Nous avons étudié le transfert de chaleur et de matière au cours de l'histoire de la Terre primitive à de multiples échelles en utilisant des modèles numériques. Deux systèmes différents sont abordés. Tout d'abord, nous nous concentrons sur les premiers stades de la formation du noyau terrestre lorsque le fer se sépare des silicates et descend vers l'intérieur de la planète. Au cours de la différenciation, des interactions chimiques et thermiques se produisent entre les gouttes de fer dispersées dans des silicates fondus formant un océan de magma. Nous étudions le transport chimique des éléments traces à l'intérieur et autour des gouttes. Nous tirons quelques relations fonctionnelles dépendante du régime dynamique d'écoulement et montrons que le système tend à être en équilibre chimique extrêmement rapidement par rapport à l'échelle de temps de la descente de la goutte de fer. Peu de temps après la fin de l'accrétion de la Terre, la fusion extensive de son intérieur profond ainsi que la formation d'un océan de magma en surface a lieu. Comme le rayonnement de la chaleur dans l'espace est très efficace, les silicates fondus superficiels cristallisent très rapidement. L'histoire thermique de la couche liquide enterrée, appelée océan de magma basal (OMB), se déroule sur une longue période de temps et il est proposé que ses restes soient aujourd'hui observables sous forme de poches partiellement fondues au dessus de frontière noyau-manteau. Nous déterminons les paramètres régissant un système convectif dans lequel se produit une transition solide/liquide. Les lois d'échelle ainsi obtenues ont été appliquées à l'OMB et indiquent que la différence de température qui peut être maintenue dans les couches limites supérieure et inférieure de l'OMB est infime. Par conséquent, la température du noyau suit la température de liquidus à la base du manteau et ainsi la vitesse de refroidissement de l'OMB doit être la même que celle du noyau de la Terre.

The primary goals of the research in this dissertation are to perform a systematic study to identify and understand the fundamental cause of prolonged processing time during transient liquid phase bonding of difficult-to-bond single crystal Ni-base materials, and use the acquired knowledge to develop an effective way to reduce the isothermal solidification time without sacrificing the single crystalline nature of the base materials. To achieve these objectives, a multi-scale numerical modeling approach, that involves the use of a 2-D fully implicit moving-mesh Finite Element method and a Cellular Automata method, was developed to theoretically investigate the cause of long isothermal solidification times and determine a viable way to minimize the problem. Subsequently, the predictions of the theoretical models are experimentally validated. Contrary to previous suggestions, numerical calculations and experimental verifications have shown that enhanced intergranular diffusivity has a negligible effect on solidification time in cast superalloys and that another important factor must be responsible. In addition, it was found that the concept of competition between solute diffusivity and solubility as predicted by standard analytical TLP bonding models and reported in the literature as a possible cause of long solidification times is not suitable to explain salient experimental observations. In contrast, however, this study shows that the problem of long solidification times, which anomalously increase with temperature is fundamentally caused by departure from diffusion controlled parabolic migration of the liquid-solid interface with holding time during bonding due to a significant reduction in the solute concentration gradient in the base material. Theoretical analyses showed it is possible to minimize the solidification time and prevent formation of stray-grains in joints between single crystal substrates by using a composite powder mixture of brazing alloy and base alloy as the interlayer material, which prior to the present work has been reported to be unsuitable. This was experimentally verified and the use of the composite powder mixture as interlayer material to reduce the solidification time and avoid stray-grain formation during TLP bonding of single crystal superalloys has been reported for the first time in this research.

