elemente de stiinta si ingineria materialelor.pdf

1

CUPRINS

Cuvânt înainte ………………………………………………………………. iCuvântul autorilor …………………………………………………………… v1. NOTIUNI GENERALE DESPRE METALE ………………………….. 5 1.1. Introducere ……………………………………………………………. 5 1.2. Structura cristalină a metalelor ………………………………………... 6 1.3. Noţiuni fundamentale de termodinamică folosite în studiul metalelor .…….. 17 1.4.Cristalizarea primară …………………………………………………… 1.4.1. Termodinamica cristalizării primare …………………………….. 1.4.2. Mecanismul, cinetica şi morfologia cristalizării primare ………...

191920

1.5. Imperfecţiunile structurilor cristaline …………………………………. 1.5.1. Imperfecţiuni punctiforme ale structurilor cristaline …………………... 1.5.2. Imperfecţiuni liniare ale structurilor cristaline ………………………… 1.5.3. Imperfecţiuni de suprafaţă ale structurilor cristaline ………….

25252629

1.6. Alotropia (polimorfismul) metalelor ………………………………….. 30 1.7. Difuzia în structurile cristaline ale metalelor …………………………. 32 Cuvinte cheie…………………………………………………………… 34 Bibliografie ……………………………………………………………. 34 Teste de autoevaluare ………………………………………………….. 35 Aplicaţii ………………………………………………………………... 37

2. NOŢIUNI GENERALE DESPRE ALIAJE …………………………… 47 2.1. Introducere ……………………………………………………………. 47 2.2. Fazele solide din structura aliajelor …………………………………... 2.2.1. Soluţiile solide …………………………………………………… 2.2.2. Compuşii intermetalici (chimici) ………………………………...

484851

2.3. Constituenţii structurali (metalografici ai aliajelor) …………………. 53 2.4. Legea fazelor …………………………………………………………. 54 2.5. Diagramele de echilibru ale sistemelor de aliaje binare ……………… 2.5.1. Principiile reprezentării şi utilizării diagramelor de echilibru …………. 2.5.2. Diagrama de echilibru a sistemelor de aliaje binare ale căror componente au solubilitate totală atât în stare lichidă, cât şi în stare solidă 2.5.3. Diagrama de echilibru a sistemelor de aliaje binare cu componentele complet solubile în stare lichidă, insolubile în stare solidă, cu transformare eutectică ……………………………………………...

5555

56

61

2

2.5.4. Diagrama de echilibru a sistemelor de aliaje binare cu componentele complet solubile în stare lichidă, parţial solubile în stare solidă, cu transformare eutectică ……………………………….. 2.5.5. Diagrama de echilibru a sistemelor de aliaje binare cu componentele complet solubile în stare lichidă, parţial solubile în stare solidă, cu transformare peritectică ……………………………………………… 2.5.6. Diagramele de echilibru ale sistemelor de aliaje binare ale căror componente au solubilitate totală în stare lichidă, sunt insolubile sau parţial solubile în stare solidă şi formează compuşi intermetalici ……… 2.5.7. Diagramele de echilibru ale sistemelor de aliaje binare ale căror componente au solubilitate totală în stare lichidă şi prezintă (în stare solidă) transformări alotropice …………………………..

64

67

71

74 2.6. Diagramele de echilibru ale sistemelor de aliaje ternare …………….. 78 Cuvinte cheie ………………………………………………………….. 82 Bibliografie ……………………………………………………………. 82 Teste de autoevaluare …………………………………………………. 83 Aplicaţii ……………………………………………………………….. 85

3. PROPRIETĂŢILE MECANICE ALE MATERIALELOR METALICE 107 3.1. Introducere ……………………………………………………………. 107 3.2. Elasticitatea materialelor metalice ……………………………………. 109 3.3. Plasticitatea materialelor metalice …………………………………….. 111 3.4. Incercarea la tracţiune a materialelor metalice ………………………... 114 3.5. Influenţa temperaturii asupra materialelor metalice ecruisate prin deformare plastică …………………………………………………….. 119 3.6. Ruperea materialelor metalice ………………………………………… 122 3.7. Incercarea la încovoiere prin şoc a materialelor metalice …………….. 126 3.8. Fluajul materialelor metalice ………………………………………….. 130 3.9. Oboseala materialelor metalice ……………………………………….. 133 3.10. Duritatea materialelor metalice ……………………………………… 136 3.11. Dependenţele între structură şi proprietăţi mecanice la materialele metalice 140 Cuvinte cheie …………………………………………………………. 143 Bibliografie …………………………………………………………… 144 Teste de autoevaluare ………………………………………………… 144 Aplicaţii ………………………………………………………………. 148

4. STUDIUL ALIAJELOR DIN SISTEMUL FIER-CARBON …………. 171 4.1. Introducere …………………………………………………………….. 171 4.2. Diagrama de echilibru metastabil Fe-Fe3C. Oţelurile carbon şi fontele albe ………………………………………. 172

3

4.2.1. Descrierea diagramei Fe - Fe3C ………………………………………. 4.2.2. Transformările structurale ale aliajelor sistemului metastabil Fe-Fe3C …. 4.2.3. Clasificarea aliajelor sistemului metastabil Fe-Fe3C …………………… 4.2.4. Structurile de echilibru ale oţelurilor carbon şi fontelor albe ……..

172174175176

4.3. Oţelurile carbon folosite în tehnică …………………………………… 4.3.1. Proprietăţile structurilor de echilibru ale oţelurilor carbon ……………... 4.3.2. Impurităţile şi elementele însoţitoare ale oţelurilor carbon …………….. 4.3.3. Aprecierea purităţii oţelurilor …………………………………….

183183185190

4.4. Diagrama de echilibru stabil Fe-C . Fontele cenuşii …………………. 191 4.5. Fontele maleabile …………………………………………………….. 4.5.1. Maleabilizarea în mediu neutru …………………………………... 4.5.2. Maleabilizarea în mediu oxidant …………………………………

197198202

4.6. Fontele modificate ……………………………………………………. 202 Cuvinte cheie ………………………………………………………….. 205 Bibliografie ……………………………………………………………. 206 Teste de autoevaluare …………………………………………………. 207 Aplicaţii ……………………………………………………………….. 211

5. TRANSFORMĂRILE STRUCTURALE ÎN STARE SOLIDĂ LA OŢELURI ŞI FONTE ………………………….. 225 5.1. Transformarea la încălzire a perlitei în austenită ……………………… 5.1.1. Transformarea perlitei în austenită prin mecanismul cu difuzie ………… 5.1.2. Transformarea perlitei în austenită prin mecanismul fără difuzie ………. 5.1.3. Particularităţile transformărilor la încălzire în cazul fontelor …….

225225227230

5.2.Transformarea la răcire a austenitei …………………………………… 5.2.1. Transformarea austenitei prin mecanismul cu difuzie ………………….. 5.2.2. Transformarea austenitei prin mecanismul fără difuzie ………………… 5.2.3. Transformarea austenitei prin mecanismul intermediar ………………... 5.2.4. Diagramele timp - temperatură - transformare (TTT) la răcirea austenitei ……………………………………………….

231232233236

237 5.3. Transformarea martensitei la încălzire ………………………………... 241 Cuvinte cheie ………………………………………………………….. 243 Bibliografie …………………………………………………………… 243 Teste de autoevaluare ………………………………………………… 244 Aplicaţii ……………………………………………………………….. 246

6. TRATAMENTELE TERMICE LA OŢELURI ŞI FONTE ………….. 257 6.1. Introducere ……………………………………………………………. 257 6.2. Recoacerile fără schimbare de fază …………………………………… 6.2.1. Tratamentul termic de recoacere de omogenizare ………………………

258259

4

6.2.2. Tratamentul termic de recoacere de recristalizare fără schimbare de fază 6.2.3. Tratamentul termic de recoacere de detensionare ……………….

259261

6.3. Recoacerile cu schimbare de fază …………………………………….. 6.3.1. Tratamentul termic de recoacere completă …………………………….. 6.3.2. Tratamentul termic de recoacere incompletă ………………………….. 6.3.3. Tratamentul termic de recoacere de globulizare a cementitei ………….. 6.3.4. Tratamentul termic de recoacere izotermă ……………………………. 6.3.5. Tratamentul termic de normalizare …………………………………… 6.3.6. Tratamentele termice de recoacere de grafitizare …………………

263263264264266267267

6.4. Călirea martensitică …………………………………………………… 6.4.1. Parametrii de regim şi condiţiile de aplicare …………………………… 6.4.2. Comportarea la călire a oţelurilor ……………………………………… 6.4.3. Procedeele tehnologice de realizare a călirii martensitice ………. 6.4.4. Călirea martensitică a fontelor ……………………………………

268268271275280

6.5. Revenirea ……………………………………………………………… 280 6.6.Tratamentele termochimice ……………………………………………. 6.6.1. Principiile realizării tratamentelor termochimice ………………………. 6.6.2. Tratamentul termochimic de carburare ………………………………… 6.6.3. Tratamentul termochimic de nitrurare ………………………………… 6.6.4. Tratamentele termochimice de carbonitrurare şi cianurare …………….. 6.6.5. Alte tratamente termochimice …………………………………….

282282283285290291

Cuvinte cheie ………………………………………………………… 293 Bibliografie ……………………………………………………………. 294 Teste de autoevaluare ………………………………………………… 295 Aplicaţii ……………………………………………………………….. 299

Grila de verificare a testelor de autoevaluare ……………………………... 310 Index ……………………………………………………………………… 311 Elements of materials science and engineering (Abstract) ………………. 315

Capitolul 1 Noţiuni generale despre metale

5

Capitolul 1

NOTIUNI GENERALE DESPRE METALE

1.1. Introducere

Metalele sunt elemente chimice cu caracter electropozitiv (elemente careîn procesele chimice cedează electroni, transformându-se în ioni pozitivi).

Metalele se caracterizează prin următoarele proprietăţi fizice:* au conductibilitatea termică şi electrică ridicată;* au rezistivitatea electrică crescătoare odată cu temperatura;* sunt opace şi prezintă un luciu specific (luciu metalic);* sunt maleabile şi ductile.Aceste proprietăţi au la bază structura atomică a metalelor. În cazul

metalelor numai electronii apropiaţi de nucleu aparţin unui orbital atomicindividual (orbitalul fiind, prin definiţie, zona din jurul unui nucleu atomic în carese înscriu cu cea mai mare probabilitate traiectoriile de mişcare ale electronilor).Orbitalii care conţin electronii învelisului atomic exterior (electronii de valenţă) secontopesc, dând naştere unor orbitali care se extind peste întregul edificiu deatomi al unui metal; se spune că aceşti electroni, slab legaţi de nucleele atomice şicaracterizaţi prin niveluri energetice ridicate şi o mare mobilitate, aparţinansamblului de atomi ai metalului şi formează un nor (gaz) electronic. Prinurmare, orice metal (corp metalic) se poate considera ca fiind alcătuit dintr-unansamblu de ioni pozitivi (atomii fără electronii de valenţă) şi norul electronic.Interacţiunea complexă dintre ionii pozitivi şi norul electronic determină existenţala metale a unei legături chimice specifice, numită legătură metalică (cu trăsăturiasemănătoare legăturii covalente, numai că, spre deosebire de legătura covalentă,la care electronii de valenţă sunt colectivizaţi la nivelul unei perechi de atomi, încazul legăturii metalice colectivizarea electronilor se extinde pe întregul edificiude atomi existent).

Deşi simplificată, descrierea de mai sus a structurii atomice a metalelorpermite explicarea principalelor proprietăţi fizice ale acestora; astfel, mobilitateamare a norului electronic determină conductibilitatea ridicată a metalelor,capacitatea norului electronic de a absorbi lumina explică opacitatea corpurilor

ELEMENTE DE STIINTA SI INGINERIA MATERIALELOR

6

metalice, posibilitatea deplasării şi rearanjării uşoare a ionilor pozitivi carecompun piesele metalice explică maleabilitatea şi ductilitatea acestora etc.

Principalele elemente chimice care aparţin clasei metalelor sunt marcate întabelul periodic al elementelor, prezentat în tabelul 1.1, iar caracteristicile fizico-chimice ale metalelor cu cele mai mari ponderi de utilizare în tehnicã sunt redateîn tabelul 1.2.

1.2. Structura cristalină a metalelor

Particulele (ionii pozitivi) care alcătuiesc metalele sunt supuse unor forţede interacţiune de natură electrostatică: forţe de respingere, de tip ion-ion Frşi forţe de atracţie, de tip ion- electron Fa. Rezultanta acestor forţe Fl, măsuratăpe o direcţie dată în spaţiu, reprezintă forţa de legătură pe direcţia respectivă:

Fl = Fr− Fa = mn rB

rA − , (1.1)

r fiind distanţa dintre ionii (atomii) metalului, iar A, B, n şi m - coeficienţi sauexponenţi experimentali, n = 7...9, m = 2, iar poziţiile de echilibru ale ionilormetalului corespund, aşa cum rezultă examinând diagrama din figura 1.1,condiţiei Fl = 0, ceea ce implică asezarea ordonată a ionilor (atomilor), ladistanţe interatomice bine determinate, egale cu o distanţă de echilibru ro (avândmărimea dependentă de direcţia considerată în spaţiu). Distribuţia (aşezarea)spaţială ordonată a ionilor (atomilor) în metalele aflate în stare solidă estedenumită structură cristalină.

Pentru a reprezenta sau studia o structură cristalină se asimileazăionii (atomii) acesteia cu nişte sfere tangente, se marchează poziţiile înspaţiu ale centrelor acestor sfere şi se obţine o imagine numită reţeaspaţială (ataşată structurii cristaline analizate), ale cărei puncte suntdenumite nodurile reţelei. În acest mod, structura cristalină (carereprezintă un concept fizic) se poate imagina ca fiind obţinută atribuindfiecărui nod al unei reţele spaţiale (care reprezintă un concept geometric)câte o bază fizică (un atom).

Orice reţea spaţială (structură cristalină) se poate caracterizacomplet cu ajutorul unei celule elementare; celula elementară reprezintăcea mai mică parte a unei reţele spaţiale (structuri cristaline), care, printranslaţii succesive după trei direcţii necoplanare, poate reproduceîntreaga reţea (structură). Celulele elementare au forma unor prismepatrulatere (fig.1.2) cu mărimile geometrice caracteristice a1, a2, a3, α12,α23, α31, numite parametrii reţelei (a1, a2, a3 sunt parametri dimensionali,iar α12, α23, α31 - parametri unghiulari).


7

Tabelul 1.1 Tabloul periodic al elementelorIA IIA IIIB IVB VB VIB VIIB VIII IB IIB IIIA IVA VA VIA VIIA 01H

1,010,046

2He

4,00-

3Li

6,940,152

4Be

9,010,114

Num[rul atomic Simbolul chimic Masa atomic[ Raza atomic[,]n nm

5B

10,810,097

6C

12,010,077

7N

14,010,071

8O

16,000,060

9F

19,00-

10Ne

20,180,160

11Na

22,990,186

12Mg

24,310,160

Scade caracterul metalic 13Al

26,980,143

14Si

28,090,117

15P

30,970,109

16S

32,060,106

17Cl

35,450,107

18Ar

39,950,192

19K

39,100,231

20Ca

40,080,197

21Sc

44,960,160

22Ti

47,900,147

23V

50,940,132

24Cr

52,000,125

25Mn

54,940,112

26Fe

55,850,124

27Co

58,930,125

28Ni

58,690,125

29Cu

63,550,128

30Zn

65,380,133

31Ga

69,720,135

32Ge

72,590,122

33As

74,920,125

34Se

78,960,116

35Br

79,900,119

36Kr

83,800,197

37Rb

85,470,251

38Sr

87,620,215

39Y

88,910,181

40Zr

91,220,158

41Nb

92,910,143

42Mo

95,940,136

43Tc

(98)-

44Ru

101,10,134

45Rh

102,90,134

46Pd

106,40,137

47Ag

107,90,144

48Cd

112,40,150

49In

114,80,157

50Sn

118,70,158

51Sb

121,70,161

52Te

127,60,143

53I

126,90,136

54Xe

131,30,218

55Cs

132,90,265

56Ba

137,30,217

57La *138,90,187

72Hf

178,50,159

73Ta

180,90,147

74W

183,90,137

75Re

186,20,138

76Os

190,20,135

77Ir

192,20,135

78Pt

195,10,138

79Au

197,00,144

80Hg

200,60,150

81Tl

204,40,171

82Pb

207,20,175

83Bi

209,00,182

84Po

(209)0,140

85At

(210)-

86Rn

(222)-

87Fr

(223)-

88Ra

226,0-

89Ac **227,0

-

104Rf

(260)-

105Ha

262,0-

106Unh(263)

-

107Uns

(262)-

108Uno(265)

-

109Unn(266)

-

Lantanide *(Lantanoide)

58Ce

140,10,182

59Pr

140,90,183

60Nd

144,20,182

61Pm

(145)-

62Sm

150,40,181

63Eu

152,00,204

64Gd

157,20,180

65Tb

158,90,177

66Dy

162,50,177

67Ho

164,90,176

68Er

167,30,175

69Tm

168,90,174

70Yb

173,00,193

71Lu

175,00,173

Actinide **(Actinoide)

90Th

232,00,180

91Pa

231,0-

92U

238,00,138

93Np

237,0-

94Pu

(244)-

95Am

(243)-

96Cm

(247)-

97Bk

(247)-

98Cf

(251)-

99Es

(252)-

100Fm

(257)-

101Md

(258)-

102No

(259)-

103Lr

(260)-

ELEMENTE DE STIINTA SI INGINERIA MATERIALELOR

8

TABELUL 1.2. CARACTERISTICILE FIZICO – CHIMICE ALE PRINCIPALELOR METALE

Elementulchimic

Numãrulatomic

Simbolulchimic Ioni

Razaionicã,

nm

Densitatea ρ la ta= 200C,

kg/m3

Temperaturade solidificare

(topire) ts,0C

Structuracristalinã

Parametrii dimensionaliai reţelei,

nm

Domeniul temp. destabilitate al

structurii, 0C

Litiu 3 Li Li+ 0,078 533 181 CVC a = 0,351 t < ts

Beriliu 4 Be Be2+ 0,054 1850 1278 Beα / HCBeβ / CVC

a1 = 0,229; a3 = 0,358a = 0,255

t < 1250t ∈ (1250; ts)

