Microsegregación y macrosegregación I. Ohnaka, Departamento de Ciencia de los Materiales y Procesamiento de la Universidad de Osaka, Japón Introducción TODOS LOS MATERIALES METÁLICOS contienen elementos de soluto o impurezas que se distribuyen de forma aleatoria durante la solidificación. La distribución variable de la composición química a nivel microscópico en una microestructura, tales como dendritas y granos, se conoce como microsegregación. La variación a nivel macroscópico se llama macrosegregación. Debido a que estas segregaciones generalmente deterioran las propiedades físicas y químicas de los materiales, es por lo que deben mantenerse al mínimo.

Diagrama de equilibrio de fase y Coeficiente de Partición al Equilibrio Los elementos de soluto en aleaciones se redistribuyen durante el proceso de solidificación de modo que se iguala el potencial químico en las fases líquida y sólida (Ref. 1). Como el producto de solidificación bajo la condición de equilibrio, las composiciones de soluto en el sólido, CS, y el líquido, CL, varían a lo largo de las líneas solidus y liquidus, respectivamente (Fig. 1). La proporción de CS/CL se conoce como equilibrio de partición o coeficiente de distribución, k.

Fig. 1 Esquema de un diagrama de fase de equilibrio de una aleación binaria. Liquidus se representa por la línea LL; solidus por línea LS. En la condición de equilibrio, la composición líquida y sólida se puede calcular por:

donde Co es la composición inicial de la aleación y el fs es la fracción sólida, y por:

Después de la solidificación (fs= 1), la composición de soluto se designa Co; teóricamente, no ocurre microsegregación en este punto. En la realidad, sin embargo, la solidificación en equilibrio rara vez tiene lugar, debido a que la difusión de solutos no es tan rápida.

Referencia citada en esta sección 1. M. C. Flamencos, solidificación Processing, McGraw-Hill, 1974, p 272

La redistribución de soluto en solidificación sin equilibrio. Si la redistribución de soluto en un elemento de volumen entre dendritas en forma de placas como se muestra en la figura 2 es considerada y si se supone subenfriamiento insignificante en la interfase líquido/sólido (condición de equilibrio local) sin flujo neto de soluto a través del elemento de volumen, la composición líquida se puede calcular de la siguiente manera.

Fig. 2 Distribución de soluto en un elemento de volumen (área sombreada) entre dendritas. En primer lugar, en el caso de DS = 0 y DL = (indicando que no hay difusión en la mezcla sólida y solubilidad completa en el líquido), donde DS es la difusividad sólido y DL

es la difusividad de líquido, la ecuación 3, que a menudo se llama ecuación de Scheil, sostiene que para cualquier morfología sólida (Ref. 2, 3):

En segundo lugar, en el caso de DS 0 (Difusión finita en el sólido) y DL = , la ecuación 4a, 5, y 6 se han propuesto (Ref. 4, 5, 6):

donde

donde B es el coeficiente de retrodifusión en la fase sólida.

Donde, DS es el coeficiente de difusión en la fase sólida, tf es el tiempo de solidificación local, y λ es el espaciado de los brazos dendríticos. Una solución más precisa o exacta para este modelo se ha obtenido (Ref. 5). La ecuación 4a y una ecuación similar dada en la Ref. 6 se aproximan a la solución exacta abajo continuación fs < 0,9. La ecuación 4a es aplicable no sólo a las dendritas en forma de placa, sino también para dendritas columnares si 2B en la ecuación 4b se duplica.

También está de acuerdo con la ecuación 1 para DS o B < 1 y con la ecuación 3 para DS o B 1, respectivamente. La ecuación de Brody-Flemmings (Ref. 7) no es aplicable para B> 0.5. En tercer lugar, hay una difusión de estado sólido y el soluto crece por delante de la interfase sólido-líquido. No se ha obtenido una solución analítica para este caso concreto. Sin embargo, en el caso en el que DS = 0 y una capa límite de soluto controla la transferencia de soluto en el líquido, el coeficiente de partición efectiva de kef ha sido derivado para un elemento de volumen-semi-infinito y condiciones de estado estable (Ref. 8):

donde C*S es la composición del sólido en la interfase, R es la tasa de crecimiento, y δC es la capa límite del soluto por delante de la interfaz.

El coeficiente de kef se puede utilizar para k en la ecuación 3:

y

Aunque la ecuación 5 no se puede aplicar directamente a la solidificación dendrítica, es útil para la comprensión de la formación de microsegregación. Además, se aplica para evaluar la macrosegregación en el crecimiento de un solo cristal.

