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IV ENCUENTRO NACIONAL DE MATERIALES 2008 MODULO COMPUESTOS Y RECUBRIMIENTOS 

 

ANÁLISIS TÉRMICO DE ALEACIONES BINARIAS DEL SISTEMA Al-Si INOCULADAS CON Al-3%Ti-1%B

JUAN MARCELO ROJAS1, MARCELO DE AQUINO MARTORANO2

1 Docente, Departamento de Ingeniería Metalúrgica y de Materiales Universidad de Antioquia, Medellín-Colombia

2 Profesor, Departamento de Ingeniería Metalúrgica y de Materiales de la Escuela Politécnica de la Universidad de São Paulo- Brasil

RESUMEN En este trabajo fue estudiado el refinamiento del grano de la estructura en bruto de solidificación con adición de inoculante Al-3%Ti-1%B, en las aleaciones Al-3%Si, Al-7%Si y Al-11%Si, usando metodologías de análisis térmico y metalografía cuantitativa. Fueron analizados los efectos de la adición de inoculante en las curvas de enfriamiento, en el tamaño de grano, en la evolución de la fracción de sólido con el tiempo y en el calor latente liberado durante la solidificación. Los resultados muestran una variación significativa en las curvas de enfriamiento apenas en la región de inicio de la solidificación debido a la adición del inoculante. Sin embargo, la evolución de la fracción de sólido calculada a partir del análisis de Fourier parece ocurrir más lentamente. Este comportamiento indica una disminución de la velocidad de formación del sólido primario desde el inicio de la solidificación hasta prácticamente la mitad de la fracción total. El tamaño de grano reveló una disminución en todas las aleaciones con la adición de inoculante, pero el efecto es más significativo en la aleación Al-3%Si, lo que muestra un “envenenamiento” del inoculante debido a la adición de Si.

PALABRAS CLAVES: refino de grano; inoculación de Aluminio; análisis de Fourier análisis térmico.

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1. INTRODUCCIÓN El tratamiento de inoculación es realizado comúnmente en baños líquidos de aleaciones comerciales de aluminio para refinar el tamaño de grano de la macroestructura en bruto de solidificación. Los sistemas de inoculantes más utilizados en aleaciones de aluminio son: Ti-Al, Al-Ti-C, Al-B y Al-Ti-B. Existen diversos beneficios derivados de la práctica de refinado de grano, como el aumento de la resistencia mecánica, un acabado superficial uniforme y reproducible y la reducción de tensiones residuales internas[1].  Los inoculantes del sistema Al-Ti-B están constituidos por dos tipos diferentes de partículas: el diborato de titanio (TiB2), que es un material cerámico muy estable[2] y no se disuelve en el aluminio líquido[3], y el aluminato de titanio (TiAl3), que se disuelve significativamente en pocos segundos[4]. De este modo, un gran número de partículas de TiB2 permanecen dispersos en el metal fundido, funcionando como centros activos de nucleación durante la solidificación (nucleación heterogénea) [5]. Durante la nucleación y crecimiento de los primeros núcleos de sólido, es liberado calor latente de transformación líquido-sólido. La cantidad de energía liberada depende del tipo y de la cantidad de cristales en formación en función del tiempo. La cantidad de energía emitida puede ser suficiente para detener el enfriamiento del metal, disminuyendo su tasa de enfriamiento [6].

Estos eventos energéticos asociados a la solidificación pueden ser analizados a partir de las curvas de enfriamiento obtenidas experimentalmente en el interior del metal durante la solidificación. Esta técnica es conocida como análisis térmico[7]. Para ilustrar mejor estos fenómenos, la Figura 1 presenta la curva de enfriamiento típica de una aleación hipoeutéctica del sistema Al-Si y su primera derivada con las diferentes regiones donde ocurren los siguientes eventos: ⋅ Región (1): Nucleación y libre

crecimiento de los granos de aluminio. En el máximo valor de la derivada (región de la recalescencia), se tiene una rápida liberación de calor latente.

⋅ Región (2): Desarrollo y crecimiento de la red dendrítica desde la pared en dirección al centro de la muestra.

⋅ Región (3): Engrosamiento de las dendritas de aluminio.

