040787 Aluminum, syn

0430666 Magnetoplimbite Pb(Fe, Mn)12O19

310293 Fluorite, yttrian (Ca, Y)F2

201081 Ameghinite NaB3O5 H2O

360983 Calcium cholride Hydroxide CaClOH

46

componente Al4Sr. De acuerdo a la literatura, la composición de esta aleación maestra

tiene una importante influencia en el comienzo y duración del efecto de modificación [21].

Figura 29. Difractograma del lingote modificador estroncio.

La presencia del compuesto Al4Sr, además de modificar la estructura, presenta una alta

actividad, eleva las propiedades mecánicas, acelera el proceso de solidificación y mejora

la resistencia a la corrosión de las aleaciones Al-Si. Esta aleación tiene una influencia

crucial en el inicio y la duración en el efecto de modificación de estructura de la aleación

Al-Si. Este fenómeno es atribuido al tiempo de permanencia de las partículas Al4Sr la cual

es dependiente de su tamaño [21].

El fundente de cobertura y limpieza Coverall 11 presenta una composición compleja a

base de diversos componentes como se muestra en el difractograma de la figura 30.El

fundente coverall está conformado por diversas sales de composición compleja como:

Na2SO4, Na2SiF6, Ca(Mg, Fe) B2O5, Na2SiF6, estas sales tienen propiedades

higroscópicas que crean una barrera líquida entre la atmósfera del horno y el aluminio

fundido que ayuda a la prevención de oxidación del metal y ayudan a evitar la absorción

del hidrógeno, así como también ayudan a eliminar los óxidos del metal, promueven una

0 10 20 30 40 50 60 70 80 90

0

1000

2000

3000

4000

Inte

nsid

ad

(u

.a.)

2

040787 Aluminum

070375 Al4Sr

47

escoria ligeramente menos seca ya que su función es reaccionar en el seno del metal y no

en la escoria, este fundente debe estar en contacto íntimo con el aluminio líquido por lo

durante su adición se debe agitar para una buena limpieza del baño.

Figura 30. Difractograma del fundente de cobertura y limpieza Coverall

4.3 Estructura de grano

En la figura 31 se muestra el tamaño de grano de las seis aleaciones fabricadas a

15x. La figura 31(a) presenta una estructura columnar, gruesa y no-uniforme la cual

corresponde a la aleación sin adición del refinador de grano y modificador de estructura, el

tamaño de grano obtenido en esta aleación fue de 0.914mm. El efecto de la adición de

refinador de grano se muestra en la figura 31(b), la adición favoreció que la aleación

solidificara con una estructura de grano equiaxial fino, consiguiendo una reducción de

tamaño de grano de 0.471mm. Las figuras 31(c) y (d) presentan las aleaciones tratadas

con los modificadores simodal (base Na) y estroncio respectivamente, la estructura de

grano es gruesa y no uniforme sin embargo la estructura en forma columnar disminuyó. El

efecto de la adición combinada de refinador nucleant (base Ti-B) y los modificadores de

estructura simodal (base Na) y estroncio se muestra en las figuras 31(e) y (f), las

estructuras revelan granos equiaxiales y dendritas dentro de cada grano.

10 20 30 40 50 60 70

0

200

400

600

800

1000

Inte

nsid

ad

(u

.a.)

2

050631 Thenardite, syn Na2SO

4

331280 Malladrite, syn Na2SiF

6

360389 Clinokirchatovite Ca(Mg,Fe)B2O

5

080036 Malladrite, syn Na2SiF

6

48

(a) (b)

(c) (d)

(e) (f)

Figura 31. Estructura de grano de las aleaciones fabricadas: (a) sin adición, (b) Nucleant,

(c)Simodal, (d) modificador base Sr, (e) Nucleant + Simodal, (f) Nucleant + modificador base Sr.

49

No. Tamaño de grano (mm)

Aleación 1 Aleación 2 Aleación 3 Aleación 4 Aleación 5 Aleación 6

1 0.626 0.500 0.618 0.661 0.776 1.216

2 0.611 0.397 0.824 0.577 0.820 0.954

3 1.116 0.313 0.599 1.130 0.862 1.176

4 1.220 0.500 0.598 0.805 0.923 1.258

5 0.505 0.333 0.785 0.680 0.816 0.921

6 1.356 0.666 0.743 0.721 0.613 1.443

7 0.997 0.375 0.888 1.279 1.652 1.301

8 0.838 0.479 0.683 1.010 0.919 0.987

9 0.861 0.499 1.215 0.659 1.293 1.135

10 1.014 0.645 0.721 1.525 0.623 0.937

Prom 0.914 0.471 0.767 0.905 0.930 1.133

La tabla 7 presenta los valores de tamaño de grano para cada aleación fabricada, la