Sodiu (Natriu) 11 Na Na+ 0,098 966 98 CVC a = 0,429 t < ts

Magneziu 12 Mg Mg2+ 0,078 1740 649 HC a1 = 0,321; a3 = 0,521 t < ts

Aluminiu 13 Al Al3+ 0,057 2700 660 CFC a = 0,405 t < tsPotasiu(Kaliu) 19 K K+ 0,133 862 64 CVC a = 0,525 t < ts

Calciu 20 Ca Ca2+ 0,106 1530 839 Caα / CFCCaβ / CVC

a = 0,558a = 0,448

t < 464t ∈ (464; ts)

Titan 22 TiTi2+

Ti3+

Ti4+

0,0760,0690,064

4510 1660 Tiα / HCTiβ / CVC

a1 = 0,295; a3 = 0,468a = 0,331

t < 882t ∈ (882; ts)

Vanadiu 23 VV3+

V4+

V5+

0,0650,0610,040

6090 1890 CVC a = 0,303 t < ts

Crom 24 Cr Cr3+

Cr6+0,0640,035 7190 1857 CVC a = 0,288 t < ts

Mangan 25 MnMn2+

Mn3+

Mn4+

0,0910,0700,052

7470 1244

Mnα / CubMnβ / CubMnγ /CFCMnδ /CVC

a = 0,891a = 0,631a = 0,308a = 0,287

t < 742t ∈ (742; 1095)t ∈ (1095;1133)

t ∈ (1133; ts)

Fier 26 Fe Fe2+

Fe3+0,0870,067 7870 1538

Feα / CVCFeγ / CFCFeδ / CVC

a = 0,287a = 0,364a = 0,293

t < 910t ∈ (910;1392)t ∈ (1392; ts)

Cobalt 27 Co Co2+

Co3+0,0820,065 8800 1495 Coα / HC

Coβ / CFCa1= 0,251; a3 = 0,407

a = 0,354t < 450

t ∈ (450; ts)Nichel 28 Ni Ni2+ 0,078 8910 1453 CFC a = 0,352 t < ts

Cupru 29 Cu Cu+ 0,096 8930 1083 CFC a = 0,361 t < ts


9

TABELUL 1.2. CARACTERISTICILE FIZICO – CHIMICE ALE PRINCIPALELOR METALE - CONTINUARE

Elementulchimic

Numãrulatomic

Simbolulchimic Ioni

Razaionicã,

nm

Densitatea ρ la ta= 200C,

kg/m3

Temperaturade solidificare

(topire) ts, 0C

Structuracristalinã

Parametrii dimensionaliai reţelei,

nm

Domeniul temp. destabilitate al structurii,

0CZinc 30 Zn Zn2+ 0,083 7130 420 HC a1 = 0,266; a3=0,495 t < ts

Zirconiu 40 Zr Zr4+ 0,087 6510 1852 Zrα / HCZrβ / CVC

a1 = 0,323; a3=0,515a = 0,361

t < 862t ∈ (862; ts)

Niobiu 41 Nb Nb4+

Nb5+0,0740,069 8580 2468 CVC a = 0,330 t < ts

Molibden 42 Mo Mo4+

Mo6+0,0680,065 10220 2617 CVC a = 0,315 t < ts

Rhodiu 45 Rh Rh3+

Rh4+0,0680,065 12420 1966 CFC a = 0,380 t < ts

Paladiu 46 Pd Pd2+ 0,050 12000 1552 CFC a = 0,389 t < ts

Argint 47 Ag Ag+ 0,113 10500 962 CFC a = 0,409 t < ts

Cadmiu 48 Cd Cd2+ 0,103 8650 321 HC a1 = 0,298; a3 = 0,562 t < tsStaniu/Cositor 50 Sn Sn4+ 0,074 7290 232 TVC a1 = 0,583; a3 = 0,318 t ∈ (20; ts)

Stibiu 51 Sb Sb3+ 0,090 6690 631 Romb. - t ∈ (20; ts)Cesiu 55 Cs Cs+ 0,165 1910 28 CVC a = 0,614 t < ts

Bariu 56 Ba Ba2+ 0,143 3590 725 CVC a = 0,502 t < ts

Lantan 57 La La3+ 0,122 6170 920Laα / H

Laβ / CFCLaγ / CVC

a1 = 0,377; a3 = 1,213a = 0,530a = 0,426

t < 310t ∈ (310;868)t ∈ (868; ts)

Ceriu 58 Ce Ce3+

Ce4+0,1180,102 6770 798 Ceγ / CFC

Ceδ / CVCa = 0,516a = 0,412

t ∈ (ta;730)t ∈ (730; ts)

Tantal 73 Ta Ta5+ 0,068 16670 2996 CVC a = 0,330 t < tsWolfram/Tungsten 74 W W4+

W6+0,0680,065 19250 3410 CVC a = 0,317 t < ts

Iridiu 77 Ir Ir4+ 0,066 22550 2410 CFC a = 0,384 t < ts

Platinã 78 Pt Pt2+

Pt4+0,0520,055 21440 1772 CFC a = 0,392 t < ts

Aur 79 Au Au+ 0,137 19280 1064 CFC a = 0,408 t < ts

Plumb 82 Pb Pb2+ 0,132 11340 327 CFC a = 0,495 t < ts

ELEMENTE DE ŞTIINŢA ŞI INGINERIA MATERIALELOR

10

Structurile cristaline existente în natură corespund la 7 sisteme cristaline(7 configuraţii diferite ale celulelor elementare): 1) cubic, cu a1 = a2 = a3 ,α12 = α23 = α31 = 90o; 2) tetragonal, cu a1 = a2 ≠ a3 , α12 = α23 = α31 = 90o;3) ortorombic, cu a1 ≠ a2 ≠ a3, α12 = α23 = α31 = 90o; 4) romboedric, cu a1 = a2 = a3,α12 = α23 = α31 ≠ 90o; 5) hexagonal, cu a1 = a2 ≠ a3 , α12 = 120o α23 = α31 = 90o;6) monoclinic, cu a1 ≠ a2 ≠ a3 , α12 = α23 = 90o ≠ α31; 7) triclinic, cu a1 ≠ a2 ≠ a3 ,α12 ≠ α23 ≠ α31 ≠ 90o.

Pentru fiecare sistem cristalin există unul sau mai multe moduri deamplasare a nodurilor în reţeaua spaţială şi, ca urmare, la cele 7 sisteme cristalinecorespund 14 tipuri de reţele spaţiale sau reţele Bravais.

Majoritatea metalelor au structurile cristaline corespunzătoare următoarelortrei tipuri de reţele Bravais: a) cub cu volum centrat (CVC), întâlnită la W, Ti, Cr,V, Nb, Mo, Cs, Fe etc.; b) cub cu feţe centrate (CVC), întâlnită la Cu, Ag, Au, Al,Pb, Ni, Rh, Fe etc.; c) hexagonală compactă (HC), întâlnită la Mg, Zn, Cd, Ti,Zr, Co, Cd etc. Configuraţiile celulelor elementare ale structurilor cristaline(reţelelor spatiale) tipice metalelor sunt prezentate în figura 1.3.

Pentru aprecierea compactităţii structurilor cristaline se definesc şi seutilizează următoarele caracteristici:

a) Numărul de atomi proprii celulei elementare N, reprezintă numărulde atomi (ioni) care aparţin integral unei celule elementare detaşate dintr-ostrucrură cristalină; deoarece fiecare atom situat în interiorul unei celuleelementare aparţine numai acesteia, fiecare atom situat pe o faţă a unei celuleelementare aparţine perechii de celule ce au în comun faţa respectivă, iar fiecareatom situat într-un vârf al unei celule elementare aparţine la un grup de 8 celuleadiacente:

Fig.1.1 Variaţia cu distanţa a forţei delegătură dintre ioni

Fig. 1.2 Celula elementară a unei reţelespaţiale


11

ifv NN

NN ++=28

, (1.2)

Ni fiind numărul de atomi amplasaţi în nodurile din interiorul celulei elementare,Nf - numărul atomilor amplasaţi în nodurile de pe feţele celulei, iar Nv - numărulatomilor amplasaţi în vârfurile celulei.

Fig. 1.3 Structurile cristaline tipice ale metalelor

Aplicând relaţia (1.2) în cazul structurilor cristaline tipice metalelor,rezultă că structurile CVC şi HC au N = 2, iar structurile CFC au N = 4.

Numărul de coordinaţie C, reprezintă numărul de atomi ai unei structuricristaline situaţi la o distană minimă faţă de un atom dat.


12

Aplicând definiţia de mai sus în cazul structurilor cristaline tipice metalelor,rezultă:

* structurile CVC au C = 8 (orice atom al unei structuri cristaline CVC este

înconjurat simetric de 8 atomi situaţi la distanţa 23

10 ar = faţă de atomul

considerat);* structurile CFC au C = 12 (orice atom al unei structuri cristaline CFC este

înconjurat simetric de 12 atomi situaţi la distanta 22

10 ar = faţă de atomul

considerat); având C = 12 > 8, structurile CFC sunt mai compacte decâtstructurile CVC;

* structurile HC au C = 12; realizarea acestei valori (care conferăstructurilor hexagonale atributul “compactă”) implică existenţa unui anumitraport al parametrilor a1 = a2 si a3, astfel încât orice atom al structurii să fieînconjurat simetric de 12 atomi situaţi la distanţa ro = a1.

Aşa cum se observă în figura 1.4, un atom aflat în unul din vârfurile bazeiunei celule elementare HC este înconjurat simetric de 6 atomi situaţi în planulbazei, la distanţa ro = a1 faţă de atomul considerat şi de încă 6 atomi, din interiorulcelor 6 celule adiacente care au în comun atomul considerat, situaţi la distanta

34

21

23'

0aa

r += ; atingerea valorii C = 12 impune respectarea conditiei ro = ro’,

echivalentă cu asigurarea unui raport ≅=38

1

3aa 1,633.

c) Coeficientul de compactitate (împachetare) ηηηη, reprezintă raportuldintre volumul ocupat de atomi (ioni) Va şi volumul total al unui structuri

cristaline Vc (cVaV=η ). Considerând că structura cristalină conţine n celule

elementare cu câte N atomi pe celula elementară, fiecare atom (ion) fiindasimilat cu o particulă sferică cu volumul Vat, iar fiecare celulă elementarăavând volumul Vce, rezultă Va = nNVat, Vc= nVce şi, ca urmare,

ce

at

c

aVV

VV N==η (1.3)

* În cazul structurilor cristaline CVC, N = 2, Vce = 31a , iar Vat =

34 π 3

atr ,

rat fiind raza atomilor care alcătuiesc structura; ţinând seama de faptul că lastructurile cristaline CVC punctele de tangenţă ale atomilor sunt situate pe

diagonalele celulelor elementare, 23

10 ar = = 2rat şi, folosind relaţia (1.3), se obtine


13

83πη = ≅ 0,68. Acest rezultat se poate interpreta astfel: în cazul structurilor

cristaline CVC numai 68 % din volum este ocupat de atomi, restul (32 %)corespunzând golurilor interatomice (interstiţiilor).

* În cazul structurilorcristaline CFC, N = 4, Vce = 3

1a ,

iar Vat =34 π 3

atr ; deoarece la

structurile cristaline CFCpunctele de tangenţă aleatomilor sunt situate pediagonalele feţelor celulelor

elementare, 22

10 ar = = 2rat şi,

folosind relaţia (1.3), se obţine

62πη = ≅ 0,74. Acest rezultat

se poate interpreta astfel:structurile cristaline CFC suntmai compacte decât structurilecristaline CVC, deoarece încazul acestora 74 % din volumeste ocupat de atomi şi numai26 % corespunde interstiţiilor.

* În cazul structurilor HC, N = 2, 43

32

1 aaVce = , iar Vat = 34 π 3

atr ; aşa cum

s-a arătat anterior, pentru aceste structuri 38

1

3 =aa , iar distanţa interatomică este

ro = a1 =2rat şi, ca urmare, aplicând relaţia (1.3), rezultă 62πη = ≅ 0,74. Pe

această bază se poate aprecia că structurile cristaline HC au aceeaşicompactitate ca şi structurile CFC.

Pentru a preciza poziţiile nodurilor, direcţiilor (dreptelor) şi planelor încadrul unei structuri cristaline (reţele spaţiale) se folosesc următoarele notaţiicristalografice:

a) Coordonatele adimensionale ale nodurilor se notează u,v,w. Pentru astabili coordonatele adimensionale ale unui nod aparţinând unei reţele spaţiale(structuri cristaline) se procedează astfel:

- se determină coordonatele geometrice (dimensionale) ale nodului (notate

Fig 1.4. Poziţiile atomilor care dau cifra de coordinaţiea structurii HC


14

x,y,z) în raport cu sistemul de axe xOyz definit anterior pentru fiecare tip destructură cristalină (fig.1.3);

- se determină coordonatele adimensionale, raportând fiecare coordonatăgeometrică la parametrul dimensional al reţelei corespunzător axei pe care se

află coordonata respectivă (321 az,

ay,

ax ⇒ u,v,w).

De exemplu, nodul B al structurii cristaline CFC schematizată înfigura 1.5 prin celula elementară a reţelei sale spaţiale are x = a1; y = a2; z = a3 şi,

ca urmare, coordonatele adimensionale ale acestuia sunt 321 az,

ay,

ax ⇒ 1,1,1.

b) Poziţiile (orientările) direcţiilor (dreptelor) în raport cu o structurăcristalină (reţea spaţială) se definesc cu ajutorul unui grup de trei indici[[[[hkl]]]]. Pentru a stabili indicii unei direcţii (drepte) se procedează astfel:

- se trasează prin originea sistemului de axe ataşat celulei elementare astructurii cristaline o direcţie (dreaptă) paralelă cu direcţia (dreapta) ai căreiindici trebuie determinaţi;

- se alege pe direcţia (dreapta) care trece prin origine un nod şi se scriucoordonatele adimensionale ale acestuia u,v,w;

- grupul de numere raţionale (fracţii ordinare) u,v,w se aduce la acelaşinumitor, număratorii astfel obţinuţi constituind indicii [hkl] ai directiei (dreptei)considerate.

De exemplu, indicii direcţiei O1B1 (diagonala unei feţe) din structuraCFC schematizată în figura 1.5 prin celula elementară a reţelei sale spaţiale sestabilesc astfel:

- se trasează direcţia diagonală OB O1B1, O ∈ OB;

- se alege nodul M5 ∈ OB care are coordonatele adimensionale 0,21

,21 ;

- după aducerea la acelaşi numitor, grupul de fracţii care reprezintăcoordonatele adimensionale ale nodului M5 are forma

20,

21,

21 şi, ca urmare,

indicii direcţiei considerate sunt [110].Se poate observa că, dacă la scrierea indicilor direcţiei O1B1 se alege ca

nod de referinţă B’∈ OB, coordonatele adimensionale ale acestuia sunt 2,2,0 şi,ca urmare, indicii direcţiei considerate sunt [220]; se preferă însă notaţia [110],care se obţine împărţind fiecare indice prin 2 (cel mai mare divizor comun algrupului de indici rezultat considerând ca referinţă nodul B’).

Având în vedere modul de stabilire a indicilor, dacă o direcţie (dreaptă)are indicii [hkl], orice direcţie (dreaptă) paralelă cu aceasta are aceiaşi indici.

Direcţiile (dreptele) definite cu aceiaşi indici, scrişi în orice ordine, au


15

poziţii echivalente în raport cu structura cristalină (se găsesc într-o relaţie desimetrie) şi formează o familie de direcţii (drepte); o familie de direcţii (drepte)se notează <hkl>.

c) Poziţiile (orientările) planelor în raport cu o structură cristalină(reţea spaţială) se definesc cu ajutorul unui grup de trei indici (hkl), numiţiindici Miller. Pentru a stabili indicii Miller ai unui plan se procedează astfel:

- se determină lungimile OX, OY, OZ ale segmentelor tăiate de planulconsiderat pe cele trei axe ale sistemului de coordonate ataşat celulei elementarea structurii cristaline;

- se efectueaza rapoartele 321 a

OZ,aOY,

aOX şi se obţine un grup de trei numere

raţionale (fracţii ordinare);- se inversează (se rastoarnă) cele trei fracţii ordinare rezultate anterior,

se aduc la acelaşi numitor fracţiile răsturnate, iar numărătorii astfel obţinuţiconstituie indicii Miller (hkl) ai planului considerat

De exemplu, indicii Miller ai planului paralel cu axa Oz care conţinenodurile M3 şi M4 în structura cristalină CFC schematizată prin celula saelementară în figura 1.5 se stabilesc astfel:

- segmentele tăiate de planul considerat pe cele trei axe de coordonate

au lungimile OX = 21a ; OY =

22a ; OZ ⇒ ∞;

- efectuarea rapoartelor 321 a

OZ,aOY,

aOX conduce la grupul de fracţii

21 ;

21 ;∞;

- fracţiile răsturnate sunt 12 ;

12 ;0, iar indicii Miller ai planului

considerat sunt (220).Planul cu indicii Miller (hkl) este perpendicular pe direcţiile

(dreptele) cu indicii [[[[hkl]]]].Planele definite cu aceiaşi indici Miller, scrişi în orice ordine, au

poziţii echivalente în raport cu structura cristalină (se găsesc într-orelaţie de simetrie) şi formează o familie de plane; o familie de planese notează hkl.

În cazul structurilor cristaline HC, pentru definirea poziţiei planelorse foloseşte un sistem cu patru indici (hkil), numiţi indici Miller -Bravais. Pentru stabilirea indicilor Miller - Bravais ai unui plan se foloseştemetodologia descrisă anterior, numai că sistemul de coordonate ataşatstructurii cristaline HC are patru axe (Ox, Oy, Oy’, Oz, aşa cum se poateobserva în figura 1.6.