Las referencias citadas en esta sección 2. G. H. Gulliver, J. Inst.. Met., Vol. 9, 1913, p 120 3. E. Scheil, Z. Metallkd., Vol. 34, 1942, p 70 4. I. Ohnaka, Trans. ISIJ, Vol. 26, 1986, p 1045 5. S. Kobayashi, Tetsu-to-Hagane (J. Hierro Acero Inst. Jpn.), Vol. 71, 1985, p S199, S1066 6. T. W. Clyne y W. Kurz, Trans. AIME, Vol. 12A, 1981, p 965 7. H. D. Brody y M.C. Flamencos, Trans. TMS-AIME, Vol. 236, 1966, p 615 8. G. F. Bolling y W. A. Tiller, J. Appl. Phys., Vol. 32, 1961, p 2587

Microsegregación En la práctica, por lo general la microsegregación se evalúa por la relación de microsegregación, que es la relación de la composición máxima de soluto a la composición de soluto mínimo después de la solidificación, y por la cantidad de la segunda fase de no equilibrio en el caso de aleaciones que forman compuestos eutécticos. Algunos de los datos y un perfil de isoconcentración para una dendrita columna de Fe-25Cr-19Ni (Ref. 9) se dan en la Tabla 1 y la fig. 3.

Tabla 1 Relación de microsegregación (números sin dimensión) y la cantidad de la segunda fase de no equilibrio (% en masa)

Relación de Microsegregación Aleación % en masaMo (1.4-2.0) Acero al Carbon (0.3-0.4C)Cr (1-5, se incrementa con C arriba de 1.4%) Fe-(1-3)Cr-CMo (2.7-3.8), Cr (1.4-1.5) Acero 1.2Cr-0.25Mo Ni (1.2-1.4), Cr (1.3-1.5), Mo (2.6-3.8) Acero 2.8Ni-0.8Cr-0.5Mo Mn (1.3-1.8) Acero 1.5Mn Ni (1.06-1.07), Cr (1.3) Acero inoxidable 18Cr-8.6Ni Ni (1.1), Cr (1.1-1.3) Acero inoxidable 25Cr-19Ni Si (1.8-3.1), Mn (1.3-1.8) Acero inoxidable 19Cr-15Ni

P (36 para una velocidad de enfriamiento T= 0.083 K/s)

P (30 para una velocidad de enfriamiento T= 0.167 K/s)

P (15 para una velocidad de enfriamiento T= 0.833 K/s)

Acero inoxidable 22Cr-20Ni

Al (1.9-2.0), Ti (2.1-2.2) Ni-5Al-13TiV (1.3) Ti-(2-10)VSn (1.6-3.7, disminuye con la velocidad de crecimiento) Cu-8SnCu (1-2 vol%) Al-2CuCu (3.9 % de área para estructura equiaxial; 1.5-3 % de área para estructura columnar)

Al-4.5Cu

Cu (2.8 vol%) Al-6.5CuCu (4.1 vol%) Al-6.5Cu-0.26VCu (4 vol%) Al-6.5Cu-0.1TiMg (4-7 % de área para estructura equiaxial; 1-4 % de área para estructura columnar)

Al-10.4Mg

P (25-26.5 % en masa) Fe-4P

Fig. 3 Perfil de isoconcentración en una dendrita columnar de Fe-25Cr-20Ni.

La ecuación 3 se utiliza a menudo en el caso de bajos parámetros de retrodifusión de B (por ejemplo, para piezas moldeadas de aleación de aluminio), y la ecuación 1 y 4a se utilizan en el caso de mayor valor de B (por ejemplo, para piezas moldeadas de acero). Sin embargo, no es fácil estimar la microsegregación real como aparece en la Tabla 1, debido a que los fenómenos reales son muy complicados y la composición del sólido después de la solidificación no se puede calcular por la ecuación 4a, si la difusión sólida finita no es insignificante. Los siguientes puntos deben ser considerados.