mediciones se realizaron usando el programa Carnoy, de acuerdo a las medidas obtenidas

el tamaño de grano más fino se obtuvo en la aleación con adición del refinación de grano

con un valor promedio de 0.471mm y el grano más grueso fue el de la aleación con

adición combinada del refinador de grano y el modificador de estructura base estroncio

con un valor promedio de 1.113mm. También es importante mencionar la presencia de

poros en las aleaciones 3, 5 y 6. Esto se atribuye a que el efecto de los aditivos fue

inhibido ó las condiciones de las pruebas no fueron las correctas; la adición del

modificador base sodio es acompañada por una reacción violenta la cual causa severa

agitación que puede elevar el contenido de hidrogeno en el metal fundido generando

porosidad en las piezas [12].

Tabla 7. Tamaño de grano de las aleaciones fabricadas

4.4 Análisis Microestructural

Las micrografías de las 6 fusiones obtenidas se muestran en las figuras 32 a la 37 a

50X, 100X y 200X. Estas micrografías fueron utilizadas en la medición del espaciamiento

de brazos dendríticos secundarios (DAS) mediante el software Carnoy. Los resultados de

estas mediciones se presentan en las tablas 7 a 12 y representan el promedio de diez

lecturas de manera aleatoria de la parte superior, central e inferior de la probeta

maquinada.

50

No. Superior Central Inferior

1 55.746 51.499 45.614

2 52.769 54.389 65.923

3 55.052 69.723 47.205

4 54.405 60.415 46.615

5 56.159 55.117 47.400

6 47.717 61.435 50.877

7 59.871 78.315 48.776

8 55.829 56.035 53.097

9 50.899 51.064 48.173

10 48.166 52.486 50.512

Prom 53.661 59.048 50.419

50X 100X 200X

(a) Si

(b) Si

(c)

Figura 32. Micrografías de la aleación Al-7%Si sin adición de refinador y modificador a) parte superior; b)

central y c) inferior de la probeta.

Tabla 8. Medidas DAS en µm de la fusión 1.

Matriz de

Al

Matriz

de Al

51

No. Superior Central Inferior

1 37.171 29.544 40.399

2 36.572 30.509 36.108

3 38.483 33.210 35.078

4 34.876 32.824 35.214

5 30.220 31.938 37.958

6 36.537 32.137 41.833

7 33.683 29.715 40.710

8 35.533 36.152 34.482

9 36.324 33.970 32.921

10 37.136 27.018 40.399

Porm 35.654 31.702 37.510

50X 100X 200X

Si (a)

(b) Si

(c)

Figura 33 Micrografías fusión 2, aleación Al-7%Si con adición del refinador de grano Nucleant (base Ti-B),

parte superior, central e inferior de la probeta

Tabla 9. Medidas DAS µm de la fusión 2.

Matriz

de Al

Matriz

de Al

52

No. Superior Central Inferior

1 40.122 45.881 43.103

2 31.181 44.701 45.648

3 42.589 36.512 41.451

4 43.146 39.293 41.665

5 30.404 37.117 45.908

6 39.923 36.349 37.655

7 39.198 40.337 42.652

8 39.522 36.996 37.219

9 37.280 41.676 41.736

10 40.714 41.676 44.596

Prom. 38.408 40.054 42.163

50X 100X 200X

(a) Si

Si (b)

(c)

Figura 34. Micrografías fusión 3, aleación Al-7%Si con adición del modificador de estructura Simodal (base

Na), parte superior, central e inferior de la probeta.

Tabla 10. Medidas DASµm de la fusión 3.

Matriz

de Al

Matriz

de Al

53

No. Superior Central Inferior

1 46.309 48.864 48.737

2 46.805 52.652 43.852

3 48.516 51.080 46.309

4 51.590 49.675 47.910

5 40.950 50.260 42.244

6 51.140 48.769 51.798

7 45.741 50.505 49.644

8 43.993 40.912 47.067

9 48.516 47.717 47.231

10 43.993 54.706 45.741

Prom. 46.755 49.514 47.053

50X 100X 200X

Si (a)

(b) Si

(c)

Figura 35. Micrografías fusión 4, aleación Al-7%Si con adición del modificador base estroncio (Sr), parte

superior, central e inferior de la probeta

Tabla 11. Medidas DAS µm de la fusión 4

Matriz

de Al

Matriz

de Al

54

No. Superior Central Inferior

1 44.906 41.584 46.608

2 51.526 44.271 53.262

3 47.335 43.852 51.946

4 57.338 43.145 49.146

5 57.841 44.927 40.344

6 55.678 39.418 47.717

7 43.799 50.869 59.871

8 53.283 48.926 59.639

9 49.552 48.926 57.271

10 48.456 43.751 60.887

Prom. 50.971 44.967 52.669

50X 100X 200X

Si (a)

(b) Si

(c)

Figura 36. Micrografías fusión 5, aleación Al-7%Si con adición del refinador Nucleant y adición del

modificador Simodal (base Na), parte superior, central e inferior de la probeta

Tabla 12. Medidas DAS µm de la fusión 5.