16

Fig. 1.5 Determinarea indicilor direcţiilor şi planelorcristalografice în structura CFC

Fig. 1.6 Determinarea indicilordirecţiilor şi planelor cristalografice

în structura HC

De exemplu, indicii Miller - Bravais ai planului ACO1 din structuracristalina HC schematizată prin celula sa elementară în figura 1.6 sestabilesc astfel:

- segmentele tăiate de planul considerat pe cele patru axe de

coordonate au lungimile OX = a1; OY = a1; OY1 = 2

1a− ; OZ = a3;

- efectuarea rapoartelor 3111

1aOZ,

aOY

,aOY,

aOX conduce la grupul de fracţii

1;1;21− ;1;

- fracţiile răsturnate sunt 11

12

11

11 ,,, − , iar indicii Miller - Bravais ai

planului considerat sunt (11 2 1).Se poate observa că între indicii Miller - Bravais ai planelor

cristalografice corespunzătoare structurilor HC există relaţia: i ==== -(h ++++ k). (1.4)

La structurile cristaline HC, notaţia cu patru indici se poate folosişi pentru direcţii (drepte); în acest caz, cei patru indici [hkil] ai unei direcţii(drepte) se stabilesc ţinând seama că planul şi direcţia (dreapta) notate cuaceiaşi indici sunt reciproc normale.


17

1.3. Noţiuni fundamentale de termodinamică folositeîn studiul metalelor

Orice material metalic, fiind alcătuit din particule materiale (ioni şielectroni), poate fi considerat ca un sistem termodinamic ale cărui stări se potcaracteriza cu ajutorul unor mărimi fizice numite parametri de stare (presiune,temperatură, volum etc.). Parametrii de stare prezintă particularitatea că mărimealor depinde numai de starea prezentă a sistemului, nu şi de modul cum a fost atinsăaceastă stare. Parametrii de stare ai unui sistem se pot împărţi în două categorii:parametrii extensivi (care depind de întinderea sistemului): volumul, masa,energia etc. şi parametrii intensivi (care nu depind de întinderea sistemului):presiunea, temperatura etc.

Trecerea unui sistem dintr-o stare în alta sub acţiunea unor cauze internesau externe se numeşte transformare de stare.

Mărimea de stare ce caracterizează global stările unui sistem termodinamiccare suferă transformări structurale presupunând modificări ale aranjăriiparticulelor materiale din care este alcătuit este energia libera F, definită derelaţia:

F = U + pV - TS (1.5)în care, U este energia internă (suma energiilor cinetică şi potenţială, calculate înraport cu sistemul, pentru toate microparticulele care compun sistemul),p - presiunea, V - volumul, T - temperatura şi S - entropia (mărime pozitivă,proporţională cu logaritmul natural al numărului posibilităţilor de realizare a uneistări macroscopice a unui sistem; cu cât un sistem este mai ordonat, cu atâtparticulele sale componente sunt supuse unui număr mai mare de restricţii,numărul de microstări compatibile cu aceste restricţii va fi mai redus şi, ca urmare,entropia sistemului va fi mai scazută). La scrierea relaţiei (1.5) s-a aplicatconvenţia de semne uzuală în termodinamică: se consideră pozitive lucrul mecaniccedat şi căldura primită de sistem.

Variaţia energiei libere la trecerea unui sistem termodinamic dintr-o stare 1într-o stare 2 este:

∆F = (U2 - U1) + p(V2 - V1) - T(S2 - S1) = ∆U + p∆V - T ∆S (1.6)Pentru sistemele condensate (solide şi lichide), ∆V în procesele izobare este

neglijabilă şi relaţiile scrise anterior capăta forma simplificată (folosită în studiulmetalelor):

F = U - TS ; ∆F = ∆U - T∆S (1.7)Aşa cum se poate observa în reprezentarea grafică din figura 1.7, energia

liberă a unui sistem este o funcţie monoton descrescătoare cu temperatura (spredeosebire de entropie care creşte odată cu temperatura sistemului).


18

Noţiunile şi aspectele prezentate mai sus sunt suficiente pentru întelegereaurmătoarelor principii formulate în termodinamică:

* o transformare de stare care se produce spontan într-un sistem izolat (carenu interacţionează cu mediul exeterior) este ireversibilă şi se desfăşoară în sensulcreşterii entropiei sistemului;

* o transformare de stare care se produce într-un sistem izolat fărămodificarea entropiei sistemului este reversibilă;

* starea de echilibru a unui sistem izolat este starea cu entropia maximă;* starea de echilibru a unui sistem neizolat este starea cu energia liberă

minimă; acesta este principiul utilizat de obicei în studiul metalelor, deoarece laelaborarea din diverse materii prime, la prelucrarea tehnologică, la utilizareapractică etc. materialele metalice se comportă ca nişte sisteme termodinamiceneizolate de mediul exterior.

Dacă într-un sistem neizolat aflat în stare de echilibru fluctuaţiileîntâmplătoare ale parametrilor de stare tind să mărească energia liberă asistemului, sistemul prezintă o stare de echilibru stabil (fig.1.8). În evoluţia unuisistem pot interveni şi stări de echilibru din care deplasarea în starea caracterizatăprin cea mai mică energie liberă presupune trecerea printr-o stare cu energie liberăridicată; astfel de stări de echilibru se numesc stări de echilibru metastabil.

Fig. 1.7. Variaţia energiei libere cutemperatura

Fig. 1.8. Tipuri de echilibru într-un sistemtermodinamic

Aşa cum se poate observa analizând figura 1.8, pentru ca un sistem sătreacă dintr-o stare de echilibru metastabil (starea A) în starea de echilibru stabil(starea C), este necesară depăşirea unei stări de prag energetic (starea B); energianecesară depăşirii stării de prag energetic se numeşte energie de activare Ea, iarviteza cu care sistemul evoluează de la starea de echilibru metastabil la starea deechilibru stabil este dată de relaţia lui Arrhenius:

RTEa

evv−

= 0 (1.8)în care, T este temperatura absolută a sistemului , iar R - constanta universală agazelor perfecte.


19

1.4. Cristalizarea primară

1.4.1. Termodinamica cristalizării primare

Cristalizarea primară (solidificarea) este fenomenul de trecere a unuimetal (material metalic) din stare topită (lichidă) în stare solidă.

Deoarece majoritatea materialelor metalice se elaborează (din diversematerii prime şi cu tehnologii adecvate) în stare lichidă, cristalizarea primară esteprocesul de bază prin care se crează în piesele şi semifabricatele metalice structuracristalină.

Analizând figura 1.9, în care sunt trasate curbele de variaţie (monotondescrescătoare) cu temperatura ale energiilor libere corespunzătoare stărilor lichidă(L) şi solidă (S) ale unui metal, rezultă:

* pentru orice metal există otemperatură Ts, denumită temperatură desolidificare sau temperatură decristalizare primară, pentru care stărilesolidă şi lichidă au acelaşi nivel alenergiei libere (FS = FL); deoarece latemperaturi mai mari decât Ts metalullichid are energia liberă mai mică decâtcea corespunzătoare stării solide (FS > FL)şi, ca urmare, starea termodinamic stabilăeste starea lichidă, în timp ce latemperaturi mai mici decât Ts metalul

solidificat are energia liberă inferioară celei corespunzătoare stării lichide(FS < FL) şi, deci, starea solidă este termodinamic stabilă, rezultă că atuncicând metalul lichid traversează temperatura Ts există tendinţa solidificăriiacestuia (trecerii în starea cu energia liberă mai mică);

* deoarece la Ts stările solidă şi lichidă au aceeaşi energie liberă(FS = FL), procesul de transformare L ⇒ S nu este stabil; cristalizareaprimară va fi un proces termodinamic stabil dacă temperatura metalului vafi coborâtă la un nivel Tr < Ts, la care FS < FL (diferenţa ∆T = Ts - Tr senumeşte subrăcire pentru solidificare).

Analizând figura 1.10, în care sunt reprezentate pentru un metalvariaţiile energiei interne în funcţie de distanţa interatomică r, la diferitetemperaturi în jurul lui Ts, rezultă următoarele aspecte:

a) Pentru ca procesul de solidificare să poată avea loc la Tr < Ts, estenecesar un aport energetic Ea (procesul trebuie activat energetic). |inând seama de

Fig. 1.9. Condiţiile termodinamice alecristalizării primare


20

faptul că orice sistem termodinamic se caracterizează prin fluctuaţii de energie(nu toate particulele şi microvolumele unui sistem termodinamic au nivelulenergetic egal cu energia medie a sistemului, în unele microzone nivelul energeticfiind inferior, iar în altele - superior energiei medii a sistemului), vor existaanumite microzone ale sistemului în care nivelul energetic este ridicat şi estedisponibilă energia Ea, necesară activării procesului de solidificare; ca urmare,procesul de cristalizare primară nu se produce simultan în toată masametalului lichid, ci începe în microzonele acestuia care dispun de energia Eaşi se extinde.

Fig. 1.10. Variaţia energiei interne a metalului în funcţie de distanţa interatomică

b) Procesul de cristalizare primară determină degajarea călduriilatente qs şi, ca urmare, pierderile de căldură în exterior sunt compensate şiîn tot timpul solidificării temperatura metalului se menţine constantă; acestfapt se poate evidenţia pe curba de răcire a metalului din stare lichidă (curbade variaţie a temperaturii în funcţie de timpul de răcire), care va prezenta, aşacum se poate observa în figura 1.11, un palier (un segment izoterm) la temperatura Tr.

1.4.2. Mecanismul, cinetica şi morfologia cristalizării primare

Datorită aspectelor mai sus menţionate, procesul de cristalizareprimară a metalelor se realizează în două etape: A) germinarea, constânddin apariţia în metalul lichid a unor formaţiuni de fază solidă, numite germenicristalini; B) creşterea germenilor şi formarea de cristale.

A) Germinarea se poate realiza în două moduri: a) germinarea omogenă,când procesul are loc prin solidificarea unor microzone din metalul lichid ce auaranjamentul atomic apropiat celui caracteristic metalului solid; b) germinareaeterogenă, când procesul are loc prin solidificarea microzonelor metaluluiadiacente unor particule solide străine, existente întâmplător sau introduseintenţionat în metalul lichid.


21

Aşa cum s-a arătat anterior, germenii cristalini se formează în microzonelemetalului lichid care prezintă un nivel energetic superior energiei medii asistemului. Germenii formaţi nu sunt în totalitate stabili; unii germeni aucapacitatea de a se dezvolta şi de a da naştere la cristale, în timp ce alţii se retopescşi dispar.

Fig. 1.11. Curba de răcire a unui metal Fig. 1.12. Variaţia energiei libere în funcţie dedimensiunile germenilor de cristalizare

Se poate demonstra că un germen cristalin poate creşte numai dacă aredimensiuni superioare unei dimensiuni critice. Pentru aceasta se consideră cazulgerminării omogene, cu formarea unui germen cristalin de formă cubică, lungimeamuchiilor germenului fiind ag. Apariţia germenului determină micşorarea energieilibere a sistemului cu ∆Fg = VgFgs, Vgs (în m3) fiind volumul germenului (Vgs = 3

ga ),iar Fgs (în J/m3) - reducerea energiei libere a sistemului la formarea unei unităţi devolum de germen cristalin; în acelaşi timp, formarea germenului, conducând laapariţia unor suprafeţe de separaţie (interfeţe) lichid - solid care înmagazineazăenergie, produce o creştere a energiei libere a sistemului cu ∆Fσ = Agσ, σ (în N/m)fiind coeficientul de tensiune superficială, iar Ag (în m2) - suprafaţa laterală agermenului (Ag = 6 2

ga ). În aceste cicumstanţe, variaţia totală a energiei libere ametalului la formarea germenului este:

∆F = - ∆Fg + ∆Fσ = - VgFgs + Agσ = - ag3Fgs + 6ag

2σ (1.9)Deoarece Fgs şi σ sunt constante pentru metalul analizat, ∆F este o funcţie

de variabila ag (dimensiunea germenului), cu expresia analitică dată de (1.9) şireprezentarea grafică din figura 1.12. Dimensiunea critică a germenului akg,corespunde abscisei punctului de maxim local al funcţiei ∆F = f(ag), reprezentate înfigura 1.12, deoarece creşterea stabilă a germenului (care conduce la o micşorare aenergiei libere a sistemului) se produce numai dacă dimensiunea acestuia esteag ≥ agk (germenii cu ag < agk nu se pot dezvolta, întrucât acest proces ar implica ocreştere a energiei libere a sistemului).


22

Valoarea dimensiunii critice agk este rădăcina nenulă a ecuaţiei ∆F’ = f’(ag)= 0 ⇒ - 3ag

2Fgs + 12agσ = 0:

gs

gk Fa σ= 4 (1.10)

valoarea funcţiei ∆F corespunzătoare lui agk (echivalentă cu energia de activare aprocesului de solidificare) este:

∆Fk = f(agk) = - 4σagk2 + Agkσ =

332

σσσ gk

gkgk AA

A =+− (1.11)

Agk fiind suprafaţa laterală a germenului cu dimensiunea critică.Rezultatele anterior obţinute conduc la următoarele concluzii generale:* energia de activare a procesului de germinare la cristalizarea primară a

unui metal este echivalentă cu o treime din energia superficială a germenilorformaţi;

* micşorarea energiei libere la trecerea unui metal din stare lichidă înstare solidă nu asigură decât două treimi din energia necesară formăriigermenilor cristalini şi, ca urmare, germenii se pot forma numai în microzonelemetalului care dispun (datorită fluctuaţiilor energetice existente în sistem) derestul energiei necesare.

Valorile agk şi ∆Fk sunt dependente de condiţiile de răcire a metalului lichidîn vederea cristalizării primare. Astfel (datorită faptului că modificarea entropiei Sa unui sistem termodinamic, în cazul unei transformări de stare ce decurge la oanumită temperatură T şi implică un schimb de căldură cu exteriorul Q, este

TQS =∆ ) în cazul cristalizării primare a unui metal ( când Tr ≅ Ts, Tr < Ts şi Q = qs)

se produce o variaţie de entropie a metaluis

sTqS =∆ şi o variaţie a energiei libere la

formarea unei unităţi de volum de germen cristalin Fgs = ∆U - Tr∆S = s

rss T

Tqq − =

ss T

Tq ∆ (∆T fiind subrăcirea pentru solidificare a metalului) şi, ca urmare, agk şi ∆Fk

sunt date de relaţiile:

TqT

F s

s

gsgka

∆== σσ 44 , (1.12)

22

3323 Tsq

TA sgkkF

∆==∆ σσ

. (1.13)

Interpretarea acestor relaţii conduce la următoarele concluzii generale:* mărirea subrăcirii metalului (∆T = Ts - Tr) determină micşorarea

dimensiunilor critice ale germenilor cristalini şi reducerea energiei de activare a


23

procesului de solidificare;* solidificarea la subrăcire mare se realizează cu condiţii de activare

energetică mai uşoare şi, ca urmare, se realizează cu un număr mare de germenicristalini şi va conduce la o structură cristalină cu un număr mare de cristale(structură cristalină fină).

Procesele de germinare eterogenă (pe particule solide aflate în suspensie înmetalul lichid) se desfăşoară asemănător germinării omogene (rămân valabileaspectele anterior dezvoltate privind dimensiunea critică a germenilor şi energiade activare a procesului de solidificare). Pentru ca germinarea eterogenă să seproducă este necesar ca condiţiile energetice de germinare să fie mai uşoare decâtcele corespunzătoare germinării omogene. Această cerinţă este îndeplinită dacă serealizează o bună coerenţă între metalul solidificat şi germenele eterogen, condiţiece se asigură când germenii şi metalul solidificat au acelaşi tip de structurăcristalină (sunt izomorfi) şi depunerile de metal solid continuă construcţia cristalinăa germenului eterogen.

B) Creşterea germenilor cristalini de dimensiuni mai mari decâtdimensiunea critică este un proces termodinamic stabil (conduce la micşorareaenergiei libere a metalului). Pe cale teoretică şi experimental s-a demonstrat căvariaţiile volumului procentual de metal solidificat vs (vs, în %, dat de relaţia

100VVs

sv = , în care V este volumul total al metalului, iar Vs - volumul metalului

solidificat) şi vitezei de cristalizare a metalului vc, direct proporţională cu valoarea

derivatei în raport cu timpul a volumului vs, ss

c vvd

dv =≈τ

, în timpul cristalizării

primare, sunt cele reprezentate grafic în figura 1.13. Existenţa şi amplasarea întimp a maximului corespunzător vitezei de cristalizare se explică astfel:

- după scurgerea timpului de incubaţie τi, germenii cristalini cu dimensiunisuperioare dimensiunii critice s-au format şi începe creşterea stabilă a acestora(însoţită de micşorarea energiei libere a metalului);

- la începutul formării cristalelor viteza de cristalizare este crescătoare,deoarece cristalele se dezvoltă liber (sunt înconjurate numai de lichid), iar procesulde solidificare este intensificat prin sporirea continuă, o dată cu mărireadimensiunilor cristalelor, a diferenţei dintre energia liberă a metalului lichid şienergia liberă a metalului solidificat;

- când cristalele formate vin în contact, viteza de cristalizare începe să scadă,deoarece cristalele îşi incomodează reciproc creşterea şi dezvoltarea lor se realizeazănumai pe direcţiile libere, până la epuizarea metalului lichid.