⋅ Región (4): Nucleación del silicio indicando el inicio de la solidificación del eutético. Hay un rápido aumento en la derivada debido a la repentina liberación de calor asociada a la formación de los cristales de Si.

⋅ Región (5): Continuación del crecimiento del silicio y también del aluminio contenido en el eutéctico. 

⋅ Región (6): Fin de la solidificación, el calor producido por la solidificación cesa rápidamente, resultando en una rápida normalización de los gradientes de temperatura del centro hasta las paredes de la muestra. 

Charbonnier [8] propone utilizar dos parámetros extraídos de las curvas de

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enfriamiento para estimar el tamaño de grano. El primer parámetro es el subenfriamiento, definido como la diferencia entre las temperaturas mínima y máxima durante la recalescencia. El segundo parámetro es el período de subenfriamiento, o sea, el tiempo que separa las temperaturas mínima y máxima.

0 100 200 300 400 500 600 700 800480

520

560

600

640

680

Tl

Te

( 6 )( 5 )( 4 )( 3 )( 2 )( 1 )

Tempo ︵s ︶

Tem

pera

tura

︵o C

︶ T

-3

-2

-1

0

1

2

3

4

5

6

dT/dt

dT/dt ( oC/s)

Figura 1. Curva de enfriamiento característica y su derivada (dT/dt) para una aleación Al-3%Si medida en el centro de un

lingote de 50 mm de diámetro. La temperatura de liquidus (Tl) y la de reacción

eutética (TE) están indicadas. Además de las informaciones comunes, como inicio y final de la solidificación, es posible el cálculo de la evolución de la fracción de sólido (fs) utilizando técnicas más elaboradas. Para este cálculo, Fras et al. [9] plantea una metodología conocida como análisis térmico de Fourier, en la cual se asume que la transferencia de calor en el metal ocurre únicamente por conducción y de forma unidireccional. En este caso, la ecuación que rige la transferencia de calor en el interior del metal está dada por:

tfLTk

tTC s

fp ∂∂

+∇=∂∂ ρρ 2

(1)

Donde t es el tiempo, T la temperatura, k la conductividad térmica, pCρ el calor específico volumétrico, ρ la densidad y

fL es el calor latente de fusión. Reagrupando esta ecuación, se tiene

⎟⎟⎠

⎞⎜⎜⎝

⎛∇−

∂∂

=∂∂ T

tTC

tfL p

sf

2αρρ

(2)

Donde pC

kρ

α = es la difusividad térmica

y TZ f2∇= α representa la llamada

línea base o curva cero del análisis térmico de Fourier. Esta línea base representa una tasa de enfriamiento

hipotética tT∂∂

que existiría en el caso

que la solidificación no existiera, o sea, sin liberación de calor latente durante el proceso de transformación. Considerando la solidificación en una geometría cilíndrica, este término puede ser aproximado por:

( ))RR()TT(4

TZ 21

22

122f −

−=∇= αα

(3)

Donde T es la temperatura obtenida por termopares localizados en las coordenadas radiales 1R y 2R en relación al eje de una muestra cilíndrica. A partir de la diferencia entre la curva de tasa de enfriamiento real y la curva cero es posible determinar la fracción de sólido en cada instante de tiempo t a partir de la siguiente integral:

f

t

fp

s L

dtZdtdTC

fρ

ρ∫ ⎥⎦

⎤⎢⎣

⎡−⎟

⎠⎞

⎜⎝⎛

= 0

(4)

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El calor latente Lf puede ser calculado por:

⎟⎟⎠

⎞⎜⎜⎝

⎛−

∂∂

= ∫ f

t

t

pf Z

tTC

Lf

sρ

ρ

(5)

Los tiempos de inicio (ts) y final (tf) de la solidificación son obtenidos visualmente en la curva de tasa de enfriamiento, sabemos que ts es identificado por una desviación brusca de la linealidad de la pendiente en esta curva, causada por la liberación de calor latente. El tiempo tf es determinado por un punto mínimo en la curva de tasa de enfriamiento[10]. El análisis de Fourier considera los parámetros termo-físicos del líquido y del sólido en función de la temperatura, por tanto, es necesario emplear un método iterativo para realizar los cálculos. El objetivo del presente trabajo es estudiar, a través del análisis térmico y la metalografía cuantitativa, el efecto de la adición de inoculante Al-3%Ti-1%B en la solidificación de las aleaciones Al-3%Si, Al-7%Si y Al-11%Si. Se pretende determinar, como resultado principal, el efecto sobre la evolución de la fracción de sólido en el tiempo calculada a partir del análisis térmico de Fourier.