Ce travail est dédié à l'étude de l'effet des champs magnétiques sur les propriétés magnétiques et le comportement à la solidification d'alliages à base de Cobalt en surfusion sous champ magnétique intense. Les alliages à base Co sont d'excellents candidats pour obtenir une surfusion en dessous ou proche du point de Curie sous champ intense en raison du faible écart entre ce point de Curie et la température du liquidus. Dans cette étude, un dispositif haute température de surfusion intégrant une mesure magnétique a été construit dans un aimant supraconducteur, et est utilisé pour la mesure in situ de l'aimantation de liquides surfondus et pour l'étude du sur-refroidissement et de l'évolution de la microstructure de solidification en champ intense. Le cobalt liquide en surfusion est fortement magnétique sous champ, et son aimantation est même supérieure à celle du solide au chauffage à la même température. L'aimantation de l'alliage proche eutectique Co-B en surfusion dépend de la température de surchauffe, tandis que le Co-Sn en surfusion est toujours paramagnétique. La surfusion moyenne et l'étendue de la recalescence de différents métaux et alliages est affectée par un champ externe. En champ magnétique uniforme, la surfusion du Cuivre est amplifiée, tandis que la surfusion du Cobalt et de Co-Sn reste identique. Cependant, l'étendue de la recalescence du Cobalt et de Co-Sn est réduite, et l'effet est d'autant plus important pour des teneurs supérieures en Cobalt. Le champ magnétique promeut la précipitation de la phase dendritique a-Co et la formation d'eutectique anormal dans la microstructure des alliages Co-Sn surfondus. Les processus d'évolution de la microstructure sont affectés par le champ magnétique, et dépendent de l'intensité du champ et de la surfusion. Ce travail offre de nouveaux horizons dans l'étude des propriétés magnétiques d'alliages métalliques en forte surfusion et dans l'étude de la solidification hors équilibre sous champ magnétique intense.

Ce travail se situé dans la perspective d'un contrôle de la structure de solidification des alliages métalliques sous l'effet de la convection naturelle et forcée afin d'améliorer à terme la maîtrise des microstructures de solidification grâce à un brassage électromagnétique efficace permettant d'avoir une homogénéisation du bain liquide qui par la suite peut améliorer la microstructure finale de l'alliage. La possibilité retenue dans ce travail est de réaliser ce brassage sans contact avec la solution liquide (alliage sous fusion) et sans pollution par d'autres éléments en utilisant un brassage par la force de Lorentz. L'objet de la thèse comporte une étude théorique à la fois expérimentale basée sur une installation expérimentale particulièrement documentée et instrumentée, développée au laboratoire SIMAP/EPM à Grenoble, nommée AFRODITE. Ce dispositif expérimental permet de fournir des données de quantitatives et qualitatives sur le processus de solidification des alliages métalliques. Ces données sont nécessaires à la contribution aux études menées sur la solidification des alliages métallique et enrichir la base des donnée des modèles numériques développés pour prédire les défauts liés à la solidification. L'alliage choisi dans notre travail est l'étain-plomb, vue sa basse température de fusion. Les expériences envisagées visent à étudier l'effet de deux modes de configuration dynamique sur la solidification de l'alliage Sn-Pb: la convection thermosolutale avec la variation de deux paramètres essentiels (la vitesse de refroidissement et la différence de température expérimentale) et la convection forcée par l'utilisation de plusieurs modes de brassage électromagnétique. Cette étude s'intéresse en particulier à la caractérisation des macrostructures et les défauts liés à la macroségrégation. L'originalité de l'étude vise à mesurer in situ les températures instantanées. Ceci nous a permis d'évaluer l'évolution du transfert thermique due à la convection naturelle/forcée, ainsi que leurs influence sur le processus de la solidification sous différents aspects. L'analyse post-mortem de l'alliage métallique, fournit la structure de solidification et la distribution des ségrégations à différentes échelles (mésoscopique et macroscopique).