Mecanismele creşterii germenilor cristalini şi formării cristalelor sunt influenţatede condiţiile asigurate la solidificare:


24

a) în cazul metalelor de mare puritate, supuse unor subrăciri mici şi unor condiţiide transfer termic unidirecţional în timpul solidificării, creşterea germenilor se realizeazăprin adăugarea succesivă a noi plane atomice, mecanism care conduce la obţinerea unorcristale poliedrale (limitate de feţe plane), numite cristale idiomorfe;

b) în cazul metalelor de puritate industrială, supuse unor subrăciri mari şi unorcondiţii de transfer termic multidirecţional în timpul solidificării, creşterea germenilorconduce la formarea unor cristale cu configuraţie arborescentă, numite cristaledendritice (dendrite), conform următorului mecanism :

Fig. 1.13. Variaţia în timp a volumului de metalsolidificat si a vitezei de cristalizare

Fig. 1.14. Cresterea dendritica a grauntilorcristalini

Fig.1.15. Obţinerea structurii policristaline la cristalizarea primară

- datorită subrăcirii mari, temperatura lichidului şi germenilor de cristalizaresunt mult sub Ts, iar la interfeţele dintre germeni şi lichid se realizează o creştere detemperatură prin degajarea căldurii latente de solidificare; în aceste condiţii, metalullichid din zona interfeţelor cu germenii cristalini, fiind subrăcit mai puţin, are o tendinţă


25

mai redusă de solidificare decât cel aflat la distanţă mare de interfeţe;- din diverse motive, viteza cu care avansează frontul de solidificare nu este

constantă în toate zonele acestuia şi, ca urmare, pe suprafeţele germenilor cristaliniapar mici denivelări (protuberanţe); deoarece vârfurile acestor denivelări se află încontact cu un lichid subrăcit mai puternic, se va produce solidificarea rapidă a acestuia,denivelările se acentuează şi pe interfeţele dintre germeni şi lichid se dezvoltă ramuricristaline foarte lungi, numite axe dendritice principale; - printr-un mecanism identic celui descris mai sus, pe interfeţele dintre axeledendritice principale şi lichid se dezvoltă (pe direcţii normale la axele principale) axedendritice secundare şi terţiare şi astfel rezultă cristalele dendritice cu configuraţiaschematizată în figura 1.14.

Ca urmare a particularităţilor proceselor care se produc lacristalizarea primară, procese a căror succesiune în timp este sugestiv şi sinteticilustrată în figura 1.15, metalele au în stare solidă o structură alcătuită dintr-unnumăr mare de cristale sau grăunţi cristalini, numită structură policristalină.

1.5. Imperfecţiunile structurilor cristaline

Din descrierile anterioare rezultă că metalele prezintă în stare solidă ostructură policristalină, alcătuită dintr-un număr mare de cristale ideale (cristalecaracterizate printr-un aranjament spaţial perfect ordonat al atomilor şi prinexistenţa câte unui atom în fiecare nod al reţelei spaţiale). Metalele reale, obţinuteprin diverse procedee tehnologice industriale, prezintă în stare solidă o structurăcristalină cu multiple imperfecţiuni (defecte).

Imperfecţiunile structurilor cristalinepot fi clasificate în trei categorii:imperfecţiuni punctiforme; imperfecţiuniliniare; imperfecţiuni de suprafaţă.

1.5.1. Imperfecţiuni punctiforme alestructurilor cristaline

Imperfecţiunile punctiforme alestructurilor cristaline sunt: a) vacanţele(noduri libere, neocupate de atomi);b) atomii interstiţiali (atomi străini sauatomi proprii corpului cristalin amplasaţiîn interstiţiile structurii); c) atomii de

Fig. 1.16. Imperfecţiunile punctiformeale structurilor cristaline


26

substituţie ( atomi străini amplasaţi în nodurile structurii cristaline). Aşa cumrezultă din figura 1.16, în structurile cristaline prezentând imperfecţiunipunctiforme se produc perturbaţii (distorsiuni) ale configuraţiei structurii, careafectează numai atomii din vecinătatea defectului.

1.5.2. Imperfecţiuni liniare ale structurilor cristaline

Imperfecţiunile liniare ale structurilor cristaline sunt denumite dislocaţii.Principalele tipuri de dislocaţii sunt prezentate în continuare.

a) Dislocaţia marginală (numită şi dislocaţie tip pană sau dislocaţie tipTaylor) reprezintă o linie de atomi care limitează în interiorul unui cristal unplan atomic incomplet, aşa cum se observă în figura 1.17; dislocaţiile marginale senotează T sau ⊥⊥⊥⊥ .

b) Dislocaţia elicoidală (numită şi dislocaţie tip şurub saudislocaţie tip Bürgers) reprezintă o linie de atomi care mărgineşte îninteriorul unui cristal un semiplan în lungul căruia cele două zone adiacenteale cristalului au suferit o alunecare reciprocă (v. figura 1.18); dislocaţiileelicoidale se notează cu S sau .

Fig. 1.17. Dislocaţie marginală (tip Taylor) Fig. 1.18. Dislocaţie elicoidală (tip Bürgers)

c) Dislocaţia mixtă reprezintă o combinaţie de fragmente dedislocaţii marginale şi elicoidale.

Dislocaţiile marginale şi elicoidale reprezintă modele teoretice(ipotetice) pentru imperfecţiunile liniare ale structurilor cristaline, în timp cedislocaţiile mixte sunt defectele liniare reale existente în astfel de structuri.


27

Dislocaţiile mixte au conturul ondulat, de forma unor linii frânte deschise sauînchise (bucle de dislocaţie); în cristalele reale, buclele de dislocaţieformează reţele spaţiale de dislocaţii, desimea dislocaţiilor (densitatea dedislocaţii) care compun aceste reţele fiind foarte mare (de exemplu,densitatea de dislocaţii în cristalele metalice reale, exprimată prin lungimeatotală a dislocaţiilor conţinute într-o unitate de volum de cristal, este10…104 km/mm3).

Pentru caracterizarea dislocaţiilor şi definirea efectelor prezenţeiacestor defecte în structurile cristaline se folosesc două concepte: a) circuitBürgers; b) vector Bürgers.

a) Circuitul Bürgers este un circuit închis, realizat prin deplasăriinteratomice succesive într-un plan atomic al unei structuri cristaline ideale(fără defecte); un exemplu de circuit Bürgers construit într-un plan atomic alunei structuri cristaline cubice, este prezentat în figura 1.19 a.

b) Vectorul Bürgers al unei dislocaţii )b( este vectorul careînchide un circuit Bürgers reprodus în structura cristalină reală, în jurulunei dislocaţii. De exemplu, reproducând circuitul Bürgers construit înfigura 1.19 a în jurul dislocaţiei existente în structura cristalină schiţată înfigura 1.17, rezultă (aşa cum se poate observa în figura 1.19 b) că vectorulBürgers al dislocaţiei marginale este perpendicular pe dislocaţie, iarreproducând circuitul Bürgers reprezentat în figura 1.19 a în juruldislocaţiei existente în structura cristalină schiţată în figura 1.18, rezultă căvectorul Bürgers al dislocaţiei elicoidale este paralel cu dislocaţia.

Fig. 1.19. Circuitul Bürgers şi vectorul Bürgers: a - într-un cristal perfect; b - în jurul unei dislocaţii marginale

Dislocaţiile au următoarele proprietăţi:a) Dislocaţiile posedă energie. Prezenţa dislocaţiilor într-o

structură cristalină presupune existenţa unor perturbaţii locale alearanjamentului atomic (în jurul dislocaţiilor atomii sunt distribuiţi la


28

distanţe interatomice diferite de distanţa interatomică de echilibrucorespunzătoare structurii ideale) şi, ca urmare, determină atingerea unuinivel al energiei libere superior nivelului energetic al structurii ideale;diferenţa dintre energia liberă a unei structurii cristaline reale (cu dislocaţii)şi energia liberă pe care ar prezenta-o structura în absenţa dislocaţiilor seconsideră a fi energia proprie a dislocaţiilor. În teoria dislocaţiilor sedemonstrează că:

- energia unei dislocaţii este egală cu energia necesară formăriiacesteia în structura cristalină (energia necesară efectuării deplasărilor deatomi necesare creării dislocaţiei);

- energia corespunzătoare unei dislocaţii este direct proporţionalăcu pătratul intensităţii (pătratul modulului) vectorului său Bürgers.

b) Dislocaţiile sunt mobile. Dislocaţiile existente într-o structurăcristalină se pot deplasa prin alunecare şi prin căţărare.

Deplasarea prin alunecare a dislocaţiilor se realizează înstructurile cristaline supuse acţiunii unor tensiuni mecanice, mecanismuldeplasării dislocaţiilor fiind cel sugerat de figura 1.20.

Deplasarea prin căţărare a dislocaţiilor (posibilă numai în cazuldislocaţiilor marginale) se realizează prin mecanismul de schimb de locuriîntre atomi şi vacanţe ilustrat în figura 1.21; acest mecanism are condiţiibune de funcţionare în structurile cristaline la care s-a asigurat omobilitate ridicată a atomilor prin creşterea temperaturii.

Fig. 1.20. Deplasarea prin alunecare adislocaţiilor

Fig. 1.21. Deplasarea prin căţărarare adislocaţiilor

c) Dislocaţiile interacţionează. Dislocaţiile existente într-o structurăcristalină interacţionează astfel (fig.1.22):

* dislocaţiile de acelaşi semn se resping (T + T; ⊥ + ⊥; S + S; + ⇒respingere), deoarece asocierea lor poate conduce la sporirea distorsiunilorstructurii cristaline şi la creşterea energiei libere a structurii;

* dislocaţiile de semne contrare se atrag ( T + ⊥; ⊥ + T; S + ; + S;⇒ atracţie), deoarece asocierea lor poate determina refacerea aranjamentuluiatomic propriu structurii cristaline ideale şi reducerea energiei libere a structurii.


29

d) Dislocaţiile pot fiblocate. Deplasarea dislocaţiilorpoate fi blocată de întâlnirea unorobstacole sau bariere (altedislocaţii, vacanţe etc.); depăşireabarierelor şi continuarea mişcăriidislocaţiilor presupune un aportenergetic suplimentar (ce poate fi

furnizat din exterior, sub formă de lucru mecanic sau căldură).e) Dislocaţiile se pot multiplica. În structurile cristaline supuse

deformării prin acţiunea unor solicitări mecanice, anumite dislocaţii(fragmentele de dislocaţii având capetele blocate de obstacole, numite sursede dislocaţii sau surse Frank-Read) au capacitatea de a genera noidislocaţii.

1.5.3. Imperfecţiuni de suprafaţă ale structurilor cristaline

Imperfecţiunile de suprafaţă ale structurilor cristaline sunt: a) limitelede cristale (limitele de grăunţi cristalini); b) limitele de subcristale(limitele de subgrăunţi); c) limitele de macle.

Fig. 1.23. Imperfecţiuni de tiplimită de cristal Fig. 1.24. Imperfecţiuni de tip limită de maclă

a) Aşa cum s-a arătat anterior, metalele prezintă în stare solidă o structurăpolicristalină, alcătuită dintr-un număr mare de cristale (grăunţi cristalini).Deoarece cristalele aflate în poziţii vecine în structură au orientări diferite ale

Fig. 1.22. Interacţiunea dislocaţiilor


30

planelor şi direcţiilor cristalografice, zonele de trecere de la un cristal la altul(limitele de cristale) prezintă abateri importante de la aranjamentul atomicpropriu unei structuri cristaline ideale şi sunt considerate imperfecţiuni (fig.1.23);întrucât unghiurile care marchează diferenţele de orientare ale structurilorcristaline proprii grăunţilor vecini au măsuri mari ( în general, peste 20o), limitelede cristale sunt denumite şi limite la unghiuri mari.

b) În interiorul cristalelor care alcătuiesc structura metalelor pot existamici porţiuni (numite subcristale, subgrăunţi sau blocuri cristaline) cuorientarea structurii cristaline diferită de cea corespunzătoare zonelor vecine.Zonele de trecere de la un subcristal la altul (limitele de subcristale) prezintăabateri de la aranjamentul atomic propriu unei structuri cristaline ideale şi suntconsiderate imperfecţiuni; deoarece unghiurile care marchează diferenţele deorientare ale structurilor cristaline corespunzătoare subcristalelor vecine au măsurimici (de obicei, sub 1o), limitele de subcristale sunt denumite şi limite launghiuri mici.

c) Aşa cum se poate observa în figura 1.24, macla reprezintă o porţiunedintr-un cristal reorientată în raport cu un plan de simetrie, numit plan demaclare. Zonele de trecere de la macle la cristalele în care se găsesc (limitele demacle) prezintă abateri de la aranjamentul atomic propriu unei structuri cristalineideale şi sunt considerate imperfecţiuni.

Imperfecţiunile de suprafaţă proprii structurilor policristaline ale metalelorse caracterizează prin niveluri ridicate ale energiei libere şi pot constitui zone deiniţiere a unor transformări structurale (zone în care este disponibilă energia deactivare necesară declanşării unor transformări de stare).

1.6. Alotropia (polimorfismul) metalelor

Alotropia sau polimorfismul este proprietatea unor metale de a-şischimba, în funcţie de temperatură, tipul structurii cristaline. Tipurile destructură cristalină proprii unui metal se numesc forme alotropice saumodificaţii, iar procesele de trecere a unui metal de la o modificaţie la alta suntdenumite transformări alotropice; formele alotropice ale unui metal se noteazăataşând, sub formă de indice, litere greceşti la simbolul chimic al metalului (deexemplu, modificaţiile fierului se notează Feα , Feγ , iar cele corespunzătoaretitanului - Tiα , Tiβ). Formele alotropice corespunzătoare unui metal, având tipuride structură cristalină diferite, au şi proprietăţi fizico-chimice diferite, fapt ceprezintă o importanţă practică deosebită.

Transformările alotropice au următoarele particularităţi privindjustificarea termodinamică şi mecanismele desfăşurării:


31

a) producerea transformărilor alotropice se justifică prin tendinţametalelor (aflate în stare solidă) de a realiza, în funcţie de temperatură,structura cristalină caracterizată prin cel mai mic nivel al energiei libere (stareacristalină de echilibru termodinamic);

b) orice transformare alotropică a unui metal se realizează la otemperatură constantă, numită punct critic de transformare în stare solidă Tc,fiind însoţită de o degajare de căldură, dacă transformarea se realizează încursul răcirii metalului, sau de o absorbţie de căldură, dacă transformarea areloc în cursul încălzirii metalului;

c) transformările alotropice ale metalelor se realizează după mecanismesimilare celor prezentate în cazul cristalizării primare, adică încep prinformarea germenilor cristalini ai modificaţiei noi şi continuă prin creştereagermenilor (cu dimensiuni mai mari decât o dimensiune critică) şi formarea decristale ale modificaţiei noi; deoarece în cazul transformărilor alotropice atâtmodificaţia care se transformă, cât şi modificaţia care se formează sunt solide,procesele de transformare structurală care presupun desfăşurarea uneitransformări alotropice sunt denumite cristalizare secundară sau recristalizareîn stare solidă.

Fig. 1.25. Domeniile de stabilitate ale formeloralotropice ale fierului Fig. 1.26. Curba de răcire a fierului

Pentru mai buna înţelegere a noţiunilor şi aspectelor anterior prezentate, seconsideră (ca exemplu) cazul fierului, care posedă (în stare solidă) două modificaţii: Feα,cu structură cristalină CVC şi Feγ, cu structură cristalină CFC. Analizând figura 1.25, careredă curbele de variaţie (monoton descrescătoare) în funcţie de temperatură ale energiilorlibere corespunzătoare fierului lichid [FL = f(T)] şi celor două forme alotropice propriistării solide a fierului, Feα [FFeα = g1(T)] şi Feγ [FFeγ = g2(T)], rezultă:

* punctele critice de transformare în stare solidă ale fierului sunt Tc1 = 1183 K


32

(tc1 = 910 oC) şi Tc2 = 1665 K (tc2 = 1392 oC), iar temperatura de solidificare a acestuimetal este Ts = 1811 K (ts = 1538 oC);

* domeniile temperaturilor de stabilitate ale celor două modificaţii alefierului sunt:

- Feα este stabil sub temperatura tc1 = 910 oC şi în intervalul detemperaturi (tc2 = 1392 oC; ts = 1538 oC); Feα (cu structură cristalină CVC) stabilîn intervalul (tc2 = 1392 oC; ts = 1538 oC) este notat Feδ;

- Feγ este stabil în intervalul (tc1 = 910 oC; tc2 = 1392 oC);Datorită producerii transformărilor alotropice, curba de răcire din stare lichidă a

fierului prezintă, aşa cum se poate vedea în figura 1.26, pe lângă palierul corespunzătorcristalizării primare (la T ≅ Ts), încă două paliere: unul corespunzător desfăşurăriitransformării alotropice Feα ≡ Feδ ⇒ Feγ , la T ≅ Tc2 şi altul determinat de producereatransformării Feγ ⇒ Feα, la T ≅ Tc1.

1.7. Difuzia în structurile cristaline ale metalelor

Difuzia este fenomenul de deplasare a unor atomi într-o structurăcristalină pe distanţe mai mari decât distanţa interatomică medie caracteristicăstructurii. Difuzia atomilor elementului (metalului) de bază al structurii cristalineeste denumită autodifuzie, în timp ce difuzia unor atomi care nu aparţinelementului (metalului) de bază poartă numele de eterodifuzie.

Procesele de difuzie în structurile cristaline se realizează prinmecanismele ilustrate în figura 1.27: a) mecanismul bazat pe schimbul simplude locuri între atomi; b) mecanismul bazat pe schimbul ciclic de locuri întreatomi; c) mecanismul bazat pe schimbul de locuri între atomi şi vacanţe;d) mecanismul bazat pe deplasarea interstiţială a atomilor care difuzează.

Rezultatul desfăşurării procesului de difuzie într-o structură cristalinăpoate fi caracterizat la scară macroscopică cu ajutorul legii lui Fick. Legea luiFick are următorul enunţ: fluxul de difuzie m (masa de substanţă transportatăprin difuzie în unitatea de timp) printr-o suprafaţă unitară a unei structuricristaline este direct proporţional cu gradientul (diferenţa) de concentraţie al (a)elementului care difuzează, măsurat (măsurată) pe direcţia normală la suprafaţa

unitară dxdc (concentraţia fiind exprimată prin masa de element pe unitatea de

volum din structura în care se produce difuzia)Relaţia analitică corespunzătoare legii lui Fick este:

dxdcDm −= , (1.14)


33

constanta de proporţionalitate D, numită coeficient de difuzie, având expresia:

RTEa

eDD−

= 0 (1.15) în care, Ea este energia de activare a procesului de difuzie, T - temperaturastructurii cristaline, R - constanta gazelor perfecte, iar D0 - o constantă caredepinde de tipul structurii cristaline în care se realizează procesul.