Matriz

de Al

Matriz

de Al

55

50X 100X 200X

Si (a)

(b) Si

(c)

Figura 37. Micrografías fusión 6, aleación Al-7%Si con adición del refinador Nucleant y adición del

modificador base Sr, parte superior, central e inferior de la probeta.

Tabla 13. Medidas DAS µm de la fusión 6.

No. Superior Central Inferior

1 51.867 59.027 53.349

2 56.292 57.133 56.486

3 60.443 60.809 55.080

4 57.131 61.600 55.080

5 64.372 60.809 58.965

6 60.933 61.071 58.761

7 55.199 63.401 58.309

8 57.313 63.982 65.679

9 66.351 65.649 63.172

10 55.511 62.106 54.761

Prom. 58.541 61.559 57.964

Matriz

de Al

Matriz

de Al

56

La figura 32 muestra la microestructura de la fusión 1 sin adiciones, en este caso se

observa una microestructura caracterizada por una matriz dendrítica rica en aluminio α y

una mezcla eutéctica en la región interdendrítica formada por partículas de silicio las

cuales son gruesas y presentan una morfología en forma de placas y/o agujas, esta

estructura corresponde a la clase 1 la cual corresponde a una estructura no-modificada. El

efecto de la adición del refinador nucleant sobre la microestructura de la aleación se

muestra en la figura 33 (fusión 2), la adición de 0.25% de refinador causa una apariencia

significativamente diferente a la mostrada en la figura 32, se observa que el tamaño y la

fracción de agujas de silicio se reducen notablemente, se presenta una estructura laminar

y de acuerdo a la transformación del eutéctico esta estructura corresponde a la clase 2.

Con la adición del refinador (Ti-B), es evidente que la estructura del grano se afina debido

a que la inoculación del refinador (Ti-B) en la aleación fundida Al-7%Si provee un mayor

número de sitios de nucleación en donde inicia la solidificación de la fase Al-α obteniendo

un tamaño de grano fino.

El efecto de la modificación con sodio (0.2%) sobre la morfología del silicio se observa

en la figura 34 (fusión 3), la adición de sodio modifica notoriamente la microestructura de

la aleación obteniendo fibras de silicio eutéctico las cuales son características de la clase 5

de nivel de transformación del eutéctico. La microestructura de la aleación con adición del

modificador base estroncio (fusión 4) se muestra en la figura 35, se observa una estructura

parcialmente modificada con silicio laminar la cual corresponde a un nivel de modificación

de 3; esto significa que la aleación no fue perfectamente modificada, sin embargo las

partículas de silicio disminuyeron de tamaño y se observó una microestructura más

homogénea comparada con la adición del modificador Na.

La microestructura de la aleación Al-7%Si consiste en granos primarios α-Al grandes y

alargados y el silicio eutéctico en forma de placas que inducen pobre ductilidad a la pieza

fabricada. La adición de refinadores de grano base Ti-B y modificadores de estructura Na,

Sr propician que a partir de granos grandes α-Al se obtengan granos finos y equiaxiales y

el silicio eutéctico que se encuentra en forma de placas cambia a finas y pequeñas

partículas, como se puede observar en las figuras 36 y 37 que corresponden a las

aleaciones 5 y 6 donde se realizó la adición combinada del refinador y los modificadores

respectivamente. Ambas fusiones tratadas no presentan la misma morfología, esta cambia

57

Aleación DAS %

Reducción

1 59 - 50 -

2 37 - 31 37.61

3 42 - 38 26.61

4 49 -46 12.84

5 52 - 44 11.93

6 61 - 58 -

debido al modificador usado, como se puede observar en la figura 36 que corresponde a la

fusión 5 (adición del refinador (Ti-B) + modificador base Na) ésta presenta una

microestructura clase 4 donde la presencia y el tamaño de placas y/o agujas de silicio

eutéctico disminuyó, la microestructura es fina y homogénea. En la figura 37 se presenta

la microestructura de la fusión 6 con adición del refinador Ti-B y la modificadora base Sr,

en esta micrografía se observa una estructura clase 5 donde se observan fibras de silicio

eutéctico. El cambio en la morfología del silicio eutéctico es atribuido al tipo de modificador

utilizado, el Na y el Sr tienen efectos diferentes sobre la morfología del silicio eutéctico.