2. PROCEDIMIENTO EXPERIMENTAL Lingotes de aleaciones binarias de composición nominal Al-3%, Al-7% e Al-11% (peso) Si fueron producidos a través de la fusión en horno de inducción, utilizando como base aluminio comercialmente puro (99.97%Al) con adición de silicio grado metalúrgico (99,6%). El metal líquido se mantuvo aproximadamente a 740°C antes de ser

vaciado en un sistema de solidificación compuesto básicamente por un molde de cavidad cilíndrica y por un sistema de adquisición de datos para el registro de las curvas de enfriamiento. Se realizados dos experimentos para cada aleación, uno sin adición y el otro con adición de aleación madre Al-3%Ti-1%B con un tenor de 0,05%Ti, representando una totalidad de seis ensayos. Los termopares fueron calibrados en el intervalo de solidificación (500 a 700oC) para mejorar la precisión de la medida y las curvas de enfriamiento fueron suavizadas a través de análisis matemático de Fourier para eliminar el ruido de fondo[11]. A partir de estos datos, fue calculada la curva de tasa de enfriamiento (dT/dt) y sus características analizadas. Posteriormente, se procedió con el análisis de las curvas de enfriamiento, determinando los tiempos de inicio y final de la solidificación y el subenfriamiento como descritos en el ítem anterior. El análisis térmico de Fourier propuesto por Fras et al. [9] fue empleado en el presente trabajo para calcular la evolución de la fracción de sólido en el tiempo a partir de la Eq. (4) y el calor latente de fusión utilizando la Eq. (5). El cálculo de Zf, definido por la Eq. (3), que involucra el cálculo de ∇2T, que fue determinado a partir de la siguiente ecuación.

)()(4

222

cp

cp

RRTT

T−

−=∇

(6)

Donde el sub-índice p se refiere al termopar localizado más próximo a la pared y el sub-índice c se refiere al termopar más próximo del centro del lingote; R corresponde a la coordenada

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radial de cada uno de los termopares, considerando como una referencia fija en el eje de la cavidad cilíndrica.

Las propiedades pCρ y α dependen de la fracción de sólido y líquido y fueron calculadas así:

)f1(CfCC splspsp ls−+= ρρρ (7)

)1( slss ff −+= ααα (8)Donde sρ y lρ son las densidades; sα y

lα las difusividades térmicas; spC y

lpC los calores específicos, donde los sub-índices s y l se refieren a la fases sólida y líquida, respectivamente. Como el cálculo de estas propiedades depende de la fracción de sólido sf , y esta fracción aun tendría que ser calculada, se asume una primera aproximación y se realizan diversas iteraciones hasta que los valores de sf permanezcan constantes. Los lingotes obtenidos en los experimentos fueron seccionados transversalmente por la mitad de su altura y la sección fue preparada a través de procedimientos tradicionales de metalografía. Esta sección fue utilizada para: revelar la macroestructura de los granos; medir el tamaño medio de grano utilizando los procedimientos descritos en la norma ASTM E112-73 y medir la fracción volumétrica de partículas de Si del eutético utilizando la norma ASTM E562-08. La fracción volumétrica de las partículas de Si fue convertida para fracción de eutético utilizando la regla de la palanca en el diagrama de fases binario del sistema Al-Si. Note que la medida de fracción volumétrica del eutético no fue medida directamente a