Fig.1.27. Mecanismele difuziei în structurile cristaline ale materialelor metalice

Pe baza datelor prezentate în legătură cu legea lui Fick se ajunge laconcluzia că factorii principali care influenţează desfăşurarea şi rezultateleunui proces de difuzie sunt: gradientul de concentraţie al elementului caredifuzează, temperatura la care are loc difuzia şi durata procesului.

Analizând posibilităţile desfăşurării proceselor de difuzie în funcţiede caracteristicile structurale ale corpurilor metalice, rezultă următoareleaspecte:

* în metalele monocristaline perfecte (ideale) difuzia poate avea locnumai prin interiorul structurii cristaline sau pe suprafeţele cristalului;

* în metalele monocristaline reale (cu imperfecţiuni ale structuriicristaline) există aceleaşi posibilităţi de difuzie ca şi la monocristaleleperfecte, dar coeficienţii de difuzie sunt mai mari datorită prezenţeidefectelor de tip punctiform (vacanţe) sau liniar (dislocaţii), caremicşorează compactitatea structurii şi diminuează astfel energiile deactivare necesare realizării salturilor difuzive;

* în metalele cu structură policristalină reală se menţin posibilităţilede difuzie proprii monocristalelor reale şi există în plus posibilitateadifuziei prin limitele cristalelor; datorită numărului mare de posibilităţi dedesfăşurare şi existenţei imperfecţiunilor, procesele de difuzie în corpurilemetalice policristaline sunt mai intense şi se produc mai uşor decât încorpurile monocristaline.

Cunoaşterea principiilor şi legităţilor care guvernează desfăşurareafenomenului de difuzie este deosebit de importantă, deoarece foarte multe dinprocesele de transformare structurală pe care le suferă materialele metalice încursul elaborării, prelucrării sau utilizării lor în diverse aplicaţii se desfăşoară prinmecanisme în care acest fenomen joacă un rol esenţial.


34

Cuvinte cheiealotropie (polimorfism), 30axe dendritice, 25căldură latentă de solidificare, 24celula elementară, 6circuit /vector Bürgers, 27coeficient de compactitate, 12coeficient de difuzie, 33cristaml dendritic, 24cristalizare primară, 19cristalizare secundară(recristalizare), 31curbă de răcire, 20densitate de dislocaţii, 27deplasare dislocaţii, 28difuzie, 32direcţie cristalografică, 14energie de activare, 18, 23, 33fluctuaţie de energie, 20germen cristalin, 21germinare, omogenă, eterogenă, 20grăunte cristalin, 25imperfecţiuni de structură cristalină, 25imperfecţiuni de suprafaţă, 29

imperfecţiuni liniare/dislocaţii, 26imperfecţiuni punctiforme, 25indici Miller/Miller/Bravais, 15legătură metalică, 5legea lui Fick, 32mecanismele difuziei, 32metal, 5nor electronic, 5număr de coordinaţie, 11orbital atomic, 5paramteri de stare, 17parametrii reţelei spaţiale, 6plan cristalografic, 15reţea spaţială, 6reţele Bravais, 10stări de echilibru, 18structura atomică a metalelor, 5structură cristalină, 6structură policristalină, 25subrăcire pentru solidificare, 19surse de dislocţii, 29temperatură de solidificare, 19transformări alotropice, 30

Bibliografie

1. Aczel O., Bozan C., Dislocaţiile si frecarea internă la metale, Editura Facla,Timişoara, 1974

2. Colan H. s.a., Studiul metalelor, Editura Didactică şi Pedagogică, Bucuresti,1983

3. Licea I., Fizica metalelor, Editura Stiinţifică şi Enciclopedică, Bucuresti 19864. Saban R. s.a., Studiul si ingineria materialelor, Editura Didactică şi

Pedagogică, Bucuresti, 19955. Shackelford J., Introduction to Materials Science for Engineers, Macmillan

Publishing Company, New York, 19886. Ursache M. , Chirică D., Proprietăţile metalelor, Editura Didactică şi

Pedagogică, Bucuresti, 19827. Van Vlack L. H., Elements of Materials Science and Engineering, Sixt

Edition, Addison-Wesley Reading, Massachusetts, 1989


35

Teste de autoevaluare

T.1.1. În mod obişnuit, metalele prezintă în stare solidă: a) o structurăamorfă; b) o structură policristalină (cu un număr mare de cristale); c) o structurămonocristalină (alcătuită dintr-un singur cristal)?

T.1.2. Cea mai mică parte a unei reţele spaţiale (structuri cristaline), care,prin translaţii succesive după trei direcţii necoplanare, poate reproduce întreagareţea (structură) este denumită: a) dislocaţie; b) vacanţă; c) celulă elementară;d) volum elementar?

T.1.3. Care din următoarele tipuri de reţele Bravais sunt caracteristicemajorităţii metalelor utilizate în tehnică: a) cubică simplă; b) cubică cu volumcentrat; c) cubică cu feţe centrate; d) tetragonală cu volum centrat?

T.1.4. Starea de echilibru a unui sistem termodinamic neizolat de mediulexterior este: a) starea cu energia internă minimă; b) starea cu entropia maximă;c) starea cu energia liberă minimă; d) starea cu energia liberă maximă?

T.1.5. Energia liberă a unui sistem termodinamic are, în funcţie detemperatura sistemului, o variaţie: a) monoton descrescătoare; b) monotoncrescătoare; c) periodică?

T.1.6. Care din următoarele defecte aparţin categoriei imperfecţiunilorpunctiforme ale structurilor cristaline: a) atomii interstiţiali; b) limitele de macle;c) vacanţele; d) atomii de substituţie?

T.1.7. O linie de atomi care limitează în interiorul unui cristal un planatomic incomplet este denumită: a) dislocaţie mixtă; b) dislocaţie elicoidală;c) dislocaţie marginală; d) dislocaţie tip Taylor?

T.1.8. Care din următoarele concepte se utilizează pentru precizareaefectelor prezenţei dislocaţiilor în structurile cristaline ale metalelor: a) circuitulBürgers; b) entropia; c) vectorul Bürgers; d) energia de activare? Să se întocmeascăschiţele necesare aplicării acestor concepte în cazul unei dislocaţii marginaleexistente într-un plan (100) al unui cristal metalic cu structura de tip CVC.

T.1.9. Care din următoarele afirmaţii privind imperfecţiunile liniare alestructurilor cristaline ale metalelor sunt adevărate: a) dislocaţiile sunt imobile;b) vectorul Bürgers al dislocaţiilor marginale este perpendicular pe dislocaţie;c) dislocaţiile de semne contrare se resping; d) dislocaţiile se pot deplasanumai prin căţărare; e) dislocaţiile se pot deplasa prin alunecare şi princăţărare?

T.1.10. Care din următoarele afirmaţii privind imperfecţiunilestructurilor cristaline ale metalelor sunt adevărate: a) defectele de suprafaţă suntlimitele de cristale, limitele de subcristale şi limitele de macle; b) principaleledefecte de suprafaţă sunt dislocaţiile; c) limitele de cristale sunt denumite şi


36

limite la unghiuri mari; d) în zonele defectelor de suprafaţă nivelul energie libereeste mai mic decât în interiorul cristalelor?

T.1.11. Desfăşurarea stabilă a procesului de cristalizare primară a unui metal cutemperatura (teoretică) de solidificare Ts, este asigurată atunci când metalul se află la otemperatură Tr care îndeplineşte condiţia: a) Tr < Ts; b) Tr = Ts; c) Tr ≤ Ts; d) Tr > Ts?

T.1.12. Care din următoarele afirmaţii privind cristalizarea primară ametalelor sunt adevărate; a) dacă subrăcirea la solidificare se măreşte, dimensiuneacritică a germenilor cristalini creşte; b) dacă subrăcirea se măreşte, cristalizareaprimară se realizează mai rapid; c) dimensiunea critică a germenilor de cristalizarenu depinde de mărimea subrăcirii; d) în timpul cristalizării primare se degajăcăldură; e) în timpul cristalizării primare se absoarbe căldură; f) dacă subrăcirea semăreşte, creşte numărul germenilor cristalini cu dimensiunea mai mare decâtdimensiunea critică.

T.1.13. Cristalizarea primară la subrăciri mari determină: a) micşorareadimensiunii critice a germenilor de cristalizare; b) creşterea energiei de activare aprocesului de solidificare; c) micşorarea energiei de activare a procesului desolidificare; d) creşterea numărului de germeni de cristalizare; e) obţinerea uneistructuri cristaline fine ?

T.1.14. Desenaţi curba de răcire din stare lichidă a unui metal şi precizaţicum se modifică durata cristalizării primare (lungimea palierului curbei de răcire)în funcţie de mărimea subrăcirii la solidificare.

T.1.15. Viteza de cristalizare a unui metal: a) este maximă la începutulsolidificării metalului; b) este constantă în tot timpul solidificării metalului; c) estemaximă la sfârşitul solidificării metalului; d) prezintă un maxim pe parcursultimpului de solidificare ?

T.1.16. Prezentaţi condiţiile şi mecanismul formării cristalelor dendritice lacristalizarea primară a unui metal.

T.1.17. Proprietatea unor metale de a-şi schimba, în funcţie de temperatură,tipul structurii cristaline este denumită: a) mimetism; b) polimorfism; c) alotropie;d) anizotropie?

T.1.18. Prezentaţi principalele particularităţi ale desfăşurării transformăriloralotropice la metale.

T.1.19. Care din următoarele afirmaţii privind difuzia în metale suntadevărate: a) difuzia se poate realiza numai prin mecanismul deplasării interstiţialea atomilor care difuzează; b) mărimea fluxului de difuzie depinde numai detemperatura la care are loc procesul şi de aria suprafeţei prin care se face difuzia;c) factorii principali care influenţează desfăşurarea unui proces de difuzie sunt:gradientul concentraţiei elementului care difuzează, temperatura la care are locdifuzia şi durata procesului; d) procesele de difuzie în piesele metalicepolicristaline sunt mai intense decât în piesele metalice monocristaline.


37

Aplicaţii

A.1.1. Folosind difractometria cu raze X s-a stabilit că cuprul are la ta ostructură cristalină de tip CFC, cu parametrul dimensional a1 = 0,361 nm. Să sedetermine raza atomică a cuprului.

RezolvareÎn scap. 1.2 s-a stabilit că în structurile cristaline de tip CFC atomii sunt

dispuşi ca nişte particule sferice tangente pe direcţiile corespunzătoarediagonalelor feţelor celulei elementare cubice (direcţiile aparţinând familiei

<1,1,0>) şi există relaţia atra 22

21 = . În consecinţă, 4

21aatr = şi, cu datele

problemei, se obţine 128,04

236,0 ==atr nm, valoare ce corespunde exact razei

atomice indicate pentru cupru în tabloul periodic al elementelor (v. tabelul 1.1).Observaţie.În conformitate cu modelul structurii atomice a metalelor (descris în

scap.1.1), era de aşteptat ca rat să corespundă razei ionice a cuprului (tabelul1.2), deoarece în nodurile structurii cristaline se află amplasaţi ioni pozitivi(atomi de cupru care au colectivizat electronii de valenţă în norul electronic).Faptul constatat cu ocazia rezolvării acestei aplicaţii corespunde însăurmătoarei legităţi stabilite exeperimental: “în cristalele metalicedimensiunea ionilor este identică cu dimensiunea atomului liber, deoareceexistenţa legăturii metalice face ca în aceste cristale fiecare atom să rămânăînconjurat (în medie) de acelaşi număr de electroni ca şi atomul liber”. Dacăse examinează însă structurile cristaline ale sărurilor metalelor, în carelegăturile interatomice sunt de tip ionic sau covalent, razele ionilor metalelorsunt mai mici decât cele corespunzătoare atomului liber, aşa cum se poateobserva comparând datele din tabelul 1.1 şi tabelul 1.2.

A.1.2. Folosind difractometria cu raze X s-a stabilit că molibdenul are la tao structură cristalină de tip CFC, cu parametrul dimensional a1 = 0,315 nm. Să sedetermine raza atomică a molibdenului.

Răspuns: rat = 0,136 nmA.1.3. Folosind difractometria cu raze X s-a stabilit că zincul are la ta o

structură cristalină de tip HC, cu parametrii dimensionali a1 = a2 = 0,266 nm şi a3= 0,495 nm. Să se verifice dacă este îndeplinită condiţia de compactitate C = 12 şisă se determine raza atomică a zincului.

RezolvareÎn scap.1.2 s-a stabilit că, în cazul structurilor tip HC numărul de


38

coordinaţie este C = 12, dacă se respectă condiţia 38

13 =

aa ≅ 1,633. Ţinând seama

de datele problemei, rezultă în cazul structurii hexagonale a zincului26604950

13

,,

aa = =

1,86 > 1,633. În baza acestui rezultat se poate aprecia că atomii din structuracristalină a zincului au forma unor elipsoizi de rotaţie, care, în planul bazei celulei

elementare, au semiaxa 22560

21 ,a

atr == = 0,133 nm (egală cu raza indicată în

tabelul 1.2 pentru atomul liber de zinc), iar în direcţia normală la planul bazei, au

semiaxa 3

26604

495021

3421 222

123 ,,aa

atr ++ == = 0,146 nm.

A.1.4. Să se schiţeze celula elementară corespunzătoare structurii cristaline(reţelei spaţiale) de tip CFC a aurului, să se stabilească numărul de coordinaţie alacestei structuri şi să se precizeze coordonatele adimensionale ale nodurilor încare se găsesc atomii amplasaţi simetric faţă de un atom situat în unul dinvârfurile celulei elementare.

Răspuns: Celula elementară are configuraţia prezentată în figura 1.5,numărul de coordinaţie este C = 12 (fiecare atom este înconjurat simetric de

12 atomi situaţi la distanţa2

210

ar = ) şi, dacă se consideră atomul situat în

nodul B1(cu coordonatele adimensionale 1,1,1), nodurile în care se aflăamplasaţi cei 12 atomi ce-l înconjoară simetric au coordonatele

adimensionale: ;1,21

,21 1,

21

,23 ; 1,

23

,21 ; 1,

23

,23 ;

21

21 ,1, ;

21

,21,1 ;

21

,23,1 ;

21

23 ,1, ;

23

21 ,1, ;

23

,21,1 ;

23,

23,

23 ;

23

23 ,1, .

A.1.5. Să se schiţeze celula elementară corespunzătoare structurii cristaline(reţelei spaţiale) de tip CVC a wolframului, să se stabilească numărul decoordinaţie al acestei structuri şi să se precizeze coordonatele adimensionale alenodurilor în care se găsesc atomii amplasaţi simetric faţă de un atom situat în unuldin vârfurile celulei elementare.

Răspuns: Celula elementară are configuraţia prezentată în figura 1.3 a,numărul de coordinaţie este C = 8 (fiecare atom este înconjurat simetric de 8

atomi situaţi la distanţa 2

310

ar = ), iar nodurile în care se află amplasaţi cei 8

atomi care înconjoară simetric atomul situat în nodul 1,1,1 au coordonateleadimensionale:

21,

21,

21 ;

21,

23,

21 ;

21,

21,

23 ;

21,

23,

23 ;

23,

21,

21 ;

23,

23,

21 ;

23,

21,

23 ;

23,

23,

23 .

A.1.6. Să se stabilească densitatea fierului alfa, ştiind că are structură cristalină


39

de tip CVC, cu parametrul dimensional a = 0,287 nm şi masa atomică ma = 55,85.RezolvarePe baza celor prezentate în scap.1.2, rezultă că numărul de atomi proprii

unei celule elementare din structura cristalină de tip CVC a Feα este N = 2, iarvolumul unei celule elementare aparţinând acestei structuri este Vc = a3

=0,2873⋅10-27 = 2,36⋅10-29 m3. Tinând seama că masa atomică a unui elementreprezintă masa (în g) a unui număr de atomi egal cu numărul lui AvogadroNA = 6,022⋅1023, rezultă că masa unui atom de fier este

2623

3102749

100226108555 −⋅===⋅

⋅ ,m,

,Nm

A

aat kg. În aceste circumstanţe, densitatea Feα

se calculează cu relaţia 785929

26

103621027492 ===ρ −

−

⋅

⋅⋅⋅

,,

VmN

c

atFe kg/m3.

Observaţie.Valoarea (teoretică) determinată pentru densitatea fierului diferă puţin de

valoarea experimentală indicată în tabelul 1.2; principala explicaţie a acesteidiferenţe o constituie faptul că eşantioanele de fier pe cere se fac determinărileexperimentale de densitate au structură policristalină şi conţin toate tipurile deimperfecţiuni prezentate în scap. 1.5.

A.1.7. Să se stabilească densitatea cuprului, ştiind că are structură cristalină detip CFC, cu parametrul dimensional a = 0,361 nm şi masa atomică ma = 63,55.

Răspuns: ρCu = 8972 kg/m3

A.1.8. Să se traseze direcţiile [111], [101], [112] într-o structură cristalină cubică.Răspuns: Considerând celula elementară cubică din figura 1.5, rezultă că

[111] corespunde direcţiei OB1, [101] corespunde direcţiei OA1, iar [112]corespunde direcţiei OM6.

A.1.9. Care din următoarele perechi de noduri descriu o direcţie [101]într-o structură cristalină (reţea spaţială) CFC: a) 0,1,0 şi 1,1,1; b) 1,0,1 şi 0,0,0;

c) 1,1,1 şi 1,1,0; d) 0,0,1 şi 1,1,1; e) 1,1,1 şi 21

21 ,1, ; f)

21

21 ,1, şi 0,1,0; g) 1,0,1 şi

21

21 ,0, ?

