Revista Latinoamericana de Metalurgia y Materiales, Vol. 4, N° 1, 1984

Estructuras Modificadas en Aleaciones Hipereutécticas Al-Si

C. Debandi*, C. Priotti t , G. Lebón# y J. Gargano*

* Escuela de Ingeniería Mecánica, Universidad Central de Venezuela, Caracas, Venezuelat C.LM. (Centro de Investigación de Materiales) - Córdoba - Argentina# Centro de Ingeniería Metalúrgica, Fundación Instituto de Ingeniería, Apartado 40200, Caracas 1040A

l.s t c trabajo p rcsc n tu un conjunto de resultados obtenidos en la búsqueda de mejorar el cumportaminto mecánico de las alea-ciones h ip er cu téct icas de! sistema Al-Si, para fundición. ¡\ pa rt ir de teorías. hipótesis y resultados actualizados sobre los fenó-me nos de modificación de estructuras cu técr icas \' nuclcación de fases primarias se plantea un modelo simple para interpretarla solidificación de estructuras hipcrcurécticas Al-Si. En ~l cobra validez la inuculación conjunta de Na y P =-hasra el presenteno rccomcndadu-c, mediante la cual Se logra optimizar la estructura desde el punto de vista de la morfología de las fases micro-constituyentes. Los ensayos mecánicos reulizudos revelan un aumento considerable en las propiedades de interés cuando seutiliza el procedimiento [or mulado. Se formulan conclusiones y recornendacio nes de interés tecnológico.

Modified Structures in Al-Si Hypereutectic Alloys

1'his work presents t hc rcsults obtain ed in seurch uf mechu n ical behaviour irnprovernent uf the hypereutectic alloys uf theAl-Si systcm. As a resulr a simple modcl is stu b lishcd to cha;acterize the so lidificut íon 01' the Al-Si hypereutectic structures,bascd on t heor ies, hypothesis and actualizcd rcsults co ncer ning the phenomena observed in rhe mudification of structures andprimary phuscs n uc lca t í o n. ln t his mo de l t h e validity oftlre simultaneous inoculation with Na and P( not recommended up to-date) is rccover cd. \Vih! this techniquc struct ur e optimizatiun was achieved, from a mor phology of the microconstituent pha-ses standpoint. Thc m cchu uica l testing rca liz ed show a sig nifica nt improvement in the properties, when the procedure heredcscríbcd is upplicd. Sume conclusions a nd t ech nolog ical recornendar io ns are presenred.

INTRODUCCION y ANTECEDENTES

El sistema Al-Si es utilizado como base para lafabricacion de un variado grupo de aleaciones parafundición. Suelen ser clasificadas según su contenidode Si en: hipoeutécticas (%Si < 10); eutécticas(10 < % Si < 13) e hipereutécticas(13 < % Si). El sili-cio incorpora, al alearse al aluminio, varios efectos deinterés: mejora la colabilidad de la aleación; reduce elcoeficiente de dilatación térmica; mantiene la resis-tencia a la corrosión; genera mayor resistencia al des-gaste. Las propiedades mecánicas de las aleacionesAl-Si no son sobresalientes; sin embargo, a medidaque el contenido de Si crece hasta un 13% se nota unaumento en la dureza y en la resistencia a la tracción,en cambio decrece la ductilidad [1, 2].

Cuando el contenido de Si supera el 13% seobserva una marcada disminución del comporta-miento mecánico general, y la ductilidad se reduce,prácticamente, a cero [2].

Asimismo, para altos porcentajes de Si aumen-tan marcadamente las dificultades frente a operacio-nes de mecanizado; las superficies presentan signosde partículas arrancadas y las herramientas se desgas-tan rápidamente.

En la industria de fabricación de piezas fundidasse tienen en cuenta varios hechos para mejorar la per-formance de las aleaciones Al- Si. La incorporación dealeantes como el Cu y el Mg perrnite, mediante trata- .mientos térmicos, obtener mejoras sustanciales enlas propiedades mecánicas [4-6].