Modo de solidificación y estructura. La microsegregación varía considerablemente con la historia del crecimiento del sólido. Por ejemplo, la microsegregación a menudo aumenta con la velocidad de enfriamiento en el caso de la solidificación dendrítica equiaxial, pero disminuye en el caso de la solidificación dendrítica unidireccional. Esto es porque, en el primer caso, la composición líquida es bastante uniforme en el líquido interdendrítico, y la ecuación 4a es aplicable. En este último caso, la acumulación de soluto en la punta de dendritas no se puede despreciar, y ecuaciones tales como la ecuación 5 o la ecuación Solari-Biloni (Ref. 10), que considera la acumulación de soluto por delante de la punta de las dendritas y la curvatura de las dendritas, se debe utilizar. Alternativamente, un cálculo numérico es necesario. La estimación de la microsegregación en una estructura equiaxial de grano globular requiere información sobre su mecanismo de formación y la historia del grano (es decir, la dendrita de inicio de fusión y de sedimentación en el líquido). Morfología de la dendrita y trayectoria de difusión. En el caso donde la difusión de estado sólido no es despreciable, la trayectoria de difusión o la morfología del sólido es muy importante. Aunque la ecuación 4a se puede aplicar para el elemento de volumen en una matriz de dendrita primaria o secundaria, la difusión real se produce en tres dimensiones en ambos dendritas. Por lo tanto, se requiere una cuidadosa atención para determinar el espaciado de dendrita λ. Un método consiste en el empleo el valor medio de la separación primaria y secundaria de los brazos dendríticos, ʎ = (λ1 + λ2)/2 (Ref. 6). También se recomienda la Ecuación 8 (Ref. 4):

donde se utilizan los subíndices 1 y 2 para el estado fs fs1 y fs > fs1, respectivamente. Por lo tanto, si la trayectoria de difusión cambia de la dendrita primaria a la dendrita secundaria a la fracción sólida fs1, a continuación, λ1 y λ2, se utilizan para ψ1 y ψ2, respectivamente. Transformación de fase. Si una transformación de fase se produce durante la solidificación, la microsegregación puede cambiar considerablemente debido a que el coeficiente de reparto de equilibrio varía con la fase. Por ejemplo, el k de fósforo en la fundición de acero es de 0,13 y 0,06 en ferrita en austenita. Por lo tanto, como se muestra en la figura 4, en la fundición de acero de la reacción peritéctica, que se ve afectada por la composición de carbono, afecta en gran medida la microsegregación (Ref. 11)Si se supone que el cambio de fase se produce a fs = fs1, entonces la ecuación 8 es también aplicable, pero puede resultar en un error grande. Una estimación más precisa de la microsegregación requiere cálculos numéricos que toman en consideración la cantidad de cambio en cada fase (Ref. 11,12).

Fig. 4 Efecto de la concentración de carbono y velocidad de enfriamiento sobre la concentración de fósforo en una dendrita de Fe-C-0.016P después de enfriar a 1537 K. Efecto del Tercer Elemento soluto. La Figura 5 muestra que el coeficiente de partición se ve afectada por el tercer elemento soluto (Ref. 13). En aleaciones de aluminio, el cromo disminuye el coeficiente de partición de magnesio. Además, cabe señalar que la morfología de las dendritas varía con elementos de soluto resultantes en un efecto de difusión diferente.

Fig. 5 Variación del coeficiente de reparto de equilibrio con los elementos terceros de soluto en una aleación de hierro-carbono.

Engrosamiento de las dendritas. Debido a que el engrosamiento o refusión de las dendritas se produce durante la solidificación, la separación de las dendritas no es constante, y el sólido resuelto diluye la composición líquida. Aunque un análisis numérico se ha realizado, tales efectos no se han dejado claro (Ref. 14). El movimiento de la fase líquida. En muchos casos, el líquido interdendrítico no permanece estacionario, pero se mueve por la contracción de solidificación o por convecciones térmicas y del soluto, dando como resultado diversos grados de microsegregación. La dependencia de la temperatura y la concentración del coeficiente de difusión. Las propiedades físicas tales como DS y DL son dependientes de la temperatura y la concentración. Debido a que el coeficiente de difusión puede variar en un orden de magnitud en el caso de un intervalo de solidificación grande, ambos valores deben ser estrechamente monitoreados. Esto se puede determinar por cálculo numérico. Subenfriamiento. En la realidad, el subenfriamiento en la punta de la dendrita existe. Sin

embargo, no es un factor que afecta a la microsegregación en los procesos típicos de solidificación, con la excepción de la soldadura y la solidificación unidireccional (Ref. 13). Otros efectos. Cuando existe un gradiente de temperatura muy alta (por ejemplo, más de 40 K/mm), el efecto Soret, que considera al transporte de solutos ser función de un gradiente de temperatura, se convierte en un factor (Ref. 15).