Răspuns: b); g)A1.10. Să se traseze direcţiile [111], [101] şi [1 1 1] într-o structură cristalină

de tip HC.Răspuns: Considerând celula elementară HC reprezentată în figura 1.6,

rezultă că [111] corespunde direcţiei OB1, [101] corespunde direcţiei OA1, iar[1 1 1] corespunde direcţiei CO1.

A.1.11. Să se stabilească densitatea atomică pe direcţiile [101] şi [111] dinstructura cristalină a fierului alfa.


40

RezolvareDensitatea atomică pe o direcţie [hkl] dintr-o structură cristalină se

defineşte cu relaţia [ ]r

ahkl l

n=ρ , na fiind numărul de atomi care se află într-un

segment cu lungimea lr de pe direcţia [hkl]. Deoarece Feα are structură cristalină CVC, cu a = 0,287 nm (v. tabelul

1.2), iar direcţia [101] corespunde diagonalei unei feţe a celulei elementare CVC,se poate lua 2alr = (lungimea diagonalei unei feţe a celulei elementare) şi

rezultă na = 21 +

21 = 1 şi [ ]

66101 10462

10228701 ⋅==ρ −⋅⋅

,,

atomi/mm.

În mod similar, deoarece direcţia [111] corespunde unei diagonale acelulei elementare CVC, se poate lua 3alr = (lungimea diagonalei celulei

cubice) şi rezultă na = 21 +1+

21 = 2 şi [ ]

66111 10024

10328701 ⋅==ρ −⋅⋅

,,

atomi/mm.

A.1.12. Să se stabilească densitatea atomică pe direcţiile [101]; [111]şi [112] din structura cristalină a cuprului.

Răspuns: Deoarece cuprul are structură cristalină de tip CFC, cua = 0,361 nm, rezultă: ρ[101] = 3,92⋅106 atomi/mm; ρ[111] = 1,60⋅106 atomi/mmşi ρ[112] = 2,26⋅106 atomi/mm;

A.1.13. Să se stabilească densitatea atomică pe direcţiile [101], [111]şi [102] din structura cristalină a cromului.

Răspuns: Deoarece cromul are structură cristalină de tip CVC, cua = 0,288 nm, rezultă: ρ[101] = 2,46⋅106 atomi/mm; ρ[111] = 4,01⋅106 atomi/mmşi ρ[102] = 1,55⋅106 atomi/mm;

A.1.14. Să se precizeze familia de direcţii cu densitatea atomicămaximă corespunzătoare metalelor cu structură cristalină CVC.

Răspuns: direcţiile aparţinând familiei <111>A.1.15. Să se precizeze familia de direcţii cu densitatea atomică

maximă corespunzatoare metalelor cu structură cristalină CFC.Răspuns: direcţiile aparţinând familiei <110>A.1.16. Să se traseze planele (111), (101), (102) într-o structură

cristalină cubică.Răspuns: Considerând notaţiile din figura 1.5 rezultă că (111) corespunde

planului ACO1, (101) corespunde planului ABC1O1, iar (102) corespunde planuluiABM3.

A.1.17. Care din următoarele grupe de noduri pot descrie un plan (111)într-o structură cristalină (reţea spaţială) CFC: a) 1,0,0; 0,1,0 şi 0,0,1; b) 1/2,0,1/2; 1/2,1/2,0 şi 0, 1/2,1/2; c) 0,0,0; 0,0,1 şi 1,1,1; d) 1,0,0; 0,1,0 şi 1,1,1?

Răspuns: a); b)


41

A.1.18. Să se traseze planele )1211( şi )1101( într-o structură de tip HC.Răspuns: Considerând celula elementară HC reprezentată în figura 1.6,

rezultă că )1211( corespunde planului ACB1, iar )1101( corespunde planuluiBCO1A1.

A.1.19. Să se stabilească densitatea atomică a planelor (101) şi (100) dinstructura cristalină a fierului alfa şi densitatea atomică a planelor (101) şi (111)din structura cristalină a aurului.

RezolvareDensitatea atomică a unui plan (hkl) dintr-o structură cristalină se defineşte

cu relaţia ( )r

ahkl S

n=ρ , na fiind numărul de atomi care se află pe o suprafaţă de

referinţă cu aria Sr din planul (hkl).Deoarece Feα are structură cristalină CVC, cu a = 0,287 nm (v. tabelul 1.2),

iar (101) corespunde unui plan definit de două muchii opuse ale celulei

elementare CVC, se poate lua 22aSr = şi rezultă 24141 =+= ⋅an şi

( )13

122101 107211022870

1 ⋅==ρ −⋅⋅,

,atomi/mm2.

În mod similar, deoarece planul (100) corespunde unei feţe a celulei

elementare CVC, se poate lua 2aSr = şi rezultă 1441 =⋅=an şi

( )13

122100 10211102870

1 ⋅==ρ −⋅,

, atomi/mm2.

In mod similar se rezolvă problema determinării densităţii atomice aplanelor din structura cristalină a aurului. Deoarece aurul are structură cristalinăde tip CFC, cu a = 0,408 nm, rezultă: ρ(101) = 8,50⋅1012 atomi/mm2 şiρ(111) = 1,39⋅1013 atomi/mm2

A.1.20. Să se stabilească densităţile atomice ale planelor (0001) şi (0002)din structura cristalină a magneziului.

RezolvareConform datelor din tabelul 1.2. magneziul are structură cristalină de tip

HC, cu a1 = 0,321 nm. Densitatea atomică a unui plan (hkil) dintr-o structură

cristalină de tip HC se defineşte cu relaţia ( )r

ahkil S

n=ρ , na fiind numărul de atomi

care se află pe o suprafaţă de referinţă cu aria Sr din planul (hkil).Deoarece (0001) corespunde planului bazei celulei elementare HC, se

poate lua ][6432aSr = şi rezultă 361

31 =+= ⋅an şi


42

( )13

1220001 1012,1

1043321,0[6

3 ⋅==−⋅⋅

ρ atomi/mm2.

În mod similar, deoarece planul (0002) conţine atomii din interiorul celulei

hexagonale, se poate lua 432aSr = şi rezultă

21

613 =⋅=an şi

( )13

20002 1012,1

321,043

21

⋅=⋅

=ρ atomi/mm2. Planul (0002), având aceiaşi

densitate atomică cu planul bazal al celulei HC, are, ca şi planul (0001), unaranjament compact al atomilor.

A.1.21. Să se precizeze familia de plane cu densitatea atomică maximăcorespunzatoare metalelor cu structură cristalină CVC.

Răspuns: planele aparţinând familiei 110, numite plane dodecaedriceA.1.22. Să se precizeze familia de plane cu densitatea atomică maximă

corespunzătoare metalelor cu structură cristalină CFC.Răspuns: planele aparţinând familiei 111, numite plane octaedriceA.1.23. Care din următoarele plane dintr-o structură cristalină (reţea

spaţială) cubică au ca normală direcţia [110]: a) (111); b) (110); c) (222); d) (220);e) (101); f) (201) ?

Răspuns: b); d)A.1.24. Să se traseze planele (11 2 0) şi (10 1 0) într-o structură cristalină

(reţea spaţială) HC.Răspuns: Considerând celula elementară a structurii cristaline de tip HC din

figura 1.6 rezultă că (11 2 0) corespunde planului ACC1A1, iar (10 1 0) corespundeplanului ABB1A1.

A.1.25. Să se traseze direcţiile [10 1 0], [11 2 0] într-o structură cristalină(reţea spaţială) HC.

Răspuns: Direcţia [10 1 0] este normală la planul (10 1 0), iar direcţia [11 2 0]este normală la planul (11 2 0).

A.1.26. Considerând structura cristalină de tip CFC schematizată în figura1.5, să se stabilească: a) indicii corespunzători direcţiilor BB1, BC1 şi AC; b) indiciicorespunzători planelor ACM4; M1M2M3 şi CC1M6M5.

Răspuns: a) Direcţia BB1 are indicii [001], direcţia BC1 are indicii [ 1 01], iardirecţia AC are indicii [ 1 10]; b) Planul ACM4 ≡ ACO1 are indicii (111), planulM1M2M3 are indicii (002), iar planul CC1M6M5 ≡ CC1A1A are indicii (110).

A.1.27. Să se calculeze valorile coeficientului de compactitate (împachetare)corespunzătoare structurilor cristaline ale argintului şi cromului.


43

Răspuns: Argintul are structură cristalină de tip CFC, cu 74,062 ≅⋅= πη ,

iar cromul are structură cristalină de tip CVC, cu 68083 ,≅⋅π=η .

A.1.28. Ştiind că plasticitatea metalelor creşte odată cu creştereacoeficientului de compactitate, numărului de coordinaţie şi numărului planelor cudensitate atomică maximă, să se compare magneziul şi aurul prin prismacaracteristicilor de plasticitate.

Răspuns: Magneziul are structura cristalină de tip HC, cu C =12 şiη ≅ 0,74, iar aurul are structura cristalină de tip CFC, cu aceleaşi valori alecaracteristicilor C şi η ca şi magneziul. Aurul are însă plasticitatea mult mai maredecât magneziul, deoarece familia de plane cu densitate atomică maximă astructurii CFC a aurului (familia 111) are un efectiv mult mai mare de planedecât numărul planelor cu densitate atomică maximă din structura HC amagneziului (planele (0001), corespunzătoare bazelor celulei elementare astructurii cristaline HC).

A.1.29. Să se stabilească dimensiunea critică a germenilor de cristalizareagk şi energia de activare a procesului de solidificare ∆Fgk, dacă la cristalizareaprimară a unui metal se produce germinarea omogenă, cu formarea (ipotetică) aunor germeni de formă sferică.

RezolvareConsiderând noţiunile prezentate şi notaţile făcute în scap. 1.4, rezultă

∆Fg = VgFgs, ∆Fσ = Agσ. Deoarece germenii au formă sferică, 6

3g

ga

Vπ

= şi 2gg dA π=

(ag având semnificaţia diametrului germenilor sferici). În aceste circumstanţe, variaţia totală a energiei libere a metalului la formarea

unui germen este dată de relaţia:

)( 23

6σπσσ g

gsggsgg aAFVFFF

Fa+−=+−=∆+∆−=∆ .

Rezolvând ecuaţia 0)('Δ =gaF 022

=+−⇒ σgsFag , rezultă

gsgk F

a σ= 4 , iar

σgkgkgk AaFF31)(ΔΔ == . Se observă că s-au obţinut aceleaşi rezultate ca în cazul

formării unor germeni cristalini de formă cubică, caz tratat în scap.1.4.A.1.30. Să se analizeze cum se modifică, în funcţie de mărimea subrăcirii ∆T,

dimensiunea critică, masa şi efectivul atomic corespunzătoare germenilor (de formăcubică) la cristalizarea primară a cuprului, ştiind că coeficientul de tensiune superficialăare valoarea σ = 1,3 N/m, iar căldura latentă de solidificare este qs = 1,75⋅109 J/m3.


44

RezolvareDin tabelul 1.1 şi tabelul 1.2 rezultă următoarele caracteristici ale cuprului:

masa atomică ma = 63,55; raza atomică rat = 0,128 nm; densitatea ρ = 8930 kg/m3,temperatura de solidificare (topire) ts = 1083 oC (Ts = 1356 K); structura cristalină de tipCFC, cu a = 0,361 nm.

Tabelul 1.3 Rezultatele aplicaţiei A.1.28

∆T, oC 20 50 100 150 200

agk, nm 93,0 37,2 18,6 12,4 9,3

ngk 6,84⋅107 4,38⋅106 5,47⋅105 1,62⋅105 6,84⋅104

mgk, g 7,22⋅10-15 4,62⋅10-16 5,77⋅10-17 1,71⋅10-17 7,22⋅10-18

Folosind dezvoltările din scap. 1.4, rezultă că dimensiunea critică a germenilor

de cristalizare (agk, în m) este dată de relaţia Tq

Ts

sgka

∆σ= 4 , efectivul atomic al unui

germen de dimensiune critică este dat de relaţia 3

=

aa gk

gk Nn , în care N reprezintă

numărul de atomi proprii unei celule elementare a structurii cristaline (pentrustructura de tip CFC a cuprului, N = 4), iar masa unui germen de cristalizare de

dimensiune critică se obţine cu relaţia A

agkgk N

mnm = , NA fiind numărul lui

Avogadro (NA = 6,022⋅1023). Utilizând datele şi relaţiile precizate anterior se obţinrezultatele din tabelul 1.3.

A.1.31. Titanul prezintă două stări alotropice: Tiα, cu structură cristalinăde tip HC, stabil la orice temperatură t < tc = 882 oC şi Tiβ, cu structură cristalinăde tip CVC, stabil în intervalul de temperaturi t ∈ (tc = 882 oC; ts = 1660 oC). Săse construiască diagrama cuprinzând curbele de variaţie în funcţie de temperaturăale energiilor libere corespunzătoare diverselor stări posibile ale titanului şi curbade răcire din stare lichidă a acestui metal.

RezolvareStările posibile ale titanului sunt: starea lichidă (TiL) şi cele două

modificaţii corespunzătoare stării solide (Tiα şi Tiβ). Considerând domeniul destabilitate al fiecăreia dintre aceste stări şi ţinând seama de faptul că energia liberăa oricărei stări este o funcţie monoton descrescătoare cu temperatura, se obţinediagrama din figura 1.28 a. Curba de răcire din stare lichidă a titanului va prezentadouă paliere (segmente izoterme): unul la t ≅ ts = 1660 oC şi unul la t ≅ tc = 882 oC,aşa cum se observă în figura 1.28 b.


45

a. b.Fig. 1.28 Variatia energiei libere si curba de răcire pentru titan

A.1.32. O placă de fier are una din suprafeţele sale în contact cu o sursă deatomi de carbon şi se produce difuzia carbonului pe direcţia normală la suprafaţaplăcii. Se cunoaşte că, pentru difuzia carbonului în Feα, Eaα = 79 kJ/mol şiD0α = 4,2⋅10-7 m2/s, iar pentru difuzia carbonului în Feγ , Eaγ = 113 kJ/mol şiD0γ = 1,0⋅10-6 m2/s, constanta gazelor perfecte având valoarea R = 8,314 J/mol⋅K.Să se analizeze cum se modifică fluxul de difuzie a carbonului în placa de fier, dacătemperatura plăcii creşte de la o valoare t1 la o valoare t2, considerând următoarelecazuri: a) t1 = 700 oC (T1 = 973 K) şi t2 = 780 oC (T2 = 1053 K); b) t1 = 940 oC(T1 = 1213 K) şi t2 = 1020 oC (T2 = 1293 K); c) t1 = 700 oC (T1 = 973 K) şit2 = 1020 oC (T2 = 1293 K).

RezolvareConform legii lui Fick, fluxul de difuzie a carbonului (masa de carbon m

transportată prin difuzie în unitatea de timp, printr-o suprafaţă de arie unitară, cunormala pe direcţia x) este dat de relaţia

dxdcDm −= în care,

dxdc este gradientul

concentraţiei c a carbonului pe direcţia x, iar D – coeficientul de difuzie, cu

expresia RTEa

eDD−

= 0 , Ea, R şi D0 având semnificaţiile precizate în scap.1.7.Considerând pe rând cele trei cazuri, rezultă:a) în primul caz, temperaturile t1 şi t2 sunt mai mari decât 910 oC (temperatura

la care se produce transformarea alotropică Feα ⇔ Feγ), difuzia carbonului se face înFeγ şi raportul fluxurilor de difuzie a carbonului la cele două temperaturi este:

===

γ−⋅−−−

12131

12931

31481011311 3

12

1

2 ,TTRE

)T(m)T(m ee

a

2,0 ;

rezultă că o creştere cu 80 oC a temperaturii, dublează fluxul de difuzie acarbonului în placa cu structură de Feγ;


46

Tabelul 1.4. Valorile coeficientului de difuzie a C în Fet, 0C 600 700 800 910 910 1000 1100 1200T, K 873 973 1073 1183 1183 1273 1373 1473

Tipul structuriicristaline în care se

face difuzia CFeα / CVC Feγ / CFC

Coeficientul dedifuzie a C în Fe

Dc⋅1012, m2/s7,87 24,1 59,9 136,4 10,2 23,1 50,2 98,3

Fig. 1.29 Variaţia cu temperatura a coeficientului de difuzie a carbonului în fier

b) în cel de-al doilea caz, temperaturile t1 şi t2 sunt mai mici decât 910 oC ,difuzia carbonului se face în Feα şi raportul fluxurilor de difuzie a carbonului lacele două temperaturi este:

===

α −⋅−−−9731

10531

3148107911 3

12

1

2 ,TTRE

)T(m)T(m ee

a

2,1 ;

rezultă că o creştere cu 80 oC a temperaturii, măreşte de 2,1 ori fluxul de difuzie acarbonului în placa cu structură de Feα;

c) în cel de-al treilea caz, la t1< 910 oC placa are structura cristalină CVC(corespunzătoare Feα), iar la t2 > 910 oC placa are structura CFC (corespunzătoareFeγ) şi raportul fluxurilor de difuzie a carbonului este:

===

−

−

α

γ−−

⋅⋅

−−9731

10531

31481

1024101

111

7

612

0

0

1

2 ,,

TTRDD

)T(m)T(m ee 1,13 ;

acest rezultat se poate explica analizând datele din tabelul 1.4 şi diagrama dinfigura 1.29, construită folosind aceste date.

Capitolul 2 Noţiuni generale despre aliaje

47

Capitolul 2

NOŢIUNI GENERALE DESPRE ALIAJE

2.1. Introducere

Aliajele sunt materiale metalice omogene la scară macroscopică, obţinuteîn mod obişnuit prin solidificarea unor faze lichide (topituri) care conţin speciileatomice ale mai multor elemente chimice.

Elementele chimice conţinute în structura unui aliaj sunt denumitecomponentele aliajului. Orice aliaj are în compoziţie un component principal(numit şi component de bază) metalic şi unul sau mai multe componentesecundare (numite şi componente de aliere) metalice sau nemetalice.