través del método de red de puntos debido a la dificultad de identificar la fase Al-α formada apenas durante la reacción eutética. 3. RESULTADOS Y DISCUSIÓN La Figuras 2, 3 y 4 presentan las curvas de enfriamiento obtenidas para todos los ensayos sin y con adición de inoculante mostrando un comportamiento típico como es esperado para el sistema binario Al-Si, en la región hipoeutéctica. Para la aleación Al-3%Si con y sin inoculante (Figuras 2a y 2b) respectivamente se observan dos recalescencias: la primera en la temperatura liquidus (640 ºC), resultante de la nucleación y crecimiento de la fase Al-α, y la segunda, en la temperatura de eutético (577ºC), resultante de la reacción eutética. Se observa que la primera recalescencia del ensayo con inoculante ocurrió a una temperatura un poco arriba (~2oC) de aquella en el ensayo sin inoculante. Esta diferencia podría ser motivada por una pequeña variación en la composición química, la cual fue analizada por espectroscopia de emisión óptica y es mostrada en la Tabla 2. Se nota una diminución del tenor de Si de 0,3% en el ensayo con inoculante, que podría corresponder a un aumento de la temperatura de 2oC según la línea liquidus en el diagrama de fases. Para la aleación Al-7%Si sin inoculante (Figura 3a), se observa una primera recalescencia en la temperatura liquidus (610ºC), resultante de la formación de la fase Al-α, y una segunda recalescencia, nuevamente en la temperatura eutética (577,5ºC), resultante de la reacción eutética. De manera similar a la aleación Al-3%Si, en el ensayo con adición de

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inoculante (Figura 3b) la mayor temperatura en la primera recalescencia aumenta a 613ºC. En este caso, el aumento de 3°C no puede ser explicado por la variación en el tenor de Si, pues este aumentó de 7,4% a 8,0% (Tabla 2). Esta variación puede haber sido causada por la adición de inoculante, que normalmente aumenta la temperatura donde se inicia la solidificación, o sea, disminuye el subenfriamiento.

En el caso de la aleación Al-11%Si sin y con la adición de inoculante (Figuras 4a y 4b), se observa una corta recalescencia en la temperatura liquidus (587ºC) motivada por la nucleación y crecimiento da fase Al-α, y un largo sostenimiento de la temperatura del eutético (579ºC), resultante de la reacción eutética. La temperatura de la recalescencia primaria disminuyó a 584ºC con la adición de inoculante, lo que puede ser explicado por la variación en el tenor de Si de 11,9% a 12,1% (Tabla 2). El subenfriamiento (∆T) y el período de este (t1) fueron obtenidos a partir de la recalescencia presente en el inicio de la solidificación primaria y se presentan en los insertos de las Figuras 2, 3 y 4. Se observa que el inoculante redujo el subenfriamiento (ΔT) para los tres tenores de Si examinados, o sea, redujo: de 1,7 °C a 0,1 °C para la aleación Al3%Si, de 4°C a 0,7°C para la aleación Al7%Si y de 4,9°C a 2,8°C para la aleación Al11%Si. Observando únicamente las aleaciones sin inoculante, se nota también un aumento en el valor de ΔT conforme el tenor de Si aumenta. Este comportamiento también fue observado por Emadi e Whiting [12] en aleaciones Al-Si binarias. Estas alteraciones están directamente relacionadas con las modificaciones en la

cantidad de granos que nuclearán y crecerán, liberando calor latente diferentemente.

(a)

Tiempo (s)

(b)Figura 2. Curvas de enfriamiento da aleación

(a) Al-3%Si sin inoculante, (b) Al-3%Si con inoculante.

Los tiempos de inicio de solidificación pueden son obtenidos a partir del momento en el cual la curva dT/dt presenta una abrupta desviación de la linealidad en la pendiente (Figura 5(a)), como es sugerido por Barlow e Stefanescu[7]. Entretanto, cuando este criterio fue aplicado a la curva de enfriamiento obtenida por el termopar localizado en el centro de la cavidad cilíndrica con la aleación Al-3%Si, se obtiene una temperatura de inicio de solidificación de aproximadamente 650 oC (Figuras 2a y 2b), arriba de la temperatura liquidus de la aleación (640

100 200 300 400 500 600 700520

560

600

640

680

720

26 27 28 29 30 31 32 33

642,54

642,60

642,66

642,72

642,78

t1=2s

ΔT=0,12oC

T

TeTem

pera

tura

(o C)