The primary goals of the research in this dissertation are to perform a systematic study to identify and understand the fundamental cause of prolonged processing time during transient liquid phase bonding of difficult-to-bond single crystal Ni-base materials, and use the acquired knowledge to develop an effective way to reduce the isothermal solidification time without sacrificing the single crystalline nature of the base materials. To achieve these objectives, a multi-scale numerical modeling approach, that involves the use of a 2-D fully implicit moving-mesh Finite Element method and a Cellular Automata method, was developed to theoretically investigate the cause of long isothermal solidification times and determine a viable way to minimize the problem. Subsequently, the predictions of the theoretical models are experimentally validated. Contrary to previous suggestions, numerical calculations and experimental verifications have shown that enhanced intergranular diffusivity has a negligible effect on solidification time in cast superalloys and that another important factor must be responsible. In addition, it was found that the concept of competition between solute diffusivity and solubility as predicted by standard analytical TLP bonding models and reported in the literature as a possible cause of long solidification times is not suitable to explain salient experimental observations. In contrast, however, this study shows that the problem of long solidification times, which anomalously increase with temperature is fundamentally caused by departure from diffusion controlled parabolic migration of the liquid-solid interface with holding time during bonding due to a significant reduction in the solute concentration gradient in the base material. Theoretical analyses showed it is possible to minimize the solidification time and prevent formation of stray-grains in joints between single crystal substrates by using a composite powder mixture of brazing alloy and base alloy as the interlayer material, which prior to the present work has been reported to be unsuitable. This was experimentally verified and the use of the composite powder mixture as interlayer material to reduce the solidification time and avoid stray-grain formation during TLP bonding of single crystal superalloys has been reported for the first time in this research.

Mes travaux depuis mon recrutement au CNRS et actuellement au sein de l'équipe MCA de l'IM2NP concernent principalement la solidification des matériaux. Les propriétés des matériaux sont largement contrôlées par la microstructure de solidification, les structures de grains et les ségrégations laissées dans le solide avant toute mise en forme et traitement postérieurs. Pour élaborer des matériaux possédant des propriétés définies, sur mesure et de façon reproductible, il est donc nécessaire de maîtriser les mécanismes qui lient les procédés d'élaboration à la structure interne à diverses échelles des matériaux. Mes travaux de recherche vont dans le sens de l'approfondissement de la connaissance de ces mécanismes et, à plus long terme, de l'application de ces recherches aux procédés industriels. La nécessité d'améliorer les procédés pour obtenir des pièces de plus en plus performantes et qui permettent des économies en énergie soulève de nombreuses questions métallurgiques pour la recherche et l'industrie. L'amélioration des procédés nécessite de comprendre les mécanismes physico-chimiques qui entrent en jeu pendant la phase de solidification. De plus, pour être prédictives et quantitatives, les simulations numériques largement utilisées en milieu industriel doivent être nourries par la connaissance de ces mécanismes, leur formulation mathématique et les paramètres entrant en jeu. Dans les alliages métalliques, j'étudie plus particulièrement les mécanismes de la formation de la structure de grains, de la transition colonnaire équiaxe (CET), des ségrégations induites par cette structure. Les grains colonnaires et équiaxes résultent de dendrites avec différentes morphologies. Les dendrites colonnaires sont allongées dans une direction tandis que les grains équiaxes n'ont pas de direction privilégiée. A cause de leur forme, les grains équiaxes permettent d'obtenir des propriétés mécaniques isotropes pour le matériau final et des champs de concentration plus homogènes que dans le cas de la croissance colonnaire. En fonction de l'application, l'un ou l'autre type de grain est préféré et doit donc être favorisé par le procédé de solidification (par exemple : les grains équiaxes dans les pièces de moteur, les grains colonnaires voire un monograin dans les aubes de turbines). En conséquence, la compréhension des mécanismes physico-chimiques qui contrôlent la CET est une question critique en métallurgie et qui reste d'actualité. Les grains équiaxes peuvent apparaître de deux manières au cours de la solidification. La première est la germination hétérogène sur des particules incluses volontairement dans l'alliage comme cela est fait couramment dans l'industrie de l'aluminium par exemple ou, sur des impuretés ou des précipités présents naturellement dans l'alliage. La seconde est le détachement de branches dendritiques secondaires dans la zone pâteuse ce qui est admis comme la cause de l'apparition d'une zone équiaxe au centre des lingots de fonderie. Afin de comprendre et de caractériser les mécanismes de la dynamique de formation de la structure de grains dans les alliages métalliques, mon programme de recherche comporte trois volets : * l'étude de la structure de grains et de la fragmentation (Chapitre 1) * l'étude de la CET en présence d'affinants dans des alliages à base aluminium (Chapitre 2) * l'influence de la convection au cours de la solidification de ces alliages (Chapitre 3). Mon approche est expérimentale et comporte des expériences originales: 1- Caractérisation in situ et en temps réel de la dynamique de la solidification d'alliages métalliques proches des alliages industriels par imagerie X synchrotron. 