También se influye notablemente en las propie-dades de las aleaciones utilizando aditivos o funden-tes adecuados. Las sales de Ti- B actúan como eficaces

afinadores de grano en las aleaciones hipoeutécticas;el Na o el Sr son utilizados como modificadores deestructura eutéctica, con lo que se logra una granductilidad; y se utilizan compuestos de P rojo comoreductores de las placas de Si primario en las aleacio-nes hipereu técticas [6].

El presente trabajo resume un conjunto de resul-tados y conclusiones obtenidas por los autores eninvestigaciones realizadas en el C.I.M.* y en laU. C.V.** acerca del efecto estructural que ejercen elNa y el P sobre las aleaciones Al-Si.

700U-Si

Lig.

500

600 577

400 C( + Si

12,5 % Si

o 20 3010

Fig. 1. Diagrama de equilibrio Al-Si./

Desde un punto de vista estructural, y teniendoen cuenta el diagrama de equilibrio de la Hg. 1, se

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puede describir a las aleaciones Al-Si en términosgenerales, del siguiente modo;

l. Las aleaciones hipoeutécticas tienen suestructura dominada por la fase a, rica enaluminio, de naturaleza dendrítica. Los cris-tales a se hallan separados por microconsti-tuyentes eutécticos, cuya cantidad aumentaa medida q\le crece el contenido de Si.Fig.2.

Microestructura óptica. Aleación Al - 9% Si Coladaen coquilla. '

X 200.

Debido a este dominio estructural de la fasea, estas aleaciones gozan de buena ductili-dad. La incorporación de Ti-B reduce eltamaño de los cristales a y los redistribuyeen su relación con el microconstituyenteeutéctico; ello permite aumentar la resisten-cia mecánica [2].

2. En las aleaciones eutécticas Al-Si, la estruc-tura está dominada por el microconstitu-yente eutéctico. Este está constituido pordos fases, la fase Si, de naturaleza acicular-laminar inmersa y distribuida al azar en unamatriz de fase a. Fig. 3.Las agu jas de Si son extremadamente duras yde bordes facetados, su indeformabilidadcontrasta con la matriz dúctil que las rodea.Este hecho puede explicar la baja ductilidadque presentan estas aleaciones, ya que, unanálisis simple da cuenta que la interfaseentre estas agujas de Si y la matriz, suponenser un sitio favorable para la propagación defisuras, dada la natural concentración detensiones que allí debe ocurrir cuandoel material es sometido a esfuerzos defor-mantes.

Fig. 2.

Esta hipótesis permite explicar también, elsorprendente efecto mecánico que se lograal modificar la estructura mediante la adi-ción de algunas centésimas por ciento de Na

Fig. 3. Microestructura óptica. Aleación AI-12,5% Si. Estruc-tura no modificada. X 200.

o Sr. la estructura modificada del eutécticoAl-Si se caracteriza en que la fase Si pasa demorfología acicular-laminar grosera comola que se observa en la Fig. 3 a otra fibrosa,suave y finamente distribuida. Fig. 4. Parale-lamente, la modificación trae aparejado unsustancial aumento de la ductilidad sin quevaríen, prácticamente, la resistencia a latracción y la dureza.

Fig. 4. Micro estru ctur a óptica, Aleación AI-12,5% Si. Estruc-tura modificada con 0,04% de Na. X 320.

3. Las aleaciones hipereutécticas Al-Si presen-tan una estructura conformada por la pre-sencia de cristales primarios de Si distri-buidos en una matriz eutéctica. Fig. 5.Estos cristales toman forma de placas políé-dricas irregulares; facetados. Presentan to-tal incoherencia con la matriz que los rodea ysu tamaño es mayor cuando menor es lavelocidad de enfriamiento durante la solidi-ficación [6].

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Fig. S. Microestructura óptica. Aleación AI-18% Si. Sin aditi-vos. X 200.