Tl

100 200 300 400 500 600 700520

560

600

640

680

720

22 24 26 28 30 32 34 36 38 40 42 44 46 48 50 52

638,4

638,7

639,0

639,3

639,6

639,9

640,2

640,5

640,8

641,1

641,4

t1=15s

ΔT=1,65oC

Tem

pera

tura

(C)

Tiempo (s)

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oC). Se cree que el aumento abrupto en la curva de enfriamiento utilizado para esta determinación ocurrió cuando la solidificación tuvo inicio en la pared del molde cilíndrico y no en el centro. De esta forma, al aplicar el criterio para la curva de enfriamiento medida por el termopar localizado próximo de la pared, se obtiene una temperatura de inicio de aproximadamente 645 oC, un valor más próximo a la liquidus. Resultados semejantes fueron observados para todos los ensayos. Por tanto, se determinó la temperatura de inicio de solidificación para todas las muestras a partir de la curva de enfriamiento obtenida por el termopar más próximo a la pared.

Tiempo (s)

(a) 

Tiempo (s)

(b) Figura 3. Curvas de enfriamiento de la

aleación (a) Al-7%Si sin inoculante, (b) Al-7%Si con inoculante.

Tiempo (s)

(a)

Tiempo (s)

(b) Figura 4. Curvas de enfriamiento de la

aleación (a) Al-11%Si sin inoculante, (b) Al-11%Si con inoculante.

El final de la solidificación fue identificado a través de una depresión al final de la curva dT/dt registrada por el termopar localizado en el centro de la cavidad cilíndrica (Figura 5(c)). Esta disminución ocurre a una temperatura de aproximadamente 561 oC, debajo de la temperatura del eutético indicada en el diagrama de fases (577 oC). Esta diferencia podría ser explicada por la necesidad de la existencia de un subenfriamiento para el crecimiento de la estructura eutética. Este subenfriamiento de ~16oC es mayor que los subenfriamientos necesarios para el crecimiento de la fase primaria, que son del orden de 5oC.

100 200 300 400 500 600 700

540

570

600

630

660

690

720

48 52 56 60 64 68 72

606

607

608

609

610

611

612

613

ΔT= 4,0ºC

t1= 16,11s

Te Tem

pera

tura

(C)

Tl

60 120 180 240 300 360 420 480 540 600 660 720520

540

560

580

600

620

640

660

680

700

720

36 40 44 48 52 56 60 64 68612,0

612,3

612,6

612,9

613,2

613,5

613,8

t1= 8,98 s

ΔT= 0,67 ºC

Tem

pera

tura

(C)

p

Tl

Te

60 120 180 240 300 360 420 480 540 600 660 720520

540

560

580

600

620

640

660

680

700

720

20 24 28 32 36 40 44 48

582

583

584

585

586

587

588

589

590

t1= 14,5 s

ΔT= 4,9 ºC

Tem

pera

tura

(C)

Tl

Te

60 120 180 240 300 360 420 480 540 600 660 720520

540

560

580

600

620

640

660

680

700

720

40 42 44 46 48 50 52 54 56 58 60

581

582

583

584

585

586

ΔT= 2,81 ºC

t1= 9,3 s

T

empe

ratu

ra (C

)

Exp.50

Tl

Te

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100 200 300 400 500 600 700

500

550

600

650

700

dT/dt

Te

T

Tl

Tempo ︵s ︶

Tem

pera

tura

︵o C

︶

-4

-3

-2

-1

0

1

(a)

dT/dt ( oC/s)

15 18 21 24 27 30 33 36 39 42 45 48 51 54 57 60630

633

636

639

642

645

648

651

654

dT/dt

T

Tl

Ts

Tempo ︵s ︶

Tem

pera

tura

︵o C

︶

ts

-2

0

2

4

6

8

dT/dt ( oC/s)

(b)

440 480 520 560 600 640 680 720 760540

560

580

600

620

T Te

dT/dt

Ts

Tempo ︵s ︶

Tem

pera

tura

︵o C

︶

tf

-4

-3

-2

-1

0

1

(c)

dT/dt ( oC/s)

Figura 5. (a) Curvas de enfriamiento (T) y derivada (dT/dt) de la aleación Al-3%Si sin

inoculante. (b) Detalle del inicio de la curvas que muestra como determinar el tiempo

inicial de solidificación (ts=21s y Ts=650ºC). (c) Detalle del final de las curvas que muestra

como determinar el tiempo final de solidificación (tf=618 e Tf=561 ºC).