Totalitatea aliajelor alcătuite din aceleaşi componente, luate în diferiteproporţii, formează un sistem de aliaje. În funcţie de numărul componentelor, aliajele şi sistemele de aliaje pot fi:binare (cu două componente), ternare (cu trei componente), cuaternare (cu patrucomponente) şi polinare sau complexe (cu mai multe componente).

Compoziţia aliajelor se defineşte prin concentraţiile masice sau atomiceale componentelor acestora (conţinuturile procentuale masice sau atomice alecomponentelor). De exemplu, pentru un aliaj binar, având componentele A (cumasa atomică maA şi valenţa vA) şi B ( cu masa atomică maB şi valenţa vB),compoziţia se exprimă prin:

* concentraţiile masice ale componentelor (%Am; %Bm):

100M

M AmA% = ; 100100

MM B

mm A%B% =−= , (2.1)

MA şi MB fiind masele componentelor A şi B corespunzătoare unei mase M dealiaj (evident, M = MA + MB);

* concentraţiile atomice ale componentelor (%Aat; %Bat):

100NA

NAAatA% = ; 100100

NANAB

atat A%B% =−= , (2.2)

NAA şi NAB fiind numărul atomilor care alcătuiesc masele MA şi MB ale


48

componentelor, iar NA - numărul total de atomi în aliaj (NA = NAA + NAB); întreconcentraţiile atomice şi concentraţiile masice ale componentelor aliajului binarexistă relaţiile:

100

B

m

A

m

A

m

at

amB%

amA%

amA%

A%+

= ; 100

B

m

A

m

B

m

at

amB%

amA%

amB%

B%+

= (2.3)

Pentru aliajul considerat se poate determina şi concentraţia electronică,definită ca fiind raportul dintre numărul total al electronilor de valenţă şinumărul total al atomilor care alcătuiesc masa M de aliaj; relaţia de calcul aconcentraţiei electronice a aliajului binar este:

( )BatAate vBvAC %%1001 += (2.4)

Sistemul reprezentat de un aliaj se găseşte în stare de echilibru termodinamic(energia liberă a sistemului este minimă), dacă componentele sale se distribuie înstructura aliajului, funcţie de natura şi intensitatea forţelor de legătură interatomică şi decondiţiile de temperatură şi presiune în care se află aliajul, sub formă de faze. Faza esteo parte structurală omogenă a unui aliaj, delimitată în structura aliajului prinsuprafeţe de separaţie (interfeţe) şi caracterizată prin proprietăţi fizico-chimicespecifice. Compoziţiile fazelor din structura aliajelor se definesc şi se exprimă utilizândaceleaşi caracteristici ca şi în cazul aliajelor: concentraţiile masice sau atomice alecomponentelor şi concentraţia electronică.

Natura, numărul şi proporţia fazelor existente la un moment dat înstructura unui aliaj definesc constituţia aliajului (în condiţiile de temperatură şipresiune în care acesta se află la momentul respectiv).

2.2. Fazele solide din structura aliajelor

Tipul fazelor care alcătuiesc structura unui aliaj aflat în stare solidă estedeterminat de raportul forţelor de atracţie dintre atomii diverselor componente alealiajului. Fazele specifice structurii aliajelor solide sunt: soluţiile solide, compuşiichimici (compuşii intermetalici) şi metalele pure.

2.2.1. Soluţiile solide

Soluţiile solide se formează în structura unui aliaj atunci când forţele deatracţie dintre atomii diferiţi (aparţinând diverselor componente ale aliajului) suntsensibil egale cu forţele de atracţie dintre atomii identici (aparţinând aceluiaşi


49

component); soluţiile solide au structura cristalină corespunzătoare unuia dincomponentele metalice ale aliajului şi se caracterizează printr-o distribuţieîntâmplătoare (statistică) a atomilor componentelor aliajului în această structură.

În orice soluţie solidă din structura unui aliaj, componentul metalic alaliajului (de obicei componentul de bază) care conferă soluţiei tipul structurii salecristaline şi asigură mediul în care se distribuie celelalte componente este numitsolvent sau dizolvant, în timp ce oricare alt component care participă la formareasoluţiei solide (cu atomii distribuiţi aleator în structura cristalină a solventului)este numit dizolvat sau solut. Soluţiile solide se notează cu litere greceşti sau prinindicarea simbolului chimic al solventului, urmat de simbolurile componentelorsolut înscrise între paranteze; de exemplu, α ≡ Feα(C) reprezintă o soluţie solidă lacare solventul este fierul alfa , iar componentul solut este carbonul, iarα ≡ Cu(Ni,Zn) - o soluţie la care solventul este cuprul, iar componentele dizolvatesunt nichelul şi zincul).

Dacă componentele unui sistem de aliaje formează soluţii solide oricaresunt rapoartele dintre conţinuturile lor procentuale (rapoartele dintre concentraţiilelor), se spune că aceste componente prezintă solubilitate totală în stare solidă,iar dacă componentele unui sistem de aliaje pot forma soluţii solide numai cândrapoartele dintre concentraţiile lor se află în anumite intervale de valori, se spunecă aceste componente au solubilitate parţială (limitată) în stare solidă.

În funcţie de poziţiile în care sunt distribuiţi atomii componentelor solutîn structura cristalină a componentului solvent, soluţiile solide pot fi: soluţiisolide de substituţie (de înlocuire); soluţii solide de pătrundere (interstiţiale).

2.2.1.1. Soluţiile solide de substituţie se caracterizează prin faptul căatomii componentelor solut sunt distribuiţi în nodurile structurii cristaline acomponentului solvent (o parte din nodurile structurii cristaline a solventului suntocupate de atomii componentelor solut).

În general, soluţiile solide de substituţie sunt neordonate, atomiicomponentelor solut fiind neuniform (statistic) distribuiţi în nodurile structuriicristaline a solventului (aşa cum sugerează schema din figura 2.1. a); altfel spus,soluţiile solide de substituţie îşi asigură, de obicei, stabilitatea termodinamicăprintr-un grad ridicat de neuniformitate a distribuţiei atomilor componentelorsolut, care le conferă valori ridicate ale entropiei şi niveluri minime ale energieilibere. Unele soluţii solide de substituţie ( neordonate la temperaturi înalte) adoptăla temperaturi joase (sub o temperatură caracteristică, numită temperaturăCurie-Kurnakov) o distribuţie uniformă (ordonată) a atomilor componentelorsolut în nodurile structurii cristaline a solventului (v. figura 2.1 b) şi suntdenumite soluţii solide ordonate sau faze Kurnakov. De exemplu, aliajelesistemelor Cu-Zn, Fe-Al, Fe-Si etc. prezintă în structura la temperaturi înalte(când predomină rolul entropiei în determinarea stării cu energie liberă minimă)


50

soluţii solide neordonate, care, la temperaturi joase (sub temperatura Curie-Kurnakov), devin soluţii solide ordonate (structura atinge starea de echilibru, cuenergia liberă minimă, adoptând configuraţii caracterizate prin valori scăzute atâtpentru entropie, cât şi pentru energia internă).

Solubilitatea componentelor care formează soluţii solide de substituţieeste influenţată de mai mulţi factori: a) tipul structurilor cristaline alecomponentelor; b) dimensiunile atomilor componentelor; c) diferenţa întreelectronegativităţile componentelor (diferenţa între capacităţile de a atrageelectroni ale componentelor); d) diferenţa între valenţele componentelor(care, aşa cum arată relaţia (2.4), determină mărimea concentraţiei electronicea aliajului). Astfel, pentru ca două componente să prezinte solubilitate totalăîn stare solidă (să formeze soluţii solide de substituţie la orice raport alconcentraţiilor lor), este necesar să fie îndeplinite următoarele condiţii:

* componentele trebuie să aibă acelaşi tip de structură cristalină(componentele trebuie să fie izomorfe); de exemplu, cuprul şi nichelul, având acelaşitip de structură cristalină (CFC), prezintă solubilitate totală în stare solidă şi formeazăo serie continuă de soluţii solide α ≡ Cu(Ni) ≡ Ni(Cu), în timp ce cuprul şi zincul,având structuri cristaline diferite (Cu - CFC, iar Zn - HC), prezintă solubilitateparţială în stare solidă şi formează soluţia solidă parţială α ≡ Cu(Zn);

* componentele trebuie să aibă dimensiuni (raze) atomice apropiate; s-aconstatat că două componente metalice (având razele atomice rA şi rB, rA > rB) potavea solubilitate totală în stare solidă dacă diferenţa relativă a razelor lor atomice,

definită cu relaţia 100A

BAr r

rrd −= , este mai mică decât 8 % ; dacă diferenţa dr > 15 %,

solubilitatea este parţială, iar dacă 8 % < dr < 15 %, solubilitatea poate fi totală sauparţială, funcţie de gradul de îndeplinire al celorlalte condiţii;

* componentele trebuie să aibă electronegativitate similară şi o structurăasemănătoare a învelişului atomic de valenţă; îndeplinirea acestei condiţii impune caelementele componente să aparţină aceleiaşi grupe a sistemului (tabelului) periodic alelementelor (sau unor grupe adiacente).

Îndeplinirea simultană a tuturor condiţiilor anterior formulate este dificilă şi,ca urmare, din cele aproximativ 1400 de sisteme de aliaje binare cu utilizare tehnică şiindustrială, numai 60 de sisteme au componentele cu solubilitate totală în stare solidă.

2.2.1.2. Soluţiile solide interstiţiale se caracterizează prin faptul căatomii componentelor solut sunt distribuiţi în interstiţiile (locurile libere) dinstructura cristalină a componentului solvent.

Soluţiile solide interstiţiale sunt neordonate, atomii componentelor solutfiind neuniform (statistic) distribuiţi în interstiţiile structurii cristaline asolventului, (aşa cum sugerează schema prezentată în figura 2.1. c).


51

Fig. 2.1. Structura cristalină a soluţiilor solide: a - soluţii solide de substituţie neordonate; b - soluţii solide de substituţie ordonate;

c - soluţii solide interstiţialeUn component metalic (solvent) poate dizolva interstiţial un alt component

(solut) numai dacă dimensiunile atomice ale solutului sunt asemănătoaredimensiunilor interstiţiilor din structura cristalină a solventului; deoarecedimensiunile interstiţiilor din structurile cristaline ale metalelor sunt foarte mici,soluţiile solide interstiţiale au componentele solut nemetalice, dintre elementele cunumăr mic de ordine în sistemul (tabelul) periodic al elementelor (caracterizate prindimensiuni atomice reduse): hidrogen, bor, carbon, azot, oxigen. Dizolvareainterstiţială a unei componente solut determină apariţia unor deformaţii şi distorsiuniale structurii cristaline a solventului şi, ca urmare, capacitatea oricărei componente(metalice) solvent de a dizolva interstiţial diverse componente solut este limitată(solubilitatea componentelor care formează soluţii solide interstiţiale este parţială).

2.2.2. Compuşii intermetalici (chimici)

Compuşii intermetalici (chimici) se formează în structura unui aliaj atuncicând forţele de atracţie dintre atomii diferiţi (aparţinând diverselor componenteale aliajului) sunt mai mari decât forţele de atracţie dintre atomii identici(aparţinând aceluiaşi component) şi există tendinţa ca atomii unor componente săse înconjoare simetric cu atomii altor componente ale aliajului; legăturile chimicedintre atomii componentelor care formează compuşi intermetalici pot fi de tipmetalic, covalent, ionic sau mixt.

Compuşii intermetalici se caracterizează prin:* structuri cristaline proprii (atomii componentelor care formează un compus

intermetalic sunt distribuiţi în nodurile şi/sau interstiţiile structurii cristaline acompusului, care diferă de obicei de structurile cristaline ale componentelor);

* valori de bază strict definite (fixe) ale concentraţiilor componentelor care


52

îi alcătuiesc (valori constante ale rapoartelor stoechiometrice ale componentelor).Datorită acestor caracteristici, orice compus intermetalic are:

* o formulă chimică proprie; de exemplu, compuşii intermetalici binari auformule chimice de tipul AnBm, în care indicii m şi n, ataşaţi simbolurilor chimiceale componentelor (A şi B), sunt numere naturale;

* proprietăţi fizico-chimice proprii, mult diferite, de obicei, deproprietăţile corespunzătoare componentelor.

Pentru caracterizarea complexă a compuşilor intermetalici se practicăîncadrarea lor în categorii, folosind diverse criterii.

a) Dacă se foloseşte drept criteriu de clasificare posibilitatea existenţeicompuşilor (ca faze unice ale aliajelor) la variaţia concentraţiilor componentelorîn jurul valorilor de bază care le definesc compoziţia, compuşii intermetalici seîncadrează în două categorii:

* compuşi definiţi sau faze daltonide, care se formează şi există numai cândconcentraţiile componentelor au valorile de bază (constante) caracteristice acestora;

* compuşi de compoziţie variabilă sau faze bertholide, care se pot forma şiexista şi când concentraţiile componentelor iau valori într-un interval (restrâns) ceconţine valorile de bază (constante) caracteristice acestora; deoarece se poateconsidera că aceşti compuşi (având structură cristalină proprie) se comportă ca niştecomponente solvent care pot dizolva (prin substituţie sau interstiţial) mici cantităţi(suplimentare compoziţiei de bază) din componentele ce intră în alcătuirea lor, fazelebertholide sunt denumite şi soluţii solide pe bază de compuşi chimici.

b) Dacă se foloseşte drept criteriu de clasificare comportarea la topire,compuşii intermetalici se încadrează în două categorii:

* compuşi cu topire congruentă care se comportă la topire (solidificare)la fel ca metalele pure: se topesc (se solidifică) la o temperatură constantă (îngeneral mai mare decât temperaturile de topire - solidificare ale componentelorcare îi alcătuiesc);

* compuşi cu topire incongruentă, care se descompun înainte de topire(într-un amestec de faze lichide şi solide).

c) Dacă se utilizează drept criteriu factorul determinant al niveluluienergiei libere (factorul cu influenţă majoră asupra stabilităţii termodinamice),compuşii intermetalici se încadrează în trei categorii:

* compuşi electrochimici (MgSe, PtAl2, ZnS, MnS, FeS, AuSn etc.), lacare factorul principal care le determină formarea şi le asigură stabilitatea esteafinitatea electrochimică a componentelor; de obicei compuşii electrochimici suntcompuşi definiţi, cu topire congruentă, caracterizaţi prin legături interatomiceionice sau covalente şi structuri cristaline de tip cubic sau hexagonal;

* compuşi geometrici, la care formarea şi stabilitatea sunt determinateprimordial de existenţa anumitor rapoarte între dimensiunile atomice ale


53

componentelor; în această categorie se situează trei tipuri de compuşi:- fazele Laves (MgCu2, MgZn2, MgNi2 etc.) - compuşi cu formula

chimică AB2, care se formează între componente având raportul razelor atomice

aB

aArr = 1,225, raport ce asigură o mare compactitate a aranjamentului atomilor

componentelor în structura cristalină (complexă) a acestor compuşi;- fazele sigma (VFe, FeCr, MnCr etc.) - compuşi cu structură

cristalină complexă, care se formează între metalele de tranziţie având diferenţarelativă a razelor atomice mai mică decât 8 %;

- fazele de pătrundere sau compuşii interstiţiali (Fe4N, Fe3C,TiC, VC, W2C etc.) - compuşi cu structură cristalină simplă sau complexă, care seformează între metalele de tranziţie şi elementele chimice (nemetalice) cu razăatomică mică: hidrogen, carbon, azot, bor etc.;

* compuşi electronici (AgCd, AuCd, NiAl, AgZn, Cu31Sn8 etc.), la careformarea şi stabilitatea sunt determinate de asigurarea unei anumite concentraţiielectronice (formarea acestora are la bază tendinţa componentelor de a realiza ostructură cristalină comună, caracterizată printr-un nivel minim al energiei internea gazului electronic).

2.2.3. Metalele pure Metalele pure pot fi faze ale structurii unui aliajatunci când forţele de atracţie dintre atomii diferiţi (aparţinând diverselorcomponente ale aliajului) sunt mai mici decât forţele de atracţie dintre atomiiidentici (aparţinând aceluiaşi component). Caracteristicile structurale ale metalelorpure au fost precizate în capitolul 1.

2.3. Constituenţii structurali (metalografici) ai aliajelor

Constituenţii structurali (metalografici) sunt părţile care se evidenţiazăla examinarea microscopică a structurii aliajelor.

Constituenţii structurali ai aliajelor se încadrează în două categorii: a)constituenţi monofazici sau constituenţi omogeni; b) constituenţi multifazici(bifazici) sau constituenţi eterogeni.

a) Din categoria constituenţilor monofazici fac parte soluţiile solide,compuşii itermetalici şi metalele pure.

b) Din categoria constituenţilor multifazici (bifazici) fac parteamestecurile mecanice de faze de acelaşi tip sau de tipuri diferite, separatesimultan dintr-o fază lichidă (topitură) sau dintr-o soluţie solidă.

Procesul prin care se separă dintr-o fază lichidă un amestec de faze solidese numeşte transformare eutectică, iar amestecul mecanic de faze rezultat dinacest proces este denumit eutectic.


54

Procesul prin care se separă dintr-o soluţie solidă un amestec de fazesolide se numeşte transformare eutectoidă, iar amestecul mecanic de faze soliderezultat prin realizarea acestui proces este denumit eutectoid.

Caracterizarea metalografică a diverşilor constituenţi structurali ai aliajelor(studierea aspectului constituenţilor structurali ai aliajelor cu ajutorul microscopieimetalografice) face obiectul unei lucrări de laborator.

2.4. Legea fazelor

Stările aliajelor unui sistem de aliaje (privit ca un sistem termodinamic) suntinfluenţate de o serie de factori externi (temperatura şi presiunea) şi interni (concentraţiilecomponentelor sistemului în aliaje şi în fazele care alcătuiesc structura acestora).

Numărul factorilor de influenţă externi şi interni care se pot modifica fără a seschimba numărul fazelor care alcătuiesc structura aliajelor unui sistem este denumitvarianţa sistemului sau numărul gradelor de libertate ale sistemului.