La interfase entre el Si primario y la matrizeutéctica resulta todavía más favorable parala nucleación y propagación de fisuras, te-niendo en cuenta la misma hipótesis ante-rior. De modo que no es difícil entender porqué su ductilidad se presenta prácticamen-te nula.La incorporación de P al baño líquido, pre-vio a la colada, permite reducir el tamaño delas placas de Si y mejorar su distribución [6]con lo que se observa, asimismo, una mejorade la ductilidad [2].Los efectos descritos hasta aquí son conoci-dos desde hace varios años y han sido estudiados por muchos autores [8-11] entreotros, y se han formulado diversas teoríaspara explicarlos [1, 11].

Sus implicaciones prácticas han sidoincorporadas a los procesos de producciónindustrial, y actualmente, es generalizado eluso de fundentes de Ti-B; Na o Sr y P para eltratamiento de aleaciones hipoeutécticas,eutécticas t> hipereutéctícas, respectiva-

mente [12].

Sin embargo, l~ utilización de aleacioneshipereutécticas Al-Si no es frecuente. Losfundidores tropiezan con dificultades, al uti-lizar este tipo de aleaciones, para lograr pro-piedades satisfactorias. Este trabajo pre-tende lograr una primera aproximación a lasolución de este problema, es decir, optimi-zar estructuralmente a las aleaciones conalto contenido de Si.La hipótesis central es que la estructuraóptima, desde el punto de vista mecánico, delas aleaciones hipereutéctícas Al-Si, tieneque ser aquella que tenga placas primarias deSi pequeñas y no facetadas, uniformementedistribuidas en el seno de una matriz eutéc-

tica modificada. Esta estructura presentauna relación de interfase Si-matriz favorablefrente a las deformaciones.Su obtención presupone la acción conjuntadel Na y el P (por ejemplo). Sin embargo, laliteratura descarta generalmente esta posi-bilidad, basándose en el hecho de que el N a yel P forman compuestos entre sí capaces deneutralizar, o al menos atenuar, sus efectosindividuales [1].No obstante, un análicis más detallado deestos efectos permite cc.nstruír una posibili-dad de mucho interés, que brinda, comoveremos más adelante, resultados alenta-dores.

EFECTO MODIFICADOR DEL Na

La adición al baño líquido de algunas centésimaspor ciento de Na metálico produce, en una aleacióntipo eutéctica, los siguientes efectos:

1. U n afinamiento general de la estructura; dis-minuye el espaciado in ter laminar del Sieu téctico. Figs. 6 y 7.

Microestructura óptica. Aleación AI-12,S% Si eutécticano modificada. X 200.

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Microestructura óptica. Aleación A1-12,5modificada con 0,04% a, X 200.

Latin Amencan [ouma! o/ Metallurgy and Materia/s, Vol 4, N° 1, 1984

2. Cambio de la morfología que adopta el Si; dela acicular facetada, pasa a la forma fibrosa-rarnificada. Figs. 8 y 9.

Fig .. 8. Microscopía electrónica de barrido. Aleación AI-12,5%Si eutéctica, no modificada. X 640 ..

Fig. 9. Microscopía electrónica de barrido. Aleación AI-12,S%Si eutéctica, modificada con 0,04% de Na. X 640.

3. Descenso de la temperatura de la isotermade transformación eutéctica. Fig. 10.Este descenso es proporcional a la cantidadde Na incorporado. Fig. 11.

osoAl 1Q8%Si

<D Sin No(j)Con NQ (0,040/,)

9K650

600

Tiempo en minutos.

10 15

Fig. 10. Efecto del Na sobre la isoterma de transformacióneu téctica. Curvas de enfriamien to continuo. de una alea-ción Al-IO,8% Si.

850 AJ 10.8% Si

·1 846

i 843!3

~

Fig. 11. Dependencia .de la temperatura de transformacióneutéctica con el contenido de Na.