La fracción de sólido en función del tiempo fue calculada a partir de las Eqs. (3) y (4) utilizando las propiedades presentadas en la Tabla 1. La evolución de la fracción de sólido para cada muestra está representada en función del tiempo, sobrepuesta a las curvas de enfriamiento en función de la temperatura Figura 6. Se observa que en la escala de temperatura examinada, las curvas de enfriamiento son prácticamente idénticas para los ensayos con y sin adición de inoculante, indicando que las condiciones de extracción de calor fueron bien controladas y mantenidas aproximadamente constantes en los dos casos. Sin embargo, las curvas de evolución de fracción de sólido presentan diferencias significativas. Estas diferencias están relacionadas con pequeñas variaciones

entre las curvas de enfriamiento, que afectan la curva dT/dt, de donde la fracción de sólido fue calculada. En el ensayo donde no se adicionó inoculante para la aleación Al-3%Si (Figura 6a), la fracción de sólido aumenta rápidamente en el inicio de la solidificación y decrece posteriormente, hasta el inicio de la solidificación eutética, donde comienza a aumentar nuevamente más rápidamente. Note que, en la temperatura de la reacción eutética (Figura 6b) la fracción de sólido aumenta abruptamente y, en esta temperatura, la fracción de líquido interdendrítico restante, que debe transformarse en eutético, es de aproximadamente 15% para los casos con y sin inoculante. Esta fracción puede ser comparada con la fracción eutética medida (Vv), con un valor de 16% y presentada en la Erro! Fonte de referência não  encontrada.. La fracción calculada a través del modelo tradicional de Scheil (17%) y por la regla de la palanca (10%) también está mostrada, indicando una correspondencia con el modelo de Scheil, donde la difusión de soluto en el sólido es despreciable. Como es esperado, la fracción proporcionada por la regla de la palanca, a su vez, es menor que la fracción de Scheil. Un comportamiento semejante fue observado en las curvas de fracción de sólido en función del tiempo y de la temperatura para los ensayos de la aleación de composición nominal Al-7%Si con y sin inoculante (Figura 6c y Figura 6d). En este caso, la fracción de líquido en el momento de la reacción eutética fue mayor que en los casos Al-3%Si, como era esperado debido al mayor tenor de Si. Note que la cantidad de eutético prevista por el análisis térmico de Fourier fue aproximadamente 50%, siendo mayor que la fracción

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experimental de 42%, pero menor que la fracción de Scheil (Tabla 2), lo que era esperado ya que la fracción de Scheil indica la mayor cantidad posible de eutético. Se observa todavía que la curva de evolución de la fracción de sólido en función de la temperatura obtenida a partir del análisis de Fourier esta cerca de tan solo un 5% mayor para el caso sin inoculante.

La evolución de la fracción de sólido obtenida para los ensayos de la aleación nominal Al-11%Si muestra que prácticamente todo el sólido es formado durante la reacción eutética (Erro!  Fonte de referência não encontrada.y Erro! Fonte de referência não encontrada.). La fracción de líquido en el momento de la reacción eutética indica la cantidad de eutético que puede formar-se. En este caso, se obtuvo una fracción de eutético de 85% para el caso sin inoculante y 90% para el caso con inoculante (Tabla 2). Nuevamente, estas fracciones están abajo del valor obtenido por el modelo de Scheil (Erro!  Fonte  de  referência  não encontrada.).

Propiedad Valor

lk (W.m-1.K-1) 0,031T + 50

sk (W.m-1.K-1) -0,000T2+0,228T+155,8

Lf (J.m-3) 9,5x108

lpC (J.kg-1.K-1) -0,128T + 1170

psC (J.kg-1.K-1) 0,378T + 955,5

Al3%Si Al7%Si Al11%Si

Tl (oC) 640 618 590 Te (oC) 577 577 577

Aluminio CP

lρ (kg.m-3) 2370

sρ (kg.m-3) 2535

Tabla 1 -Propiedades termofísicas adoptadas para las aleaciones Al-3%Si, Al-7%Si, Al-

11%Si : Tl es la temperatura liquidus y Te es la temperatura eutética [13].