4.5 Medición del DAS

Los resultados de la medición del espaciamiento de brazos dendríticos secundarios

(DAS) corroboran las observaciones realizadas en la estructura de grano y micrografías de

cada prueba. La tabla 14 presenta el resumen de la medición de tamaño de grano y el

porcentaje de reducción que se obtuvo con la adición del refinador de grano y la adición

combinada con modificadores de estructura de las 6 aleaciones fabricadas.

Tabla 14. Tamaño y % de reducción de grano

Es evidente la reducción del tamaño de grano en la aleación 2, en este caso la adición

del refinador de grano Ti-B favoreció la disminución del DAS obteniendo un valor promedio

de 34µm comparado con la aleación 1 sin adición del refinador de grano y modificadores

de estructura que fue de 54.5µm. En la aleación 2 se alcanzó un 37% de reducción de

tamaño de grano. El efecto del refinador de grano en los casos donde se adicionó de

manera combinada con los modificadores de estructura no fue el mismo, el DAS obtenido

en estos casos fue de 48 y 59.5 µm para las aleaciones 5 y 6. Es evidente que la

reducción del DAS no fue satisfactoria en estos casos ya que se obtuvieron porcentajes de

58

reducción muy bajos entre 11 y 12%, esto se atribuye a que el efecto del refinador de

grano fue inhibido por la adición de los modificadores.

4.6 Análisis microestructural mediante la técnica de MEB

Las figuras 38 a 43 muestran los resultados obtenidos mediante MEB en la determinación de la morfología, presencia y distribución de elementos y compuestos intermetalicos; mediante la técnica de mapeo composicional para cada una de las fusiones realizadas.

(b) (c)

(a)

(d)

(f) (g)

(e)

(h)

Figura 38. Micrografías de la fusión 1, sin adición, (a) Micrografía 350x; (b) Mapeo del Al, (c) Mapeo del

Si: (d) Mapeo del Fe; (e) Micrografía 2500x; (f) Mapeo del Al, (g) Mapeo del Si y (h) Mapeo del Fe.

β-AlFeSi

β-AlFeSi

α - Al

Si

59

(b) (c)

(a)

(a)

(d) (e)

` (g) (h)

(f)

(i) (j)

Figura 39. Micrografías de la fusión 2, con adición del refinador de grano nucleant, (a) Micrografía 300x;

(b) Mapeo del Al, (c) Mapeo del Si; (d) Mapeo del Fe; (e) Mapeo del Ti; (f) Micrografía a3000x; (g) Mapeo

del Al, (h) Mapeo del Si, (i) Mapeo del Fe y (j) Mapeo del Ti.

β-AlFeSi

β-AlFeSi

α - Al

Si

60

(b) (c)

(a)

(d)

(f) (g)

(e)

(h)

Figura 40. Micrografías de la fusión 3, con adición del modificador simodal (base Na), (a) Micrografía

300x; (b) Mapeo del Al, (c) Mapeo del Si; (d) Mapeo del Fe; (e) Micrografía a3000x; (f) Mapeo del Al, (g)

Mapeo del Si y (h) Mapeo del Fe.

Si eutéctico

α - Al

Si eutéctico

61

(b) (c)

(a)

(d) (e)

(g) (h)

(f)

(i) (j)

Figura 41. Micrografías de la fusión 4, con adición del modificador base estroncio, (a) Micrografía 300x;

(b) Mapeo del Al, (c) Mapeo del Si; (d) Mapeo del Fe; (e) Mapeo del Sr; (f) Micrografía a3000x; (g) Mapeo

del Al, (h) Mapeo del Si y (i) Mapeo del Fe y (j)Mapeo del Sr.

Si eutéctico

α - Al

Si eutéctico

62

(b) (c)

(a)

(d) (e)

(g) (h)

(f)

(i) (j)

Figura 42. Micrografías de la fusión 5, con adición del refinador nucleant (Ti-B) y del modificador simodal

(base Na); (a) Micrografía 300x; (b) Mapeo del Al, (c) Mapeo del Si; (d) Mapeo del Fe; (e)Mapeo del Ti; (f)

Micrografía a3000x; (g) Mapeo del Al, (h) Mapeo del Si; (i) Mapeo del Fe y (j)Mapeo del Ti.

Si eutéctico

α - Al Si eutéctico

63

(b) (c)

(a)

(d) (e)

(g) (h)

(f)

(f)

(i) (j)

Figura 43. Micrografías de la fusión 6, con adición del refinador nucleant (Ti-B) y del modificador base

estroncio; (a) Micrografía 300x; (b) Mapeo del Al, (c) Mapeo del Si; (d) Mapeo del Fe; (e)Mapeo del Ti; (f)

Micrografía a3000x; (g) Mapeo del Al, (h) Mapeo del Si; (i) Mapeo del Fe y (j)Mapeo del Ti.