Estos efectos son bien explicados por la teoríapresentada por Day y Hellawell [13], conocida bajo elnombre de la teoría del" envenenamiento". Sintéti-camente, se basa en el hecho de que el Si, que tienecaracterísticas de un no-metal, adopta un mecanismode crecimiento cristalino típico de esta especie [11].Esto es, requiere la formación de escalones que gene-ren sitios preferenciales para la incorporación ató-mica. Los escalones son normalmente provistos porla raíz del ángulo de reentrada producido por la inter-acción de un plano de macla con la fase líquida del sis-tema. El Na tiene la capacidad de situarse en esossitios, "envenenando" el proceso y frenando el desa-rrollo cristalino. El cristal debe buscar nuevas direc-ciones de crecimiento (ramificación), para lo cualdebe aumentar su densidad de maclas mediante laenergía que le procura un sobre enfriamiento adicio-nal (descenso de la isoterma). La repetición de esteefecto en cada dirección genera, según dichos auto-res, la estructura modificada.

Aceptamos la validez de esta teoríay destacamosun hecho importante: la modificación es un fenó-meno ligado a la etapa decrecimiento del silicio.

Cuando se incorpora Na a una aleación hipereu-téctica se observa no sólo la modificación del micro-constituyente eutéctico sino que se producen cam-bios en la morfología de las placas primarias de Sí.

Diversos autores han observado y descrito esteefecto [8-11, 15-18] que puede ser interpretadocomo una extensión al crecimiento del Si primario delos mecanismos que operan en el Si eutéctico.

En síntesis, en presencia de Na el Si primariopierde su morfología de placas poliédrícas facetadas,Fig. 12, Y adopta formas más globulizadas, Fíg. 13.Asimismo, se observa que las caras o bordes de placatienden a curvarse y muestran indicios de ramifica-ción. Figs. 14, 15, 16, 17.

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Fig. 12. Microestructura óptica. Aleación AI-18% Si. Sin aditi-vos. X 200.

Fig. 14. Microscopía electrónica de barrido. Aleación AI-18% Si.Sin aditivos. Se observa el borde facetado de una placade Si primario y el eutéctico acicular. X 5000.

Fig. 16. Microscopía electrónica de barrido. Aleación AI-18% Sisin aditivos. Se observa el borde facerado de una placade Si primario y el eutéctico acicular. X 11000.

Fig. 13. Microestructura óptica. Aleación AI-18% Si. Modificadacon 0,04% Na. X 500.

Fig. 15. Microscopía electrónica de barrido. Aleación AI-18% Si.Modificada con 0,04% de Na. Se observa el borde cur-vado de la placa de Si primario y el eutéctico fibroso-ramificado. X 5000.

Fig. 17. Microscopía electrónica de barrido. Aleación AI-18% Si.Modificada conO,04% de Na. Se observa que el borde dt,placa tiende a producir ramificaciones. X 11000.

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LaanAmencan [ourna! o/ Metaffllrgy and Materia!s, Vol. 4, N° 1, 1984

Esta secuencia parece confirmar el hecho deque la modificación se extiende al crecimiento del Siprimario, la cual puede seguir siendo interpretada entérminos de la teoría del envenenamiento.

En algunas experiencias se observó otro hechointeresante: la Fig. 18 muestra una placa de Si prima-rio rodeada de matriz eutéctica no modificada; acierta distancia comienza a notarse modificación enla matriz. La Fig. 19 muestra la curva de enfriamientocontinuo obtenida durante la solidificación de esamuestra. Se observa en la isoterma de transforma-ción eutéctica una primera zona a temperatura másalta, un escalón térmico y una segunda zona a tempe-ratura menor.

Fig. 18. Microestructura óptica. Aleación AI-22% Si. Aditivos:Na (0,04%) Nu 11 (0,25%). Se observa euréctíco nomodificado rodeando a la placa de Si. X 200.