2- Etude des effets de la convection naturelle, de la convection contrôlée par un champ ou un stimulus externe ou, utilisation de la microgravité (absence de convection naturelle et de phénomènes de sédimentation). Par ailleurs, depuis 2008, je développe au sein de l'équipe MCA une nouvelle thématique de recherche pour laquelle j'ai mis en place un projet (Si-X : Caractérisation et compréhension de la cristallisation du SiIicium photovoltaïque: imagerie X synchrotron) financé par l'ANR HABISOL. Les cellules photovoltaïques (PV) sont amenées à devenir une des composantes majeures de l'habitat écologique de demain. Les différentes étapes d'élaboration des cellules PV à base de silicium (purification, cristallisation, traitements intermédiaires, procédé cellules) concourent au rendement des cellules PV. Dans ce cadre, je m'intéresse à la phase de cristallisation/solidification. Jusqu'à présent, du silicium en provenance de l'industrie microélectronique était employé pour fabriquer les cellules PV mais cette filière est très coûteuse et est tributaire de l'industrie microélectronique pour l'approvisionnement en silicium de qualité suffisante. D'autres voies d'approvisionnement et de fabrication du matériau silicium de qualité suffisante pour les applications PV sont explorées mais ces matériaux silicium sources doivent être considérés comme de nouveaux matériaux vis-à-vis des procédés d'élaboration de lingots et de cellules. En conséquence, un certain nombre de problèmes liés à la solidification de ces matériaux doivent être (ré)-examinés avec attention même pour des procédés établis pour les matériaux en provenance de l'industrie microélectronique. D'une manière générale, dans le Si multi-cristallin utilisé massivement pour la fabrication des cellules photovoltaïques, le rendement PV de la cellule est complètement différent en fonction de la structure de grains du lingot. Par conséquent, il est indispensable de contrôler et donc de comprendre la formation de la structure de grains issue de l'étape de solidification du Si multi-cristallin. Ces travaux sur le Si multi-cristallin font l'objet du chapitre 4. Pour les deux principaux types de matériaux que j'étudie (alliages métalliques, Si PV) la problématique de la solidification et en particulier de la formation de la structure de grains est essentielle. En revanche, la croissance du silicium multi-cristallin, en général facettée, est totalement différente de celle des alliages métalliques classiques ce qui ouvre des perspectives intéressantes pour la compréhension de mécanismes peu abordés jusqu'à présent dans nos travaux : effet de l'orientation cristallographique, macles, croissance facettée.

In this study a series of novel Fe-based materials derived from a bulk metallic glass-forming composition was investigated to improve the ductility of this high-strength glassy alloy. The interplay between the factors chemistry, structure and resulting mechanical properties was analyzed in detail. It has been recognized that subtle modifications of the chemical composition (carbon addition) lead to appreciable changes in the phase formation, which occurs upon solidification (from a single-phase structure to composite materials). As a consequence, significant differences in the mechanical response of the particular samples have been observed. The materials developed here were fabricated by centrifugal casting. To explore the structure features of the as-cast cylinders, manifold experimental techniques (X-ray diffraction, optical, as well as electron microscopy) were employed. The occurrence of the numerous reflections on the X-ray diffraction patterns has confirmed the crystalline nature of the studied Fe-based alloy systems. The subsequent extensive research on their deformation behavior (Vickers hardness and room temperature compression tests) has revealed that, although the glass-forming ability of the investigated compositions is not high enough to obtain a glassy phase as a product of casting, excellent mechanical characteristics (high strength - comparable to that of the reference bulk metallic glass (BMG) - associated with good ductility) were achieved for the “composite-like” alloys. In contrast, the single phase cylinders, subjected to compressive loading, manifested an amazing capacity for plastic deformation – no failure occurred. The fracture motives developed during deformation of the “composite-structured” samples were studied by scanning electron microscopy. The main emphasis has been put on understanding the mechanisms of crack propagation. Owing to the structural complexity of the deformed samples, it was crucial to elucidate the properties of the individual compounds. Based on the obtained results it was concluded that the coexistence of a soft f.c.c. γ-Fe phase in combination with a hard complex matrix is responsible for the outstanding mechanical response of the tested composites. While the soft particles of an austenite contribute to the ductility (they hinder the crack propagation and hence, cause unequivocal strain-hardening), the hard constituents of the matrix phase yield the strength.