Si eutéctico

Si eutéctico

α - Al

64

Los resultados de la figura 38 corresponden a la aleación sin adiciones (fusión 1) los

mapeos indican que la composición de la aleación es básicamente aluminio, silicio y

fierro. Se observa en la micrografía que la morfología del silicio eutéctico se encuentra

forma de grandes placas y/o agujas figura 38(a) y (e) así como también puede observarse

el intermetálico β que se forma con el Si, Al y Fe. Para la fusión 2, en la cual se adicionó el

refinador nucleant (figura 39), se observa la disminución del tamaño de las placas y/o

agujas del silicio eutéctico así como también la forma de estas placas es diferente a la que

presenta la fusión sin adiciones y nuevamente se observa la fase β (Fe-Si-Al), la cual se

forma en presencia del fierro, los elementos presentes y la distribución del los mismos

puede observarse en los mapeos realizados. Los mapeos muestran la presencia del

elemento refinador Ti figuras 39 (e) y (j) se observa la presencia y distribución de este

elemento en la aleación.

En la figura 40(a) se presenta la microestructura de la aleación con adición del

modificador simodal (base Na) en la microestructura se observa que las placas y/o agujas

del silicio eutéctico han disminuido debido a que su morfología cambió, se observa una

microestructura fina y homogénea. La micrografía 40 (e) muestra un notable cambio de

morfología del silicio eutéctico en forma de algas, se reporta que este cambio en la

morfología del silicio eutéctico en forma de placas y/o agujas a una morfología en forma de

fibras y/o algas mejora las propiedades mecánicas y microestructurales de la aleación Al-

7%Si. En los mapeos de las figuras 40 (b, c, d, f, g y h) se observa la presencia y la

distribución de los elementos Al, Si y Fe, el elemento modificador Na, no fue detectado,

esto debido a la escasa presencia de éste en el modificador y a la mínima cantidad de

modificador adicionado en la aleación.

El efecto del uso de Sr como agente modificador se observa en la figura 41, el cambio

en la morfología del silicio eutéctico nuevamente es evidente, en las micrografías 41 (a) y

(f) se observa una morfología en forma de fibras, diferente a la que presenta la fusión

modificada con Na, esto indica que cada modificador ejerce diferentes tipos de efectos

sobre la aleación Al-7%Si. En los mapeos figuras 41 (b, c, d, g, h, i) se puede observar la

presencia y distribución de los elementos presentes en esta fusión (Al, Si y Fe), mediante

esta técnica se detectó la presencia del elemento modificador Sr, en los mapeos 41 (e y j)

se observa la distribución del Sr. Las micrografías en la figura 42 (a y f) muestran la

65

Fusión Rockwell B Prom Brinell

C 1 2 3 4 5 6 7 8 9

A-356 - - - - - - - - - - 80

1 55.5 51 54 51 62.5 56.7 54 55 51.5 54.57 88

2 55 55.2 49 48 48.5 50.8 51.5 49 42 49.88 83

3 41 40 45 38 35.5 33.5 31 32.5 33 36.61 72

4 16.5 16.8 16.2 16.8 14 16.5 16.5 16.5 18 16.42 60

5 25.5 25 28 30.8 28.9 30.5 30.2 30.8 30.2 28.87 66

6 29 26.8 27.5 29 33 23 22 32 27.3 27.73 65

influencia de la adición combinada del refinador Ti-B y el modificador base Na, donde se

observa que no hay una modificación completa en la morfología del silicio eutéctico (fibras

o algas), la morfología del silicio presenta una forma de listones diferente a las que

presentan las fusiones anteriores, de igual manera se muestra el mapeo de los elementos

presentes y su distribución en la aleación figura 42 (b, c, d, e, g, h, i, j), en el mapeo se

detectó la presencia del elemento refinador Ti. La adición combinada del refinador de

grano y el modificador base Sr afectan el tamaño y la morfología del silicio eutéctico como

se observa en la figura 43 (a y f) donde se aprecia una estructura fibrosa y el silicio

eutéctico presenta una morfología distinta a las obtenidas anteriormente, estos resultados

confirman que los modificadores ejercen diferentes efectos sobre la microestructura de la

aleación Al-7%Si y que en el caso de las aleaciones con adición combinada del refinador

de grano y modificadores de estructura el efecto de uno es suprimido por el otro, ya que

no se obtuvieron microestructura modificadas completamente.

4.7 Ensayos de dureza

Los resultados de durezas determinadas en la escala Rockwell B se presentan en la

tabla 15. Se presenta el promedio de nueve mediciones para cada fusión realizada y su

correspondiente equivalencia en la escala Brinell. Los resultados se comparan con la

dureza reportada para una aleación comercial A 356.