Al 2Z Y. SiCon P 10.25"'1Con Ha t 0.04 'I,}

CD SI prmJl"lO

(2) Al. SI ectéctco sn mochfca

$ZI.$~rr::~Gmodihcodomás AllFc Si

ss

'110 16 18

Fig. 19. Curva de enfriamiento continuo co'rf espo nd ien te a lasolidificación de la muestra de la Fig. 18.

Una interpretación válida para este hecho es lasiguiente: el Si primario consume Na durante su cre-cimiento y empobrece localmente en este elementoal liquido que la rodea, obligando a solidificar aleutéctico inmediato a ella -sin modificar- a mayortemperatura. A cierta distancia de la placa, la concen-tración de Na es ya suficiente para producir un gradode modificación observable y la solidificación deleutéctico -ahora modificado- ocurre a menortemperatura.

Esta solidificación del eutéctico, desde la placahacia afuera, responde al modelo de sobrenfria-

miento constitucional elaborado por Chalmers,refe-rido aquí, a la concentración de Na.

EFECTO NUCLEANTE DEL P

Es un hecho conocido la capacidad que tiene el Pde afinar el tamaño de placas de Si primario en lasaleaciones hipereutécticas Al-Si. Ello se debe a la for-mación del compuesto AlP que se comporta como unsus trato favorable para la nucleación del Si [1, 7,9, 11].

Las Figs. 20 y 21 ilustran sobre este efecto.

Fig. 20. Microestructura óptica. Aleación Al·18% Si. Sin adit i-vos. X 200.

Fig. 21. Microestrucrura óptica. Aleación AI-18% Si. Aditivo:Nu 1110.25%). X 200.

El fósforo actúa en la etapa de nucleacián del cristalde Si, de modo que queda atrapado en el interior deestos cristales, como se ha observado en trabajos deexploración con microsonda [9, 10].

Este hecho permite suponer una hipótesis dealto interés en relación con el objetivo que plantea ensus comienzos este trabajo y es la siguiente: si seacepta que el P actúa en la etapa de nucleación delcristal de Si y el Na en la de crecimiento, esto significa

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que la accción de cada uno ocurre en etapas separadasen el tiempo, y/o en la temperatura, durante el pro-ceso de solidificación. Esto sugiere un procedi-miento ingenioso: inocular con P a temperaturas porencima de la curva líquidus para producir la nuclea-ción del Si primario; bajar la temperatura para quecomience el crecimiento de los cristales de Si; el Pqueda de este modo protegido en el interior de loscristales, e incorporar luego el Na antes de quecomience la transformación eutéctica. Este procesopermitiría, en principio, obtener la estructura plan-teada en la hipótesis central del trabajo, es decir lasuperposición de los efectos individuales del P y elNa, evitando la cancelación mutua de los mismos.

EFECTO DEL Na Y DEL P SOBRELAS PROPIEDADES MECANICAS DE LASALEACIONES Al-Si

Los resultados que se resumen a continuaciónfueron obtenidos en múltiples experiencias con pro-betas fundidas para ensayos de tracción en las cualesse respetaron las normas ASTM BI08 y B80, conmínimas modificaciones, para moldes tipo coquilla yshell-molding. Se respetaron parámetros de fundi-ción característicos de la producción industrial. Losensayos se realizaron en máquinas universales convelocidad de travesaño de 1mm/min. Las temperatu-ras fueron medidas con error no mayor a 2 "C,

Se utilizaron aleaciones binarias Al-Si de purezacomercial y una aleación comercial hipereutéctica, laSCN 181, similaralaMAHLE 138. EINase incorporócomo Na metálico de pureza comercial; el P me-diante el producto Nucleant 11 de FOSECO.

Las Figs. 22 y 23 muestran el efecto particular delNa al actuar sobre la estructura de un aleación eutéc-tica binaria colada en moldes tipo coquilla y shell-molding respectivamente.