The presented work reports on the solidification studies in two alloy systems: the niobium bearing γ-TiAl, relevant for the automotive and aero-engine applications, and aluminium rich Raney-Ni, precursor alloys for catalyses used in the chemical industry. The time-resolved observations of equilibrium liquid-solid phase transformations, as well as non-equilibrium solidification from the undercooled melt, are performed by combination of in situ structural studies using high-energy X-rays at a synchrotron source and the electromagnetic levitation technique. Containerless processing assured the contamination-free environment leading to high undercooling levels even at moderate cooling rates. For the critical part of the Ti-Al-Nb phase diagram an equilibrium involving the liquid phase is deduced from the phase transformations gathered on heating periods of levitation experiment. New experimental data on the partial liquidus and solidus surfaces are delivered as well as the information on the nature of the reactions along the univariant lines. These data provide a valuable contribution to the reassessment of the thermodynamic description. The primary phase selection as function of undercooling is studied in ternary Ti-Al-Nb alloys. The metastable formation of the cubic β phase within the primary solidification region of the hexagonal α phase is observed with increasing melt undercooling. Furthermore, the microstructure evolution of the β solidifying Ti-46Al-8Nb alloy discloses the transition to the thermal growth mode for ∆T>200−250 K, accompanied by complete solute trapping. Supplemented with the data on the solidification velocity determined as function of melt undercooling, this results are discussed within the local non-equilibrium model of the free dendrite growth. The in situ observations of the non-equilibrium solidification of the binary Al-Ni system give insight into multiple phase transformation sequence. The achieved undercooling levels up to 320 K for the aluminium alloys containing 18–31.5 at.% Ni did not alter the primary phase selection. However, during further cooling of L+Al3Ni2 semisolid samples the peritectic formation of a metastable decagonal quasicrystalline phase is observed providing a critical undercooling below the peritectic temperature of Al3Ni phase is reached. On further cooling the metastable phase subsequently transforms into the equilibrium Al3Ni. A similar solidification pathways are expected for the Raney-Ni alloys produced by gas atomisation, where the associated high cooling rates allowed to retain the metastable phase at room temperature.