Tabla 15. Resultados obtenidos en pruebas de dureza

En esta tabla 13 se observa que solo en el caso de la fusión con adición del

refinador de grano, realizada con la adición del refinador nucleant, la dureza obtenida es

66

mayor que el valor de la aleación comercial A-356, mientras que para las demás pruebas,

la dureza se encuentra por valores menores a 70 Brinell C.

La dureza más baja fue obtenida en la aleación con adición del modificador base Sr,

alcanzando un valor de 60 Brinell C, seguida de la aleación donde se adiciono la

combinación del refinador y modificador base Sr con un valor de 65 Brinell C, en ambos

casos coincide la adición del Sr, de acuerdo a los resultados microestructurales, este

elemento actúa como refinador de grano y modificador de estructura y en este caso

disminuye la dureza.

En el caso de la adición del modificador base Na se obtuvo un valor de dureza de 72

Brinell C y con la adición combinada de éste y el refinador se obtuvo un valor de 66 Brinell

C estos valores están por encima de las dos pruebas realizadas con adición de Sr,

deduciendo que para fines de optimizar la propiedad de dureza se recomienda usar el

modificador base Na.

Para fines de verificación en la tabla 13 se muestra el valor de dureza de la aleación

comercial A-356 la cual tiene un valor de 80 Brinell C el cual solo fue superado por las

fusiones sin adiciones y con adición del refinador de grano (fusiones 1 y 2). Las aleaciones

1 y 2 poseen un alto contenido de Fe el cual propicia la formación del intermetalico β(Fe-

Si-Al) detectado en la técnica MEB, éste es un compuesto muy duro pero que a su vez

fragiliza a la aleación, la fusión sin adiciones obtuvo un valor de dureza de 88 Brinell C y la

fusión 2 con adición del refinador Ti-B se obtuvo un valor de 83 Brinell C. De estos

resultados se puede concluir que las aleaciones con baja concentración de Fe presentan

una dureza menor comparadas con aleaciones con mayor contenido de fierro, el

fenómeno anterior se atribuye a una mayor presencia de partículas intermetalicas de

morfología en forma de agujas debido a la presencia del elemento fierro.

4.8 Ensayos de tensión

Se realizaron tres ensayos de tensión para cada prueba, a excepción de la fusión 4

en donde se realizó solo uno. Los ensayos se realizaron de acuerdo a la norma ASTM E-

8. Los resultados del ensayo de tensión se observan en las graficas de las figuras 44 a 49.

67

Figura 44. Curvas Esfuerzo vs Deformación de la aleación Al-7%Si sin adición de refinador y modificador

Figura 45. Curva Esfuerzo vs Deformación de la aleación Al-7%Si con adición del refinador Nucleant

(base Ti-B)

68

Figura 46. Curva Esfuerzo vs Deformación de la aleación Al-7%Si con adición del modificador Simodal

(base Na)

Figura 47. Curva Esfuerzo vs Deformación de la aleación Al-7%Si con adición del modificador base

Estroncio

69

Figura 48. Curva Esfuerzo vs Deformación de la aleación Al-7%Si con adición del refinador Nuclant y

adición del modificador simodal (base Na)

Figura 49. Curva Esfuerzo vs Deformación de la aleación Al-7%Si con adición del refinador Nucleant y

adición del modificador base Sr.

70

La figura 50 muestra la comparación del promedio de las lecturas realizadas para cada

prueba.

Figura 50. Curva Esfuerzo vs Deformación de las 6 fusiones realizadas.

En la figura 50, se muestran las curvas esfuerzo-deformación de las seis fusiones

realizadas, en esta gráfica se puede observar que el UTS de las cinco fusiones con

adición del refinador de grano y modificadores de estructura superan el UTS de la fusión

sin adiciones (fusión 1) de 50 MPa. Los mejores resultados se obtienen para la prueba con

la adición del refinador nucleant, alcanzando valores de UTS mayores a 120 MPa, seguido

de los resultados de la fusión 3, con la adición del modificador base Na y valor de UTS de

116 MPa, mientras que la fusión con adición del refinador base Sr obtuvo un valor de 84

MPa y por último los valores más bajos de UTS se obtuvieron para las fusiones de adición

combinada de refinador y modificadores respectivamente, estos fueron de de 106 y 90.612

MPa para las pruebas de nucleant + simodal y nucleant + estroncio, respectivamente.

71

La tabla 16 muestra los valores de % de Deformación, UTS y limite elástico de las

aleaciones fabricadas y tratadas, estos valores fueron obtenidos a partir de los resultados

obtenidos en las pruebas de tensión.