1118

l3'

~110

16

·5

O 0.5 O.l 0.15 0.2 0.3

% Na AGREGADO

Fil'. 22. Resistencia a la tracción y alargamiento porcentual enfunción del contenido de ;>,J.t. AI<:,¡ciún <:utéctict co l.rd.ien molde c0'.1uilla.

r+t ~1..7 <l'E

E...•.A%.", 16:.:

L-J .•. 6

{i'5

El cr;G

4

3

Z

14L-__ -L ~ __ ~ ~ ~ __ ~ __ ~~O 0.5 0.1 0.15 O.Z 0.30.25

% No AGREGAOO

Fil'. 23. Idem anterior para probetas culadas en shcll-rnolding.

Las Figs. 24 y 25 muestran el comportamiento dela resistencia a la tracción en [unción del tamaño de Siprimario en una aleación hipereutéctica binaria AI-19,4% Si y de otra comercial SCN 181 tratada térmi-camente. En ambas el grado de afinado de placa selogró mediante inoculación con distintas cantidadesde P.

t.%

1JI

••

Ji.

.~

TaIl!ClllOSl~.TP~.

Fig. 24. Resistencia a la tracción en Iunción del tamaño de Si pri-ma r io. Alcac ió n AI-19,4% Si.

TardIo SI prillKllio. TP ¡,¡all

\,ig. 2). Rcsist eru.iu a la tracción en runción del tamaño dc Sí po-mariu. Aleación SCN 181.

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Por último, y teniendo en cuenta la hipótesis for-mulada en el punto anterior, se diseñaron experien-cias alternativas con una aleación binaria AI-19,4%Si, en las cuales se tomó a la aleación sin aditivos (A);se incorporó P (B); se modificó sólo con Na (C), se

inoculó en simultáneo conP + Na(D) y por último seincorporó P a alta temperatura y Na a menor tempe-ratura (E).

Los resultados fueron los siguientes:

í:.xp~ri~//(i{/ ~(; P T ~~;;P ~~(;Nrt T'}(; Nrl Mo!dt T "Colad" R A%

~/(;peso ~!(:peso(/""'/"/0 "(. (/lit/r/ido °L' fJC "C Kg/mnr'

A coquilla 320 750 11,3 OA arena 25 750 7,6 OB 0,25 780 coquilla 320 750 14 1,4

0,25 780 arena 750 12 1,4e 0,04 780 coquilla 320 750 13 1,2

0,04 780 arena 25 750 9,8 OO 0,25 780 0,04 780 coquilla 320 750 12,4 1

0,25 780 0,04 780 arena 25 750 9,5 1E 0,25 780 0,04 650 coquilla 320 750 14 2,4

0,25 78Q 0,04 650 arena 25 750 12,8 3,7

Como puede observarse, la adición de P (expe-rie nc ia B) produce una mejora en la respuestamecánica; la incorporación simultánea de P + Na(ex pc riericia D) desmejora la situación; en cambio, laexperiencia (E) basada en nuestra hipótesis presentaresultados elocuentes, sobre todo en la ductilidad,ljlle habíamos considerado desde el principio comola propiedad crítica en este tipo de aleaciones.

Resultados similares se encontraron con la alea-ción comercial SCN 181 con la cual repetimos elmismo esquellla y cuya síntesis se omite por razonesde b rcvcdu d.

CONCLUSIONES

Las h ipó t cs is planteadas y los rcs ultudos experi-menta les obtenidos pcrm itcn hacer una serie de con-sidc rucio ncs básicas y otras de interés tecnológico.

Entre LIs primcrus cabe decir:1. Es preciso diferenciar el mecun ismo de

acción del P y el Na sobre los cristales de lafase Si. El prim cro actúa sobre la etapa denu cleu ció n. a temperaturas próximas alvalor liquidus. El segundo, ejerce su acciónsobre cl proceso de crecimiento que tienelugar a temperaturas menores.La acción modificadora del Na, que generaramificación en e! crecimiento de los crista-les de Si se hace sentir tanto en el Si eutéc-.tico como en el Si primario [19].