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[pt] Solidificação e fusão fazem parte de uma classe de problemas transientes de transferência de calor conhecidos como problemas de mudança de fase ou de fronteira móvel. A solução desta classe de problemas envolve uma dificuldade inerente ao processo que é o movimento da interface entre as fases sólida e líquida. Este movimento está relacionado à absorção ou remoção do calor latente na interface. Como conseqüência a localização da interface sólido/líquido não é conhecida a priori tornando-se parte da solução. No presente trabalho, considera-se a mudança de fase em regime transiente de um material puro, na presença de convecção natural, em uma cavidade fechada bidimensional. A interface entre as fases sólida e líquida se comporta como um contorno bem definido com temperatura igual à temperatura de mudança de fase do material. O material na fase líquida é considerado um fluido Newtoniano e a aproximação de Boussinesq é utilizada. Tanto na região líquida, quanto na região sólida, as propriedades termofísicas são constantes e uniformes, porém, diferentes entre si. O sistema de coordenadas adotado é aquele onde suas coordenadas adaptam-se ao contorno da geometria, e considera, quando existe movimento de fronteira e/ou interface, sua velocidade de deslocamento. A intensidade na qual o fluido se movimenta provoca mudanças na forma da interface e é de fundamental importância no fenômeno da mudança de fase. No começo do processo de mudança de fase, o modo de transferência de calor na fase líquida é devido somente à condução de calor. À medida que a velocidade do fluido aumenta, o processo de transferência de calor por convecção começa a dominar. O escoamento ocorre no regime laminar mas eventualmente torna- se turbulento, o que aumenta significativamente as taxas de transferência de calor ao longo da interface. Além disso, como as partículas fluidas se deslocam mais rapidamente há uma melhor distribuição destas taxas ao longo da interface, com uma diminuição em sua curvatura. O modelo de turbulência selecionado pertence à família de modelos k-e. O modelo k-e tradicional é utilizado no núcleo turbulento, e um outro conjunto de equaçõesdesenvolvido a partir de dados de simulação numérica direta, é utilizado na região próxima às paredes. A metodologia implementada permite determinar naturalmente a transição do regime laminar para o turbulento. O presente trabalho apresenta uma nova metodologia no tratamento da interface entre as regiões sólida e líquida. Um volume de controle de espessura zero representa a posição da interface. Uma vez resolvida a equação do balanço combinado de massa e energia na interface, nenhum artifício é necessário para se avaliar sua nova posição. Devido ao salto de massa específica na interface alguma variação no volume total do material é esperada. Entretanto, o modelo atual não prevê aumento no volume total do material e algum artifício deve ser utilizado para adicionar ou retirar massa do domínio. A utilização do volume de controle zero na interface permite retirar ou adicionar massa sem a necessidade de termos de fonte adicionais. Também é utilizado o artifício de redistribuir os pontos nodais entre as fases sólida e líquida no intuito de não alocar muitos pontos nodais em regiões de pequenas espessuras. A redistribuição de pontos garante um refinamento melhor junto à interface e, possibilita a utilização de maiores intervalos de tempo sem introduzir dificuldade de convergência. Os resultados numéricos são comparados a dados experimentais e resultados numéricos para os processos de fusão e solidificação de materiais puros. A boa concordância com dados experimentais revela que a metodologia apresentada resulta numa melhora na resolução deste tipo de problemas. / [en] Solidification and fusion belong to a class of transient heat transfer problems known as phase change problems or moving boundary problems. The solution of this class of problems presents an additional difficulty concerning the movement of the interface. This movement is due to the absorption or removal of the latent heat at the interface. As a consequence the position of the interface is not known, being part of the solution. At the present work, the transient phase change of a pure substance is considered in the presence of natural convection in a closed two dimensional cavity. The interface is a well-defined boundary at the phase change temperature. The liquid phase is assumed to be Newtonian and the Boussinesq approximation is adopted. The properties of both liquid and solid phases are constant, although different of each other. A non-orthogonal coordinate system, which adapts to the geometry, is employed. This coordinate system moves with time to adapt to the varying interface position. The intensity of the fluid movement promotes changes in the interface shape, and it is extremely important for the phase change phenomena. At the beginning of the phase change process, the heat transfer mechanism at the liquid phase is due only to conduction. As the fluid velocity increases, the heat transfer by convection begins to dominate the process. The flow is laminar, and eventually the fluid flow becomes turbulent, substantially increasing the heat transfer rate along the interface. Further, since the fluid particles move more rapidly, theses heat fluxes along the interface are