4.3. INFLUENCIA DE LA VELOCIDAD DE ENFRIAMIENTO EN LA SOLIDIFICACIÓN DE UNA ALEACIÓN CON SOLUBILIDAD TOTAL EN ESTADO SÓLIDO
Se realiza una experiencia tal como se ha indicado en el procedimiento operatorio, con velocidades de enfriamiento variables: a) lenta, 2ºC/min.; b) rápida, 100ºC/min, y c) rápida, 530ºC/min. Se obtuvieron los registros de temperaturas y micrografías de las figuras siguientes.
La tabla 5.4. reúne los mismos datos pero desdoblándolos en la dureza observada en el interior y exterior del grano, dendrita e interdendrita, y describiendo el análisis químico en los granos en:

	Análisis medio del grano, Cm.
	Análisis puntual en el centro del grano, Cpc.
	Análisis puntual en la parte exterior del grano, Cpe.

Tabla 5.4. Resumen de datos registrados en la experiencia con velocidades de enfriamiento rápidas.

Figura 5.34. Microestructura de la aleación Ni-40%Cu, Ve= 100ºC/min. X 100.	Figura 5.35. Microestructura de la aleación Ni-40%Cu, Ve= 530ºC/h. X 100.

4.3.1 TEMPERATURAS QUE DETERMINAN LOS CAMBIOS DE FASE.
Las temperaturas de cambio de fase, inicial, Tl, y final, Ts, están correlacionadas con la velocidad de enfriamiento. La figura 5.36 muestra esta correlación.

Figura 5.36. Correlación de las temperaturas de cambio de fase con la velocidad de enfriamiento.

Una justificación aceptable sobre la disminución de las temperaturas de inicio de solidificación fue dada para el caso de metal puro. Al igual que en el metal puro, el aumento de la velocidad de enfriamiento aumenta el grado de subenfriamiento y permite disminuir el tamaño de grano resultante.
En esta experiencia se observa, además, que la inercia térmica en el proceso de inicio de la solidificación se extrapola durante todo el proceso de solidificación hasta su consecución total.

4.3.2. MICROESTRUCTURAS FORMADAS CUANDO EXISTE UNA VELOCIDAD DE ENFRIAMIENTO APRECIABLE.
La diferencia fundamental que se encuentra entre la microestructura obtenida en proceso reversible y aquellas otras conseguidas con una determinada velocidad de enfriamiento, consiste en que los espacios interdendríticos se hacen mayores con el aumento de la velocidad de enfriamiento, dando cabida a una u otra fase que rellena los espacios interdendríticos y que hace de matriz de unión de todas las dendritas.
Podría pensarse que ambos granos, dendritas e interdendritas, corresponden a la misma fase como exigiría el cumplimiento del diagrama de equilibrio y así puede ser desde el punto de vista cristalográfico: El tipo de red de ambas fases puede ser el mismo.
Sin embargo, desde el punto de vista de comportamiento, características resistentes o eléctricas, columna HV, nos lleva a concluir que son dos fases diferenciadas.
En efecto, la fase segregada tiene menor dureza, más ductilidad y es más rica en el componente de menor punto de fusión.
A este fenómeno causado por la velocidad de enfriamiento, que favorece la formación de una fase interdendrítica más plástica y menos resistente se denomina segregación dendrítica.

4.3.3. EL FENOMENO DE SEGREGACION DENDRITICA.
Si estudiamos la cinética de enfriamiento de una aleación, con diagrama de solubilidad total en estado sólido, A(B) con el 30% del elemento B, figura 5.37, observamos que la solidificación empieza a la temperatura T1, formando una solución sólida de composición a1.
En T2, el líquido está en L2 y la solución sólida que se forma ahora es de composición a2. Como la difusión es demasiado lenta para conservar el mismo ritmo que el crecimiento cristalino, no se tendrá suficiente tiempo para lograr uniformidad en el sólido, y la composición promedio estará entre a1 y a2, por ejemplo a2'. Conforme la temperatura desciende, la composición promedio de la solución sólida sigue una línea sólidus fuera de equilibrio, desde a1 hasta a5', que se muestra punteada en la figura 5.37. Por otra parte, el líquido tiene esencialmente la composición dada por la línea líquidus, ya que la difusión es relativamente rápida en el líquido. En T3, la solución sólida promedio será de composición a3' en vez de a3.