3. La formación de compuestos (NaP), n eu tra-lizantes de la acción individual de estos ele-mentos, puede evitarse incorporando pri-

mero al P a alta temperatura, enfriandoluego para que los cristales de Si comiencena crecer (e! P queda atrapado dentro de ellos)e incorporando luego al Na para que pro-duzca la modificación.

4. La acción modificadora de! Na sobre las pla-cas de Si primario se traduce en un cambiode su morfología, perdiendo ésta su caracte-rística facetada y adquiriendo formas irregu-lares, rarnificadas. Esto configura un cambiosustancial en la interfase que separa a la placade la matriz eutéctica [19].

). El supuesto consumo de Na por parte de laplaca primaria en crecimiento durante lasolidificación, empobrece en Na al líquidoque la rodea. Se produce de este modo untipo de sobrenfriamiento constitucionalque hace que la solidificación del eutécticose inicie en y desde la placa primaria (eu téc-tico no modificado). Cuando el líquidoadquiere tenor de Na suficiente, solidificaen forma modificada.

Desde el punto de vista tecnológico, mejorar elcomportamiento de las aleaciones hipereutécticas,significa aumentar su performance mecánica y sucomportamiento frente al mecanizado.

En relación a esto, se puede decir:6. Que contrariamente a lo que establecen

ciertas recomendaciones técnicas, los resul-tados de la Fig. 28 muestran un claro au-mento de las propiedades mecánicas al in-ocular a las aleaciones con P y Na.jsiempre

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que se respete el criterio establecido en elpunto 3 de estas conclusiones,El marcado aumento en la ductilidad obser-vado (experiencia E) es interpretado en fun-ción del cambio logrado en la interfase pla-ca-matriz, ya que al "ramificarse" aquélla,elimina sitios y planos preferenciales para lagestación y propagación de fisuras.

7. Frente a las operaciones de mecanizado eslógico pensar que las estructuras logradascon acción de P y Na son mejores. Esta supo-sición se basa en lo siguiente: el problemadurante el mecanizado se presenta cuando laherramienta de corte impacta en la placadura de Si, que contrasta mecánicamentecon la matriz que la contiene. El afinado conP mejora la situación al disminuir el tamañode placa, con lo cual disminuye el efecto delimpacto. Pero si la placa, a lavez está ramifi-cada o no presenta bordes o caras lisas, elimpacto no sólo es menor sino que la placaestá mejor vinculada a la matriz, con lo quese disminuye la posibilidad de ser arrancadade su sitio. A la vez, si la placa está rodeadadel eutéctico modificado, que es más dúctil,éste puede absorber parte de la energía deimpacto sobre la placa mediante deforma-ción plástica local, evitando de este modo elarranque de la placa.

8. En síntesis, este trabajo plantea que el com-portamiento de las aleaciones hipereutécti-cas Al-Si mejora utilizando un proceso deinoculación con P y Na como el descrito. Lamicroestructura ideal, desde el punto devista mecánico, es: placas primarias peque-ñas y ramifica das rodeadas de eutécticomodificado. Las cantidades óptimas de P yNa a utilizar, como así también, las tempera-turas 'iJ. las cuales deben incorporarse, toda-vía no están exactamente establecidas. A suvez el hecho eventual de que las placas pri-marias queden rodeadas de eutéctico nomodificado lo consideramos negativo desdeel punto de vista del comportamiento mecá-nico. Es necesario investigarbajo qué condi-ciones este hecho puede eliminarse.Todos estos aspectos son motivo de estudiosactuales, como así también, la utilización deprocesos de colada bajo presión, que permi-ten el llenado de moldes a temperaturasmenores.

AG RADECIMIENTOS

Al Proyecto Especial de Aluminio y Cobre de laOEA; al CIM(Córdoba, Rep. Arg.) y al Departamentode Tecnología de la Producción de la UCV. Todosellos posibilitaron la concreción de este trabajo.

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