better distributed, causing a reduction of the interface curvature. The turbulence model selected belongs to the k-e family. The traditional k-e é employed at the turbulent core and another set of equations, developed based on direct numerical simulation data, is employed at the near wall region. The methodology is capable of determining the transition from laminar to turbulent flow. The present works presents a new methodology to determine the interface between solid and liquid regions. A zero thickness control volume represents the interface position. Once the mass and energy balance equations are solved at the interface, no further schemeis necessary to evaluate its new position. The zero thickness control volume at the interface allows the mass to be conserved at the liquid region without the need of any special treatment, in spite of the specific mass jump across the interface. The grid distribution is adjusted between the liquid and solid phase during the phase change process, in order to optimize the grid distribution in the domain. Further, the grid redistribution allows the use of larger time steps, without convergence difficulties. The numerical results are compared with experimental and numerical data available in the literature for fusion and solidification of pure substances. The good agreement reveals that the presented methodology furnishes an improved solution for this type of problems. The point redistribution allows the specification of larger time steps without compromising the convergence and precision. / [es] Solidificación y fusión forman parte de una clase de problemas de transferencia de calor conocidos como problemas de cambio de fase o de frontera movil. La solución de esta clase de problemas envuelve una dificuldad inherente al proceso: el movimiento de la interfaz entre las fases sólida y líquida. Este movimiento está relacionado con la absorción o extracción del calor latente en la interfaz. Como consecuencia, la localización de la interfaz sólido/líquido no se conoce a priori, por lo que forma parte de la solución. En el presente trabajo, se considera el cambio de fase en régimen transitorio de un material puro, en presencia de convección natural, en una cavidad cerrada bidimensional. La interfaz entre las fases sólida y líquida se comporta como un contorno bien definido con temperatura igual a la temperatura de cambio de fase del material. El material en fase líquida es considerado un fluido Newtoniano, por lo que se utiliza la aproximación de Bousinesq. Tanto en la región líquida como en la sólida, las propiedades termofísicas son constantes y uniformes, aunque diferentes entre sí. El sistema de coordenadas adoptado es aquel donde las coordenadas se adaptan al contorno de la geometría; y considera su velocidad de deslizamiento cuando existe movimiento de fronteira y/o interfaz. La intensidad del fluido provoca cambios en la forma de la interfaz lo que resulta de fundamental importancia en el fenómeno del cambio de fase. Al inicio del proceso de cambio de fase, el modo de transferencia de calor en la fase líquida se debe solamente a la conducción de calor. A medida que la velocidad del fluido aumenta, el proceso de transferencia de calor por convección comienza a dominar. El fujo ocurre en el régimen laminar, pero eventualmente se vuelve turbulento, lo que aumenta significativamente las tasas de transferencia de calor a lo largo de la interfaz. Además de esto, como las partículas fluidas se desplazan más rapidamente, hay una mejor distribución de estas tasas a lo largo de la interfaz, con una disminución en su curvatura. El modelo de turbulencia seleccionado pertence a la família de modelos k-y. El modelo k-y tradicional se utiliza en el núcleo turbulento, y se desarrolla otro conjunto de ecuaciones a partir de datos de simulación numérica directa, que es utilizado en la región próxima a las paredes. La metodología implementada permite determinar naturalmente la transición del régimen laminar para el turbulento. Este trabajo presenta una nueva metodología en el tratamiento de la interfaz entre las regiones sólida y líquida. El volúmen de control de espesura cero representa la posición de la interfaz. Una vez resuelta la ecuación del equilibrio combinado de masa y energía en la interfaz, no se necesita evaluar su nueva posición. Debido al salto de masa específica en la interfaz, se espera alguna variación en el volúmen total del material. Sin embargo, el modelo actual no prevee un aumento en el volumen total del material y se debe utilizar cierto artificio para adicionar o retirar masa del dominio. La utilización del volumen de control cero en la interfaz permite retirar o adicionar masa sin necesidad de términos de fuente adicionales. También es utilizado el artificio de redistribuir los puntos nodales entre las fases sólida y líquida con el objetivo de no considerar muchos puntos nodales en regiones de pequenas espesuras. Esta redistribución garantiza un mejor refinamiento junto a la interfaz y, posibilita la utilización de mayores intervalos de tiempo sin introducir mayores problemas de convergencia. Los resultados numéricos son comparados con datos experimentales y con resultados numéricos para los procesos de fusión y solidificación de materiales puros. La concordancia con datos experimentales revela que la metodología presentada mejora la resolución de este tipo de problemas.