Bajo un enfriamiento en equilibrio, la solidificación debe completarse en T4, sin embargo, como la composición promedio de la solución sólida, a4', no ha alcanzado la composición de la aleación, se tendrá un remanente del líquido. Al aplicar la regla de la palanca en T4, se tiene:

La solidificación continuará hasta que se alcance T5. A esta temperatura, la composición de la solución sólida a5' coincide con la composición de la aleación, y la solidificación es completa. El último líquido que se solidifica, L5, es más rico en B que el último líquido que se hubiera solidificado bajo condiciones de equilibrio.
En resumen, el enfriamiento rápido, fuera de equilibrio, genera un intervalo mayor de temperatura en el cual el líquido y el sólido están presentes al mismo tiempo. La última solidificación ocurre a una temperatura más baja que la predicha por el diagrama de equilibrio. El último líquido en solidificarse tendrá una concentración mayor del metal que presenta el menor punto de fusión. Cuanto mayor sea la rapidez de enfriamiento, más grandes serán los efectos mencionados.
El diagrama de solidificación real muestra los cambios de fases desplazados a temperaturas inferiores y pseudofases, a', a", en estado sólido, diferenciadas en su composición, aunque no en la estructura.

4.3.4. EL EFECTO DENOMINADO "CORING".
Se denomina "efecto coring" a la diferencia de concentración de los componentes en las sucesivas capas desde el núcleo hacia el exterior en un grano monofásico. En efecto, en las micrografías de las dendritas, figura 5.38 correspondiente a la aleación Zn-22%Al, se observa diferente coloración entre el núcleo y la corteza exterior, lo que corresponde a diferente compo-sición. Este hecho se observa también en la composición química obtenida mediante la microsonda de análisis entre ambas zonas e incluso por mediciones de microdureza.

Figura 5.38. Micrografía MEB de la aleación 78Zn.22Al, X300. Detalle del efecto Coring.

Este efecto coring, observado, es consecuencia, precisamente, de la difusión cumplimentada y que se requiere para conseguir una única fase sin variaciones de composición en los granos como lo predice el diagrama de equilibrio.
En efecto, el proceso explicado, de segregación dendrítica, ofrece la formación de un grano sobre la base de la adición de capas, a partir del embrión, de crecientes composiciones del metal de menor punto de fusión, por causa de la estabilidad química de las fases a cada temperatura. Un esquema representativo es el indicado en la figura 5.39.

Figura 5.39. Esquema de la formación del efecto coring

La homogeneización de la fase exige la difusión de:

	A desde el interior al exterior.
	B desde el exterior al interior.

Si esta difusión no queda cumplimentada, el grano queda con composición heterogénea. El efecto coring hace el grano más rico en el núcleo de componente de mayor punto de fusión y en la corteza del de menor punto de fusión.

4.3.5. CARACTERÍSTICAS RESISTENTES DE UNA ESTRUCTURA SEGREGADA.
Es evidente que las propiedades de las estructuras segregadas dendríticas, no son muy adecuadas para los fines industriales. Supongamos una aleación con XA de A, que en condiciones de equilibrio le correspondería un límite elástico máximo Le. En proceso irreversible los granos quedan con una composición Xd < XA y los espacios interdendríticos con XI > XA, es decir, más rico del metal de menor punto de fusión. Por tanto, en las estructuras segregadas, las fronteras de grano pueden actuar como un plano de debilidad, ya que actúa con el efecto matriz, o ensamblador de los granos.
El límite elástico del conjunto está condicionado por el de la parte que hace de matriz, es decir, un límite elástico LeI inferior al esperado Le.
En consecuencia, las estructuras segregadas son causa de falta de uniformidad en lo que se refiere a las propiedades físicas y mecánicas, y, en algunos casos, un aumento de la susceptibilidad de la corrosión intergranular, debido al ataque preferencial que ejercería un medio corrosivo.
La estructura segregada tiene unas características mecánicas, Le, R, inferior a la estructura uniforme.