Tabla 16. Propiedades obtenidas de las pruebas de tensión

Fusión Resistencia a la

tensión UTS (MPa)

Limite

elástico

0.2% MPa

Elongación

%

1 44.106 31 2.56

2 116.44 78.33 7.1

3 84.03 70 5.26

4 84.26 68 5.32

5 80.51 60 4.94

6 81.13 61 5.04

Los valores obtenidos de UTS, limite elástico y deformación son superiores con la

adición del refinador de grano nucleant; esto se atribuye a que a menor tamaño de grano

más resistente debe ser el material y por lo tanto mayor el esfuerzo de tensión {REF]. Sin

embargo estos valores disminuyeron en las aleaciones con adición de los modificadores

de estructura. El efecto del refinador fue inhibido por la adición de los modificadores

debido a las condiciones de las pruebas, que generaron porosidad en las piezas

confirmado en las micrografías de las aleaciones 5 y 6, estas condiciones disminuyeron

las propiedades mecánicas de las aleaciones tratadas con modificadores de estructura.

El esfuerzo de tensión en general se incrementa por la adición del refinador y/o los

modificadores de estructura ya que los valores UTS están muy por encima del valor UTS

de la aleación sin tratamiento.

4.9 Análisis Térmico Diferencial (DTA)

Las curvas de solidificación de las 6 fusiones realizadas se observan en las figuras 51 a

56. Se llevaron a cabo estas pruebas para obtener información de los cambios de fases en

el sistema Al-7%Si. Se determinó que la temperatura del eutéctico obtenida para las

diferentes pruebas es ligeramente mayor a la de equilibrio reportada en el diagrama de

fases Al-Si a 577°C y de 576°C para una aleación Al-7%Si-0.9Fe [22].

72

Figura 51 Termograma DTA de la aleación Al-7%Si sin adición de refinador y modificador

Figura 52 Termograma DTA de la aleación Al-7%Si con adición del refinador Nucleant (Ti-B).

73

Figura 53. Termograma DTA de la aleación 3 con adición del modificador base Na.

Figura 54. Termograma DTA de la aleación 4 con adición del modificador estroncio

74

Figura 56. Termograma DTA de la aleación 5 con adición del refinador Nucleant + modificador Simodal

Figura 57. Termograma DTA de la aleación 6 con adición del refinador Nucleant + Modificador base Sr

75

Figura 57. Termogramas DTA de las 6 fusiones realizadas

Para un diagrama de equilibrio fase Al-Si, la temperatura del eutéctico se encuentra

alrededor de 577°C [22]. Sin embargo en los presentes termogramas la temperatura del

eutéctico se presenta alrededor de 579°C en promedio.

A partir de los resultados DTA para las aleaciones fabricadas se observa que

ocurren tres reacciones principales. La temperatura aproximada y la composición sugieren

que las reacciones corresponden a la formación de dendritas α-Al, la fase intermetálica β-

Al5FeSi y al eutéctico Al-Si. Sin embargo el proceso de solidificación se ve afectado por la

adición del refinador de grano, provocando que la temperatura de nucleación se active a

mayores temperaturas, inclusive por encima de la temperatura de crecimiento. El primer

pico corresponde a la reacción exotérmica del desarrollo de la red dendrítica α-Al el cual

está presente en todos los termogramas. Un pico corresponde a la fase β-Al5FeSi el cual

puede verse como un pequeño cambio en la pendiente de la curva marcado con el

símbolo ®. Este pequeño cambio no fue muy evidente en todos los casos, en el caso de

las aleaciones 2 y 3 este pequeño cambio en la pendiente de la curva fue evidente; debido

al alto contenido de Fe en las muestras, confirmado los resultados obtenidos en el análisis

químico.

76

El último pico corresponde a la formación del eutéctico Al-Si el cual está presente

en las seis aleaciones, sin embargo la temperatura a la que se da la reacción es distinta

en la mayoría de los casos.

El efecto de nucleación heterogénea es evidente en los casos donde se adicionó el

refinador de grano; se aceleró el proceso de solidificación de la aleación Al-7%Si, los

efectos térmicos ocurrieron a mayores temperaturas comparadas con la fusión sin

adiciones y en los termogramas DTA se aprecia que los picos característicos de cada

reacción se desplazaron a mayores temperaturas, este comportamiento es atribuido a que

se favoreció la activación de sitios efectivos de nucleación que propiciaron un proceso de

solidificación más rápido.

Por lo tanto, el presente trabajo encontró que las reacciones de solidificación que

pueden ocurrir en una aleación Al-7%Si con adiciones de refinador de grano Ti-B y

modificadores de estructura (Na, Sr) son las presentadas en la tabla 17.