 

 

ComposiciónNominal

3%Si 3%Si (Inoc)

7%Si 7%Si (Inoc)

11%Si 11%Si (Inoc)

%Si (An. Química) 2,7 2,4 7,4 8,0 11,9 12,1

Vv Fourier (%) 15 15 50 52 85 90 Vv (%) 16 ± 2 13 ± 2 42 ± 6 41 ± 5 94 ± 5 82 ± 4

Vv Scheil (%) 17 15 54 59 94 95

Vv RP (%) 10 7 53 58 94 95

Tabla 2. Fracción volumétrica del eutético medida (Vv), indicando el intervalo para 95% de confianza, comparada con las fracciones calculadas por el análisis térmico de Fourier

(Vv Fourier), por el modelo de Scheil (Vv Scheil) y por la regla de la palanca (Vv RP).

Los tenores de Si medidos por espectroscopia de emisión óptica también

están indicados.

La macroestructura de granos de las muestras están presentadas en la Figura 7 y muestra que realmente ocurrió una significativa reducción en el tamaño de grano medio con adición de inoculante. La reducción es del 90% para el caso del Al-3%Si y de aproximadamente 60% para los casos Al-7%Si y Al-11%Si. Estos resultados muestran una pérdida de eficiencia de la inoculación con el aumento del tenor de Si. Esta pérdida es mencionada en la literatura para tenores de Si por encima de 3% como un “envenenamiento” del inoculante por el Si [14]. A pesar de la existencia de diferentes teorías que intentan explicar el envenenamiento, parece haber una aceptación de que se forma, sobre las partículas de inoculante de TiB2, una capa de una fase que no es un substrato eficiente para la nucleación heterogénea. 

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(a)

(b)

(c) 

(d)

(e)

(f)Figura 6. Curvas de enfriamiento y evolución temporal de la fracción de sólido para los ensayos sin y con adición de inoculante y la fracción de sólido en función de la temperatura: (a) y (b) Al-3%Si, (c) y (d) Al-7%Si, (e) y (f) Al-11%Si.

540 560 580 600 620 640 660 680 700 720

0,0

0,2

0,4

0,6

0,8

1,0

AF- Sin inoculante AF- Con inoculante

Fs

Temperatura °C

0 100 200 300 400 500 600 700 800 900 1000

400

500

600

700 Tc Con inoculante Tc Sin inoculante

Tiempo (s)

Tem

pera

tura

(o C)

-0,2

0,0

0,2

0,4

0,6

0,8

1,0

Fs Con inoculante Fs Sin inoculante

Fs

540 560 580 600 620 640 660 680 700 720

0,0

0,2

0,4

0,6

0,8

1,0

AF- Sin inoculante AF- Con inoculante

Fs

Temperatura °C

560 580 600 620 640 660

0,0

0,2

0,4

0,6

0,8

1,0

AF- Sin inoculante AF- Con inoculante

Fs

Temperatura °C

0 100 200 300 400 500 600 700 800

400

500

600

700 T0 Con inoculante T0 Sin inoculante

Tiempo (s)

Tem

pera

tura

(o C)

-0,2

0,0

0,2

0,4

0,6

0,8

1,0

Fs Con inoculante Fs Sin inoculante

Fs

0 100 200 300 400 500 600 700 800

400

500

600

700

Tc Con inoculante Tc Sin inoculante

Tiempo (s)

Tem

pera

tura

(o C)

-0,2

0,0

0,2

0,4

0,6

0,8

1,0

Fs Con inoculante Fs Sin inoculante

Fs

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Figura 7. Macrografías de la sección

transversal de las aleaciones: Al-3%Si (a) sin inoculante y (b) con inoculante, aleación Al-

7%Si (c) sin inoculante y (d) con inoculante y Al-11%Si (e) sin inoculante y (f) con inoculante. Ataque químico Keller

concentrado [15].