Las referencias citadas en esta sección 4. I. Ohnaka, Trans. ISIJ, Vol. 26, 1986, p 1045 6. T. W. Clyne y W. Kurz, Trans. AIME, Vol. 12A, 1981, p 965 9. M. Sugiyama, T. Umeda, y J. Matsuyama, Tetsu-to-Hagane (J. Hierro Acero Inst. Jpn.), Vol. 63, 1977, p 441 10. M. Solari y M. Biloni, J. Crist. Crecimiento, Vol. 49, 1980, p 451 11. Y. Ueshima, S. Mizoguchi, T. Matsumiya y H. Kajioka, Metall. Trans. B, Vol. 17B, 1986, p 845 12. H. Fredriksson, solidificación y Fundición de Metales, La Sociedad de Metales, 1979, p 131 13. Z. Morita y T. Tanaka, Trans. ISIJ, Vol. 23, 1983, p 824; Vol. 24, 1984, p 206; y la comunicación privada 14. D.H. Kirkwood, Mater. Ciencia. Eng., Vol. 65, 1984, p 10115. J. D. Verhoeven, J. C. Warner, y E. D. Gibson, Metall. Trans., Vol. 3, 1972, p 1437

Microsegregación en Procesamiento de solidificación rápida En el procesamiento de solidificación rápida, la tasa de crecimiento del sólido puede ser muy alta, lo que resulta en una distribución de soluto completamente diferente. Si los movimientos atómicos responsables del avance de la interfaz son mucho más rápidos que los que sean necesarios para que el elemento soluto escape a la interfaz, se puede producir microsegregación libre o la solidificación de libre difusión (Ref. 16). La partición no equilibrio coeficiente kN se considera que aumenta monótonamente con la velocidad (Ref. 17):

donde D*i es la interdifusividad interfacial (Ref. 17) y es la separación interatómica del sólido. Sin embargo, la captura de soluto es también dependiente de la concentración de soluto, y la ecuación completa aún no se ha formulado. Las referencias citadas en esta sección 16. J. C. Baker y J.W. Chan, de solidificación, American Society for Metals, 1970, p 23 17. M. J. Aziz, J. Appl. . Phys, Vol. 53, 1982, p 1158; Appl. Phys.. Lett., Vol. 43, 1983, p 552

Macrosegregación La macrosegregación es causada por el movimiento de, la composición química del líquido o del sólido que es diferente de la composición media. Las fuerzas impulsoras del movimiento son: • Contracción de solidificación • Efecto de la gravedad en las diferencias de densidad causadas por fase o variaciones composicionales • Fuerzas centrífugas o electromagnéticos externos • Formación de burbujas de gas

• La deformación de fase sólida debido al estrés térmico y de la presión estática • La fuerza capilar

La macrosegregación se evalúa por: • Importe de la segregación (∆C): ∆C = CS - Co • Relación de segregación o índice: Cmax /Cmin o (Cmax - Cmin)/Co • Grado de segregación (en porcentaje): 100 CS/Co) donde Co es la composición inicial de la aleación, CS es la composición sólida media en el lugar de medición, y la Cmax y Cmin son las composiciones máxima y mínima, respectivamente. Por ejemplo, el siguiente índice de segregación de carbono se ha obtenido empíricamente para lingotes de acero (excepto la parte superior caliente) (Ref. 18):

donde D y H son el diámetro del lingote y la altura en metros, respectivamente. La macrosegregación es especialmente importante en grandes piezas de fundición y lingotes, y también es un factor en algunas aleaciones de fundición de aluminio o de cobre de tamaño pequeño y mediano. Se describen varios tipos de macrosegregación y sus mecanismos de formación más abajo, principalmente para el caso de k <1. En el caso de k>1, es similar pero se obtienen resultados contradictorios. Solidificación en frente plano. Cuando se produce la solidificación en frente plano, como en el crecimiento de un solo cristal, el mecanismo de formación de macrosegregación es bastante simple, y la ecuación 6 se puede aplicar. Un diagrama esquemático de la distribución típica de soluto se muestra en la figura 6. La composición del sólido de la porción solidificada inicialmente es baja y tiene un valor aproximado de KCO, que aumenta gradualmente con el tiempo debido a la difusión cuando el soluto es empujado por delante, lo que resulta en una concentración más alta en la porción finalmente solidificado o el centro del lingote. Esta segregación se denomina segregación normal. Como se ve a partir de la ecuación 5, el grado de segregación normal aumenta con la disminución de la tasa de crecimiento (R) o el espesor de capa límite de soluto (δC), que disminuye con el aumento de la intensidad del flujo de líquido.