Tabla 17. Reacciones principales durante la solidificación de la aleación Al-7%Si

Reacc. Reacción Fusión

1

Fusión

2

Fusión

3

Fusión

4

Fusión

5

Fusión

6

1 Desarrollo red

dendrítica α-Al

614 618 614 618 620 623

2 Dendritas α-Al +

Al5FeSi

614-

604

618-

614

614-

603

618-

607

620-

618

623-

618

3 Al + β-Al5SiFe + Al-Si

eut.

589 592 590 590 592 592

4 Eutéctico Al + Si +

Al5FeSi

578-

562

579-

563

578-

563

580-

564

580-

562

580-

562

Las reacciones 2 y 4 son claramente evidentes en las microestructuras y en el DTA debido

a que son las fases predominantes en este tipo de aleaciones Al-Si.

5. CONCLUSIONES

77

1. Se fabricaron aleaciones Al-7% Si mediante fundición de metales puros con

adiciones de refinador de grano y modificadores de estructura. La composición

química de las aleaciones se encuentra dentro de la norma ASTM B26 para las

aleaciones Al-Si, a excepción del fierro; además se detectó la presencia de los

elementos que conforman el refinador de grano (Ti-B) y modificadores de estructura

(Na, Sr).

2. Mediante DRX se determinó que el refinador nucleant está constituido por los

compuestos NaCl y K2TiF6, este último es indispensable para la activación de

efectivos sitios de nucleación y la formación del compuesto intermetalico Al-Ti

detectado en las técnicas de MEB.

3. Mediante DRX se determinó que el modificador simodal presenta una composición

de sales complejas CaClOH, (Ca Y)F2 y NaB3O5H2O mientras que el modificador

base Sr, es una aleación maestra Al4Sr- Al.

4. La aleación Al-7% Si sin adiciones presentó una microestructura de α-Al con silicio

en forma de placas gruesas, la cual cambio a una estructura fina de silicio eutéctico

con la adición del refinador y a una estructura globular con la adición de los

modificadores. Con ambas adiciones, las microestructuras obtenidas fueron

homogéneas con tamaño y forma del eutéctico más uniforme.

5. Se obtuvo un tamaño del DAS de 31.702 µm con la adición del refinador, lo que

corrobora una estructura de granos finos en comparación con el DAS de 50.419 µm

para la prueba sin adiciones. El efecto del refinador fue surpimido para las fusiones

donde se llevo a cabo la adición combinada de refinador y modificador, obteniendo

valores del DAS de 44.967 y 58.541 µm para las fusiones con simodal y estroncio,

respectivamente.

6. Los resultados de MEB indican que la morfología del silicio eutéctico cambio de

placas a una morfología en forma de fibras y/o algas con la adición de los

modificadores. El efecto que ejerce cada modificador sobre la morfología del silicio

eutéctico es diferente en ambos casos.

7. Mediante MEB se detectó la presencia del elemento refinador Ti y del elemento

modificador Sr, los cuales se encuentran dispersos en la aleación; sin embargo, el

78

boro y el sodio no se detectaron, debido a su baja concentración en la aleación y en

el modificador. También se identificó el compuesto intermetalico β-Al5FeSi en las

fusiones con mayor contenido de Fe.

8. La dureza disminuyó para las pruebas combinadas (modificador + refinador),

obteniendo valores por debajo de 70 Brinell C en promedio, mientras que la aleación

sin adiciones reportó una dureza de 88 Brinell C. El intermetalico β(Fe, Al, Si)

detectado en la prueba 2 incrementó la dureza, sin embargo altos contenidos de

fierro pueden fragilizar la aleación.

9. Las aleaciones con adiciones presentaron un incremento notable en la resistencia a

la tensión. La fusión con adición del refinador, presentó el mayor valor UTS= 124

MPa, mientras que las fusiones con refinador más modificador presentaron valores

de 98 MPa en promedio. Estos valores son superiores al obtenido en la fusión sin

adiciones, con un valor UTS de 50 MPa.

10. La adición del refinador de grano y los modificadores de estructura afectaron el

comportamiento de solidificación de la aleación Al-7%Si. Mediante DTA, se

determinó que la temperatura de nucleación es activada a mayores temperaturas, de

1 a 2°C por encima de la temperatura del punto eutéctico de una aleación

convencional A356.

11. La aleación con tratamiento de refinación de grano presentó las mejores

propiedades mecánicas (dureza de 83 Brinell C y UTS de 120 MPa), esto se

atribuye a sus características microestructurales de tamaño de grano fino equiaxial

uniforme (DAS de 31.702 µm).

12. Se determinó que el efecto del refinador se ve suprimido por la adición de los

modificadores, de acuerdo al análisis micro y macroestructural, en donde la

refinación del grano no es notoria y la morfología del silicio eutéctico no es

modificada completamente. MARLENNE GONZALEZ NAVA Y MICHAEL SPAHN

6. REFERENCIAS

79

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