4. CONCLUSIONES ⋅ La adición de 0,05% Ti en la forma de

inoculante Al-3%Ti-1%B resultó en una reducción significativa del tamaño de la recalescência y su respectivo tiempo, observados en las curvas de enfriamiento.

⋅ La temperatura de inicio de solidificación debe ser obtenida a partir de las curvas de enfriamiento medidas por termopares posicionados en la

región del molde donde la solidificación tiene inicio.

⋅ La adición de inoculante no altera significativamente las curvas de enfriamiento, pero si resulta una variación notable en la evolución de la fracción de sólido en función del tiempo, calculada a partir del análisis térmico de Fourier.

⋅ La adición de 0,05% Ti en la forma de inoculante Al-3%Ti-1%B resulta en una diminución del tamaño de grano de aproximadamente 90% para la aleación Al-3%Si y de 63% para las aleaciones Al-7%Si y Al-11%Si.

⋅ La evolución de la fracción de sólido calculada a través da análisis térmico de Fourier muestra, para todas las aleaciones examinadas, un mayor aumento de fracción de sólido en el inicio da solidificación primaria.

5. AGRADECIMIENTOS Los autores agradecen la beca de estudios concedida por la CAPES y el soporte financiero de la Fundación FAPESP de São Paulo, Brasil (Proceso no. 03/08567-7), y al Consejo Nacional de Desarrollo Científico y Tecnológico, CNPq (proceso 475451/04-0). 6. REFERENCIAS BIBLIOGRÁFICAS

[1] Maxwell, I.; Hellawell, A. Simple model for grain refinement during solidification. Acta Metallurgica, v. 23, n. 2, p. 229-237, 1975.

[2] Yang, B.; Wang, Y.Q.; Zhou, B.L. The mechanism of formation of tib2 particulates prepared by in situ reaction in molten aluminum. Metallurgical and Materials

(e) 4,4 mm  (f) 1,6 mm 

(c) 3,03 mm  (d)1,1mm 

(a) 1,6mm  (b) 0,14 mm 

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[4] Guzowski, M.M.; Sigworth, G.K.; Sentner, D.A. The role of boron in the grain-refinement of aluminum with titanium. Metallurgical Transactions a-Physical Metallurgy and Materials Science, v. 18, n. 4, p. 603-619, 1987.

[5] Perepezko, J.H., 9th ed., v. 15, ASM Handbook - Casting, American Society for Metals, Metals Park, OH, 1998.

[6] Sparkman, D.; Kearney, A. Breakthrough in aluminium alloy thermal analysis technology for process control. AFS Transactions., v. 102, n. p. 455-460, 1994.

[7] Barlow, J.O.; Stefanescu, D.M. Computer-aided cooling curve analysis revised. AFS Transactions., v. 105, n. 4, p. 349-354, 1997.

[8] Charbonnier, J. Microprocessor assisted thermal analysis of aluminum alloy structures. AFS Transactions., v. n. 133, p. 907-922, 1984.

[9] Fras, E.; Kapturkiewicz, W.; Burbielko, A.; Lopez, H.F. A new concept in thermal analysis of casting. AFS Transactions., v. 101, n. p. 505-511, 1993.

[10] Backerud, L.; Król, E.; Tamminen, J. Solidification characteristics of aluminum alloys vol. 1 Olso, Norway., SkanAluminium, 1986.

[11] Joaquim, M.B.; Sartori, J.C. Análise de fourier 1 São Carlos EDUSP, 2003.

[12] Emadi, D.; Whiting, L., A. Determination of solidification characteristic of al-si alloys by thermal analysis. AFS Transactions., v. 110, n. 2, p. 285-296, 2004.

[13] Gandin, C.A. From constrained to unconstrained growth during directional solidification. Acta Materialia, v. 48, n. 10, p. 2483-2501, 2000.

[14] Spittle, J.A. Grain refinement in shape casting of aluminium alloys. International Journal of Cast Metals Research, v. 19, n. 4, p. 210-222, 2006.

[15] Tronche, A.; Gloria, D.; Gruzleski, J.E. A general grain size determination technique for al-si casting alloys. International Journal of Cast Metals Research, v. 11, n. 4, p. 211-218, 1999.