Fig. 6 Distribución soluto típica en avión solidificación frente donde R es la tasa de crecimiento. Además, los cambios en la tasa de crecimiento durante la solidificación resultan en una segregación como se muestra en la figura 6. Si la tasa de crecimiento aumenta de repente del estado de equilibrio a una tasa más alta, a continuación, se produce un coeficiente de partición efectiva más grande, lo que resulta en una concentración mayor que la composición media, que se denomina segregación positiva. (La segregación normal es un tipo de segregación positivo.) Por el contrario, una disminución repentina en la tasa de crecimiento de R da lugar a una banda-soluto pobre o la segregación negativa. Si R o δC

varían periódicamente, a continuación, la composición cambia periódicamente, lo que produce lo que se denomina bandas o contorno de la solidificación. En cualquier caso, es esencial tener en cuenta el flujo de fluido y la capa límite de soluto δC, que varía típicamente de 0,1 a 1 mm (0,004 hasta 0,04 cm) para el crecimiento de un solo cristal de los metales. La segregación por gravedad es causada por la sedimentación o la flotación de fases sólida y líquida que tienen una composición química diferente del valor medio. Por ejemplo, la fase inicialmente solidificado o dendritas primarias del fundido se asientan en la parte inferior de la pieza de fundición debido a que son de mayor densidad que el líquido. Este fenómeno puede ser la fuente de cono negativo, que a menudo se produce en lingotes de acero, como se muestra en la figura 7.Si se forman sólidos más ligeros tales como inclusiones no metálicas y grafitos kish o esferoidales, que pueden flotar hasta la parte superior de la pieza colada.

Fig. 7 Macrosegregación típica observado en los lingotes de acero. segregación-A y segregación-V se tratan más adelante en este artículo.

En la fundición de acero, el líquido interdendrítico suele ser más ligero que el líquido a granel y flota hacia arriba, dando lugar a la segregación positiva en la parte superior de la pieza fundida. Aunque varios tipos de macrosegregación son causados por el efecto de la gravedad, el cambio de composición entre las partes superior e inferior de una pieza de fundición debido al efecto simple de la gravedad se llama la segregación por gravedad. En la fundición centrífuga, la fuerza centrífuga simula la gravedad y puede causar cambios en la composición entre las partes internas y externas de la pieza de fundición.

Segregaciones inducidas por flujo líquido en la Región mollar. Si sólo los flujos de líquidos * en la región blanda, en donde existe un gradiente de concentración, macrosegregación ocurre. La ecuación 12 se puede derivar por supuesto de la condición de equilibrio local y la pendiente de liquidus constante y por despreciando el efecto de curvatura de la dendrita (Ref. 20): y ρS y ρL representan la densidad del sólido y el líquido, respectivamente; ONU es la velocidad de flujo normal a las isotermas; y U es la velocidad de isotermas. En esta ecuación, a = 0 corresponde a la difusión cero en un sólido y: (1) (1) s s A kf

b f (Ec. 12) corresponde a completar difusión en un sólido. * Si se supone que no hay contracción (β = 0) y no hay flujo de fluido (ONU = 0), la ecuación 12 se integra para dar ya sea el equilibrio o ecuaciones Scheil (Ec. 1 y 3) dependiendo de la elección de A. Para ejemplo, en el caso de no difusión en el sólido (A = 0), la ecuación 12 se integra a: L (1) [(k 1) /] s o C f C x (Ec. 13) donde ξ (1 - β) (1 - un / U) y el k se supone que son constantes. Los siguientes resultados se pueden ver a partir de la ecuación 13: • En el caso de ξ = 1 o de la ONU / U =-β / (1 - β), la ecuación 13 es idéntica a la ecuación 3 y la composición media del sólido es CO, lo que significa que no se produce la macrosegregación • En el caso de ξ> 1, o un / U <-β / (1 - β), CL se hace menor que el valor calculado por la ecuación 3, lo que indica que se puede producir la segregación negativa • En el caso de 0 <ξ <1 o 1> ONU / T>-β / (1 - β), se produce la macrosegregación positivo. Por ejemplo, porque en la pared del molde de la ONU = 0, que se traduce en la segregación positiva se describe a continuación La segregación se muestra en la figura. 8, que se llama la segregación inversa, es donde la concentración de soluto es mayor en la parte de congelación antes (Ref. 21). Esto es causado por el flujo de soluto interdendrítica enriquecido debido a la contracción de solidificación, que es la fuerza motriz principal, más el aumento de la densidad del líquido durante el enfriamiento. ** Si se forma un hueco entre el molde y la superficie de colada de solidificación, a continuación, el líquido interdendrítica menudo es empujado en la brecha por la presión estática o por la expansión debido a la formación de burbujas de gas o de grafito en el líquido. Esto da como resultado la segregación superficie grave o en la exudación, una condición en la que un líquido soluto-rica cubre la superficie de colada y forma los granos de soluto-rica. Higo. 8 Inverso segregación en un lingote de Al-4.1Cu con la solidificación unidireccional. Los cambios en la velocidad del líquido puede causar segregación. Por ejemplo, el cambio en la forma de la pieza fundida se muestra en la figura. 9 puede cambiar la velocidad, dando como resultado una segregación, como se muestra en la figura. 10 (Ref. 21). Higo. 9 simulado el flujo de fluido a 50 s después del enfriamiento y macrosegregación en una muestra de Fe-0.25c. Higo. 10 macrosegregación observó a lo largo de la dirección Z (transversal valor medio) para una muestra de Fe-0.25c. El flujo de fluido interdendrítica también es causado por el cambio en la densidad del líquido debido a la redistribución de soluto y de enfriamiento (convección solutal y térmica). Por ejemplo,. Fig. La figura 11 ilustra el flujo de fluido en un lingote de aluminio-cobre horizontalmente solidificación, dando como resultado una segregación, como se muestra en la figura. 12 (Ref. 21). Higo. 11 el flujo de fluido simulado en 400 s después del enfriamiento en un sentido horizontal solidificó Al-4.4Cu lingote. Higo. 12 de distribución de solutos en el lingote de Al-4.4Cu se muestra en la figura. 11.

El flujo de líquido a granel puede penetrar en la región blanda o la matriz de dendrita y barrer el líquido interdendrítica soluto-rico, dando como resultado una segregación negativa. Esto se conoce como el efecto de lavado y se cree que es el principal mecanismo para la banda blanca, un tipo de segregación negativa a menudo se observa en fundición continua electromagnéticamente agitados.Algunos investigadores afirman que el mecanismo principal es el cambio en la tasa de crecimiento debido a la agitación (Ref. 23). El efecto de lavado también puede ser la causa de la segregación positiva o normal, y se propone el siguiente coeficiente de partición efectiva (Ref. 24): Ec. 14) donde FSH es la máxima fracción sólida por debajo del cual el efecto de lavado actúa, u es la velocidad del líquido a granel, y UTL es la velocidad isoterma de liquidus. Aunque la ecuación 14 se obtiene experimentalmente asumiendo la sustitución completa del líquido a granel para el líquido interdendrítica, tiene aplicaciones prácticas, especialmente en la industria de la colada continua. Sin embargo, el efecto de lavado generalmente se acopla con la convección en la región blanda y es fuertemente dependiente de la cambio de la densidad del líquido y la permeabilidad (Ref. 21, 24). En la fundición de losa continua, abultamiento hace que el flujo y los resultados interdendrítica en la segregación positiva más fuerte y delgado en el centro del lingote. Esto se llama la segregación central. La formación de una estructura de grano equiaxial por agitación electromagnética u otros métodos puede disminuir considerablemente la segregación porque tanto el sólido y el líquido son libres de moverse. En este caso, la ecuación 11 no se aplica.Principio del formularioDistribución no homogénea y sólida Canal segregación. En realidad, el sólido no se distribuye de manera uniforme, y los bolsillos de líquido a menudo se forman en la región blanda debido al crecimiento preferencial de algunas dendritas y / o debido a la aglomeración de las dendritas equiaxiales en la interfaz de avance (Ref. 26), como se muestra en la figura. 13. Estos bolsillos líquidas pueden convertirse en un semi-macrosegregación o una segregación para comer, que es una segregación positiva varios cientos de micras de diámetro con frecuencia se observa en la región equiaxial de fundición de acero de colada continua utilizando un dispositivo de agitación electromagnética. Higo. 13 bolsillo de líquido en la región blanda. Esta distribución no homogénea de fase sólida puede ser el origen de un canal de flujo preferida debido a que la resistencia al flujo del canal de conexión tales bolsillos de líquido es pequeña. Además, una vez que los flujos de líquido y si un / U> (1 + A) y, a continuación fS / t se vuelve negativo en la ecuación 11. Esto significa que se produce la refusión y que el canal se hace más grande. Si se forman burbujas en el canal, se acelera la velocidad de flujo, lo que resulta en la ampliación del canal (poros observada después de la solidificación a menudo causada por la contracción de solidificación). Este es el mecanismo de la segregación de canal. En las grandes lingotes de acero, vetas de soluto enriquecido en forma de varilla, como la A-forma ilustrada en la fig. 7 se observan a menudo; esto se denomina A-segregación (inverso V-segregación o un fantasma). En lingotes solidificada de forma unidireccional, la segregación de canal se llama una peca. Un criterio práctico para la formación de A-segregación en lingotes de acero es (Ref. 27):   (Ec. 15) donde T es la velocidad de enfriamiento y U0.35 es la velocidad de la isoterma de fracción sólida 0,35 y Ac es una constante dependiente de la aleación (Ref. 28). Si se forma el canal preferido, el líquido soluto-rica fácilmente flota hacia arriba o hacia abajo, lo que

resulta en una severa segregación positiva en la parte superior o inferior de la pieza colada. Los siguientes pasos pueden ser eficaces en la prevención de la segregación de canales: • El aumento de la velocidad de enfriamiento o reacondicionar el elemento de soluto para formar una empaquetadura densa de dendritas. Por ejemplo, en los aceros, la reducción del contenido de silicio por carbono resultados de desoxidación en el espaciado de los brazos dendríticos más pequeño y menor permeabilidad (es decir, mayor resistencia al flujo) • Ajuste del elemento de aleación, lo que minimiza el cambio en la densidad del líquido soluto-rica (véase la ecuación 10) • electromagnética agitación para formar granos equiaxiales y para obtener una uniforme y densa distribución sólida Fase de Movimiento y Segregación Solid. Si se forman granos equiaxiales o si se produce dendrita derretimiento-off, el sólido pueden migrar debido al flujo o la contracción de solidificación. En lingotes de acero de altura con estructura de grano equiaxial, por ejemplo, regiones de soluto ricos en forma de V, que consta de rayas en forma de varilla borrosas, aparecerá periódicamente; esto se denomina V-segregación (fig. 7). En este caso, los granos equiaxiales se mueven debido a la contracción de solidificación, y las caras de deslizamiento en forma de V se forman periódicamente por el movimiento viscoelástico de los granos equiaxiales (Ref. 29, 30, 31). Debido a que el plano de deslizamiento contiene una estructura de grano suelto, la permeabilidad es mayor y los canales de flujo preferenciales se puede formar como se describe en el caso de A-segregación. La convección solutal también puede resultar en una segregación similar, pero no es tan grave. Si una fuerza externa actúa sobre la región blanda donde la fracción sólida es alto (por ejemplo, US = 0,7), a continuación, los granos o las dendritas menudo abiertos y atraen el líquido interdendrítica, dando lugar a una segregación positiva. Esto se denomina curación en piezas fundidas de forma y se denomina cracking interna en piezas de fundición continua. Si el líquido interdendrítica es insuficiente, una lágrima caliente se produce. En la colada centrífuga, una fuerza periódica externa, tales como la vibración, puede afectar a la región blanda, dando como resultado una segregación de bandas periódica. Las referencias citadas en esta sección 18. J. Comon, documento presentado en la reunión de la Sexta Internacional de Maestro de forja, (NJ), octubre 1972 19. D. R. Poirier, Met. Trans. B, Vol. 18B, 1987, p 245 20. M. C. Flamencos, solidificación Processing, McGraw-Hill, 1974, p 244 21. I. Ohnaka y M. Matsumoto, Tetsu-to-Hagane (J. Hierro Acero Inst. Jpn.), Vol. 73, 1987, p 1698 22. H. Kato y J. R. Cahoon, Metall. Trans. A, Vol. 16A, 1985, p 579 23. Puente M. R. y G. D. Rogers, Metall. Trans. B, Vol. 15B, 1984, p 581 24. T. Takahashi, K. Ichikawa, M. Kudo, y K. Shimabara, Trans. ISIJ, Vol. 16, 1976, p 263 26. Puente M. R., M. P. Stephenson, y J. Haya, Met. Technol., Vol. 9, 1982, p 429 27. K. Suzuki y T.Miyamoto, Tetsu-to-Hagane (J. Hierro Acero Inst. Jpn.), Vol. 63, 1977, p 53 28. H. Yamada, T. Sakurai, T. Takenouchi, y K. Suzuki, en Actas de la 11 ª Reunión Anual (Dallas), Instituto Americano de Minería, Metalurgia y Petróleo Ingenieros, febrero 1982 29. M. C. Flamencos, Scand. J. Metall., Vol. 5, 1976, p 1 30. H. Sugita, H. Ohno, Y. Hitomi, T. Ura, A. Terada, K. Iwata, y K. Yasumoto, Tetsu-to-Hagane (J. Hierro

1983, p A193 31. H. Inoue, S. Asai, y yo Muchi, Tetsu-to-Hagane (J. Hierro Acero Inst. Jpn.), Vol. 71, 1985, p 1132 Notas citadas en esta sección * Se supone generalmente que el flujo sigue la ley de D'Arcy, es decir, U K P / (μfL) donde u es la velocidad del líquido interdendrítica, K es la permeabilidad (Ref. 19), P es la presión y μis la viscosidad del líquido. ** Incluso en el caso de la estructura de grano equiaxial, una segregación inversa similar puede ocurrir si los granos no se mueven tanto como es el caso en lingotes de aluminio-cobre verticalmente solidificados (Ref. 22). Sin embargo, bastante diferente segregación se produce si los movimientos sólidos. Referencias 1. M. C. Flamencos, solidificación Processing, McGraw-Hill, 1974, p 272 2. G. H. Gulliver, J. Inst.. Met., Vol. 9, 1913, p 120 3. E. Scheil, Z. Metallkd., Vol. 34, 1942, p 70 4. I. Ohnaka, Trans. ISIJ, Vol. 26, 1986, p 1045 5. S. Kobayashi, Tetsu-to-Hagane (J. Hierro Acero Inst. Jpn.), Vol. 71, 1985, p S199, S1066 6. T. W. Clyne y W. Kurz, Trans. AIME, Vol. 12A, 1981, p 965 7. H. D. Brody y M.C. Flamencos, Trans. TMS-AIME, Vol. 236, 1966, p 615 8. G. F. Bolling y W. A. Tiller, J. Appl. Phys., Vol. 32, 1961, p 2587 9. M. Sugiyama, T. Umeda, y J. Matsuyama, Tetsu-to-Hagane (J. Hierro Acero Inst. Jpn.), Vol. 63, 1977, p 441 10. M. Solari y M. Biloni, J. Crist. Crecimiento, Vol. 49, 1980, p 451 11. Y. Ueshima, S. Mizoguchi, T. Matsumiya y H. Kajioka, Metall. Trans. B, Vol. 17B, 1986, p 845 12. H. Fredriksson, solidificación y Fundición de Metales, La Sociedad de Metales, 1979, p 131 13. Z. Morita y T. Tanaka, Trans. ISIJ, Vol. 23, 1983, p 824; Vol. 24, 1984, p 206; y la comunicación privada 14. D.H. Kirkwood, Mater. Ciencia. Eng., Vol. 65, 1984, p 101 15. J. D. Verhoeven, J. C. Warner, y E. D. Gibson, Metall. Trans., Vol. 3, 1972, p 1437 16. J. C. Baker y J.W. Chan, de solidificación, American Society for Metals, 1970, p 23 17. M. J. Aziz, J. Appl. . Phys, Vol. 53, 1982, p 1158; Appl. Phys.. Lett., Vol. 43, 1983, p 552 18. J. Comon, documento presentado en la reunión de la Sexta Internacional de Maestro de forja, (NJ), octubre 1972 19. D. R. Poirier, Met. Trans. B, Vol. 18B, 1987, p 245 20. M. C. Flamencos, solidificación Processing, McGraw-Hill, 1974, p 244 21. I. Ohnaka y M. Matsumoto, Tetsu-to-Hagane (J. Hierro Acero Inst. Jpn.), Vol. 73, 1987, p 1698 22. H. Kato y J. R. Cahoon, Metall. Trans. A, Vol. 16A, 1985, p 579 23. Puente M. R. y G. D. Rogers, Metall. Trans. B, Vol. 15B, 1984, p 581 24. T. Takahashi, K. Ichikawa, M. Kudo, y K. Shimabara, Trans. ISIJ, Vol. 16, 1976, p 263 25. F. Weinberg, Metall. Trans. B, Vol. 15B, 1984, p 681 26. Puente M. R., M. P. Stephenson, y J. Haya, Met. Technol., Vol. 9, 1982, p 429 27. K. Suzuki y T.Miyamoto, Tetsu-to-Hagane (J. Hierro Acero Inst. Jpn.), Vol. 63, 1977, p 53 28. H. Yamada, T. Sakurai, T. Takenouchi, y K. Suzuki, en Actas de la 11 ª Reunión Anual (Dallas), Instituto Americano de Minería, Metalurgia y Petróleo Ingenieros, febrero 1982

29. M. C. Flamencos, Scand. J. Metall., Vol. 5, 1976, p 1 30. H. Sugita, H. Ohno, Y. Hitomi, T. Ura, A. Terada, K. Iwata, 31. H. Inoue, S. Asai, y yo Muchi, Tetsu-to-Hagane (J. Hierro Acero Inst. Jpn.), Vol. 71, 1985, p 1132