Între varianţa unui sistem V numărul componentelor acestuia k şi numărulfazelor f ce coexistă în structura sistemului (în condiţii date privind temperatura şipresiunea) există o relaţie numită legea fazelor (Gibss), având următoarea formulareanalitică:

V = k - f + 2 (2.5)În cazul în care presiunea este constantă sau nu afectează sistemul (aşa cum se

întâmplă în marea majoritate a cazurilor la elaborarea, prelucrarea sau utilizarea aliajelor),ca factor extern de influenţă acţionează numai temperatura şi expresia analitică a legiifazelor este:

V = k - f + 1 (2.6)Deoarece V ≥ 0, rezultă condiţia f ≤ k + 1 (numărul de faze din structura

aliajelor unui sistem este mai mic sau cel mult egal cu numărul componentelorsistemului plus unu).

Aplicând (pentru exemplificare) legea fazelor în cazul unui sistem binar (cu k = 2componente), rezultă următoarele situaţii posibile:

* k ==== 2; f ==== 3; V ==== 0; sistemul este invariant, prezentând trei faze care potcoexista în echilibru numai dacă temperatura şi concentraţiile componentelorsistemului nu se modifică;

* k ==== 2; f ==== 2; V ==== 1; sistemul este monovariant, prezentând două fazecare coexistă în echilibru chiar dacă se produc mici variaţii ale temperaturii sauconcentraţiilor componentelor;

* k ==== 2; f ==== 1; V ==== 2; sistemul este bivariant, prezentând o structurămonofazică chiar dacă se produc modificări simultane ale temperaturii şiconcentraţiilor componentelor.


55

2.5. Diagramele de echilibru ale sistemelor de aliaje binare

2.5.1. Principiile reprezentării şi utilizării diagramelor de echilibru

Proprietăţile aliajelor sunt dependente de compoziţia lor chimică şi, mai ales,de constituţia fazică a acestora (natura, numărul şi proporţia fazelor care le alcătuiescstructura). Pentru determinarea constituţiei fazice a aliajelor în funcţie de temperaturăse folosesc diagramele de echilibru ale sistemelor de aliaje cărora aparţin acestea.

Diagramele de echilibru sunt reprezentări grafice, în funcţie detemperatură şi compoziţie chimică, ale domeniilor de stabilitate a fazelor însistemele de aliaje. Pentru reprezentarea unei diagrame de echilibru este necesar unnumăr de axe de coordonate egal cu numărul componentelor sistemului k (o axăpentru temperatură şi k-1 axe pentru valorile independente ale concentraţiilorcomponentelor). Ca urmare, singurele diagrame de echilibru care pot fi reprezentateîn plan şi se pot analiza cu uşurinţă sunt diagramele de echilibru ale sistemelor dealiaje binare, folosite (din aceste motive) ca instrumente de bază pentru studiereacaracteristicilor structurale ale aliajelor destinate aplicaţiilor tehnice.

Pe diagramele de echilibru ale sistemelor de aliaje binare, domeniile destabilitate a fazelor sunt separate prin linii de transformare fazică,corespunzătoare unor transformări fazice de tip lichid - solid (cum ar fi:cristalizarea primară sau topirea , transformarea eutectică, descompunerea sauformare compuşilor intermetalici cu topire incongruentă) sau de tip solid - solid(cum ar fi: transformările alotropice ale componentelor, modificările în funcţie detemperatură ale solubilităţii componentelor, transformarea eutectoidă, ordonareasoluţiilor solide de substituţie).

La reprezentarea şi utilizarea diagramelor de echilibru ale sistemelor dealiaje binare se aplică următoarele reguli:

a) orice diagramă are în ordonată temperatura, iar în abscisăconcentraţia (masică sau atomică) a unuia din componentele (A,B) caredefinesc sistemul (între concentraţiile componentelor oricărui aliaj binarexistă relaţia %A + %B = 100 % şi, ca urmare, orice abscisă a diagrameidefineşte complet compoziţia unui aliaj al sistemului);

b) o paralelă la axa ordonatelor diagramei reprezintă un aliaj alsistemului cu evoluţia sa structurală la diferite temperaturi; paralela la axaordonatelor corespunzătoare unui aliaj al sistemului este denumită verticalaaliajului;

c) pe orice linie de transformare fazică a diagramei coexistă în echilibrutoate fazele din domeniile adiacente acesteia;

d) o izotermă trasată într-un domeniu bifazic al diagramei intersectează


56

liniile de transformare fazică ce mărginesc domeniul în puncte ale căror abscisedefinesc compoziţiile celor două faze care coexistă în echilibru la temperaturacorespunzătoare izotermei; această regulă este denumită regula izotermei;

e) o izotermă trasată într-un domeniu monofazic al diagrameiintersectează liniiile de transformare fazică ce mărginesc domeniul în puncte alecăror abscise definesc limitele intervalelor de variaţie a concentraţiiilorcomponentelor pentru care faza din domeniul respectiv există ca fază unică latemperatura corespunzătoare izotermei.

Diagramele de echilibru ale sistemelor de aliaje se construiesc prin metodeteoretice (analitice) sau experimentale.

În funcţie de numărul liniilor de transformare fazică pe care le conţin,diagramele de echilibru ale sistemelor de aliaje binare pot fi simple sau complexe.Diagramele de echilibru ale sistemelor de aliaje binare reale (utilizate în tehnică)sunt în general complexe; studierea şi utilizarea lor este posibilă, dacă sedescompun în diagrame simple, de tipul celor prezentate în continuare.

2.5.2. Diagrama de echilibru a sistemelor de aliaje binareale căror componente au solubilitate totală

atât în stare lichidă, cât şi în stare solidă

Solubilitate totală a componentelor unui sistem de aliaje binare se realizeazădacă cele două componente sunt metalice şi îndeplinesc condiţiile precizate în scap.2.2. Dintre sistemele de aliaje reale care corespund acestor condiţii se pot aminti:Ag-Au; Au-Cu; Au-Ni; Au-Pt; Cr-Mo; Cu-Ni; Cu-Pt; Nb-V; Ni-Pt; Ir-Pt.

In structura aliajelor aparţinând sistemelor binare de acest tip pot exista douăfaze: soluţia lichidă a componentelor A şi B ale sistemului, notată L şi soluţia solidăde substituţie a componentelor A şi B ale sistemului, notată α ≡ A(B) ≡ B(A).Diagrama de echilibru a unui astfel de sistem de aliaje binare are configuraţiaprezentată în figura 2.2. Analizând diagrama rezultă că aceasta conţine douălinii de transformare fazică: linia deasupra căreia toate aliajele sistemului seaflă în stare lichidă, numită linia lichidus şi linia sub care toate aliajele dinsistem se află în stare solidă, numită linia solidus, iar punctele de intersecţieale celor două linii au ordonatele corespunzătoare temperaturilor desolidificare (topire) ale componentelor A şi B (notate în diagramă tsA şi tsB);cele două linii de transformare fazică delimitează în spaţiul diagramei treidomenii: două domenii monofazice, unul conţinând faza lichidă L şi celălalt −soluţia solidă α şi un domeniu bifazic, conţinând ambele faze (L+α). Aplicândlegea fazelor pentru acest sistem de aliaje, se obţin următoarele rezultate: în domeniilemonofazice ale diagramei, k = 2; f = 1 şi V = k - f + 1 = 2 (sistemul este bivariant),


57

iar în domeniul bifazic şi pe liniile de transformare fazică, cu excepţia punctelor tsA şitsB, k = 2; f = 2 şi V = k - f + 1 = 1 (sistemul este monovariant), iar în punctele tsA şi tsB,k = 1; f = 2 şi V = k - f + 1 = 0 (sistemul este invariant).

Diagrama de echilibru se poate utiliza cu uşurinţă pentru a analizamodificările de structură la răcirea sau încălzirea oricărui aliaj al sistemului. Deexemplu, pentru a analiza modificările de structură la răcirea din stare lichidă aunui aliaj, având compoziţia (exprimată prin concentraţiile masice sau atomice alecomponentelor): %A = a; %B = 100 - a, se trasează pe diagramă verticalacorespunzătoare aliajului (verticala I în figura 2.2) şi se marchează pe aceastatemperaturile caracteristice: t0 - temperatura iniţială a aliajului lichid supus răcirii,t1 şi t2 temperaturile corespunzătoare punctelor de intersecţie dintre verticalaaliajului şi liniile lichidus şi solidus ale diagramei şi ta - temperatura ambiantă;rezultatele analizei se prezintă astfel:

* la t0, când începe procesul de răcire, aliajul se află în stare lichidă(punctul cu ordonata t0 de pe verticala aliajului se află în domeniul monofazic Lal diagramei); deoarece în domeniul monofazic L, V = 2, aliajul se menţine înstare lichidă până la t1 (temperatura aliajului poate scădea până la t1 fără a semodifica numărul fazelor care alcătuiesc structura aliajului) şi curba de răcire aaliajului (v. figura 2.3) este convexă, având expresia analitică de forma(Newton), τ⋅−⋅= qett 0 , q fiind o constantă, iar t - temperatura aliajului după untimp τ de la începerea procesului de răcire;

* la atingerea temperaturii t1, punctul ce caracterizează starea aliajului seaflă pe linia lichidus, sunt create condiţiile termodinamice de coexistenţă afazelor L şi α şi poate fi demarat procesul de cristalizare primară a aliajului(transformarea fazei lichide L în cristale de soluţie solidă α); deoarece pe liniilelichidus şi solidus şi în domeniul bifazic L + α V = 1, fazele L şi α pot coexistachiar dacă se modifică temperatura şi, ca urmare, cristalizarea primară seproduce la răcirea aliajului între t1 şi t2; în timpul solidificării aliajului se degajăcăldură (căldura latentă de cristalizare), pierderile de căldură în exterior suntparţial compensate şi curba de răcie a aliajului este concavă (v. figura 2.3);

* la atingerea temperaturii t2 procesul de cristalizare primară este încheiat şistructura aliajului este alcătuită numai din cristale de soluţie solidă α; deoarece îndomeniul monofazic α V = 2, aliajul îşi menţine structura monofazică α până la ta(temperatura poate scădea de la t2 până la ta fără a se modifica numărul fazelor dinstructura aliajului) şi curba de răcire a aliajului (v. figura 2.3) este convexă.

Analizând în detaliu procesul de cristalizare primară a aliajului consideratse poate constata că în cursul răcirii aliajului între t1 şi t2 (temperaturile între careare loc cristalizarea primară) compoziţiile fazelor ce coexistă în echilibru semodifică continuu; astfel, aplicând regula izotermei, rezultă (v. figura 2.2):


58

* la temperatura t1 (temperatura la care începe cristalizarea primară),soluţia lichidă are compoziţia corespunzătoare aliajului (%A = a; %B = 100 - a),iar germenii cristalini de soluţie solidă α au compoziţia corespunzătoare absciseipunctului Gc (%A = aG > a; %B = 100 - aG < 100 - a), adică sunt mai bogaţi încomponenta mai greu fuzibilă (A) şi mai săraci în componenta mai uşor fuzibilă(B) decât aliajul;

Fig. 2.2 Diagrama de echilibru a sistemelor de aliajebinare ale căror componente au solubilitate totală atât

în stare lichidă, cât şi în stare solidă

Fig. 2.3 Curba de răcire a aliajului Işi fazele corespunzătoare structurilor

la diferite temperaturi

* la o temperatură tx ∈ (t1;t2), compoziţia soluţiei lichide corespundeabscisei punctului Lx (%A = aLx < a; %B = 100 − aLx > 100 − a), iarcompoziţia soluţiei solide α corespunde abscisei punctului Gx ( %A = aGx < aG;%B = 100 − aGx > 100 − aG);

* la temperatura t2 (temperatura la care se sfârşeşte cristalizarea primară),soluţia lichidă are compoziţia corespunzătoare punctului Ls (%A = aL < aLx < a ;%B = 100 - aL > 100 - aLX > 100 - a ), adică este mai săracă în componenta maigreu fuzibilă (A) şi mai bogată în componenta mai uşor fuzibilă (B) decât aliajul,iar ultimele formaţiuni cristaline de soluţie solidă α care apar au compoziţiacorespunzătoare aliajului (%A = a; %B = 100 − a).

Aceste rezultate conduc la următoarele concluzii:- în timpul cristalizării primare a aliajului considerat (în intervalul de

temperaturi t1 - t2), compoziţia soluţiei lichide variază după curba lichidus (întreabscisele corespunzătoare punctelor t1 şi Ls), iar compoziţia soluţiei solide α carese formează variază după curba solidus (între abscisele corespunzătoare punctelorGc şi t2);

- cristalele de soluţie solidă α care se formează în procesul de cristalizare


59

primară sunt neomogene şi prezintă aspectul numit segregaţie dendritică, adicăau axele dendritice (formate la începutul solidificării) bogate în componentul maigreu fuzibil (A) şi sărace în componentul mai uşor fuzibil (B) şi zonele marginale(formate spre sfârşitul solidificării) sărace în componentul mai greu fuzibil (A) şibogate în componentul mai uşor fuzibil (B).

Ultima concluzie este valabilă numai dacă aliajul este răcit cu viteză preamare în intervalul de solidificare (nu sunt realizate integral condiţiile de echilibrutermodinamic la toate nivelurile de temperatură din intervalul t1 - t2). Dacă răcireaaliajului în intervalul de solidificare se face foarte lent, se crează condiţiile deuniformizare prin difuzie a compoziţiei chimice şi formaţiunile de soluţie solidă αexistente la orice temperatură tx ∈ (t1;t2) vor avea în toată masa lor compoziţiacorespunzătoare stării de echilibru (compoziţia corespunzătoare abscisei punctuluiGx, situat la intersecţia izotermei tx cu linia solidus a diagramei de echilibru). Înaceastă situaţie sunt realizate continuu condiţiile de echilibru interfazic în timpulprocesului de cristalizare primară şi structura aliajului după solidificare esteformată din cristale de soluţie solidă omogenă αααα .

Diagrama de echilibru se poate utiliza şi pentru stabilirea datelor necesaredeterminării conţinuturilor (cantităţilor) procentuale de faze ale structurii unuialiaj la o anumită temperatură. Evident, în intervalul de temperaturi în careverticala aliajului considerat traversează un domeniu monofazic al diagramei,problema determinării conţinuturilor procentuale de faze ale structurii aliajuluieste banală (aliajul conţine în proporţie de 100 % cristalele fazei din domeniultraversat, iar compoziţia cristalelor este identică cu cea corespunzătoarealiajului). Pentru a prezenta modul în care se pot determina conţinuturileprocentuale de faze ale structurii unui aliaj a cărei verticală traversează undomeniu bifazic al diagramei de echilibru, se consideră aliajul anterior analizat şitemperatura tx din intervalul de solidificare al acestuia (v. figura 2.2). La tx, omasă m de aliaj, cu compoziţia (exprimată prin concentraţiile masice alecomponentelor): %A = a; %B = 100 − a , este alcătuită din două faze: o masă mLde soluţie lichidă L, cu compoziţia: %A = aLx; %B = 100 − aLx şi o masă mα desoluţie solidă α, cu compoziţia: %A = aGx; %B = 100 − aGx şi, ca urmare, se pot daformulări analitice următoarelor condiţii:

- suma maselor celor două faze care alcătuiesc structura este egală cumasa aliajului:

mL + mα = m; (2.7)- suma maselor de component A din cele două faze care alcătuiesc

structura este egală cu masa corespunzătoare componentului A în aliaj:mLaLx + mαaGx = ma. (2.8)


60

Înmulţind cu 0100 ≠m

fiecare din relaţiile (2.7) şi (2.8), se obţine următorul

sistem de două ecuaţii, având ca necunoscute %L şi %α, conţinuturile procentuale(masice) de faze în structura la tx a aliajului analizat: %L + %α = 100 ;

%LaLx + %αaGx = 100a; (2.9)prin rezolvarea sistemului (2.9) se obţin soluţiile:

100LxGx

Gxaa

aaL%−

−= ; %α = 100 − %L = 100LxGx

Lxaa

aa−

− . (2.10)

Analizând relaţiile (2.10) se pot face următoarele observaţii:* deoarece a, aLx şi aGx sunt abscisele punctelor tx, Lx şi Gx marcate pe

diagrama de echilibru din figura 2.2, relaţiile se pot scrie şi sub forma:

(2.11)

care sugerează o modalitate operativă de determinare a conţinuturilor procentualede faze la tx, cunoscută sub numele de regula segmentelor inverse;

Fig. 2.4 Diagrama structurală (Tammann) afazelor la temperatura tx.

Fig. 2.5 Variaţia cu temperatura a conţinutuluide faze în aliajul cu %A = a

* conţinuturile procentuale de faze la tx sunt în dependenţă liniară cucompoziţia aliajului (exprimată prin concentraţia componentului A al aliajuluiconsiderat %A = a).

Ultima observaţie se utilizează la construirea unor diagrame structuralede faze şi/sau constituenţi (numite şi diagrame Tammann), la orice temperaturătx, pentru un sistem de aliaje binare. De exemplu, pentru sistemul de aliaje analizatdiagrama structurală de faze la tx, având pe axa absciselor compoziţia aliajelorsistemului şi pe axa ordonatelor conţinuturile procentuale de faze ale structuriialiajelor sistemului, are configuraţia prezentată în figura 2.4.

Folosind datele prezentate anterior, se pot determina conţinuturileprocentuale de faze şi/sau constituenţi, pentru orice aliaj al sistemului şi orice


61

temperatură şi se poate ataşa fiecărui aliaj al sistemului o diagramă de variaţie aconţinuturilor procentuale de faze şi/sau constituenţi în funcţie detemperatură. De exemplu, pentru aliajul analizat (având %A = a şi %B = 100 - a)diagrama de variaţie cu temperatura a conţinuturilor procentuale de faze (L şi α)este prezentată în figura 2.5.

2.5.3. Diagrama de echilibru a sistemelor de aliaje binarecu componentele complet solubile în stare lichidă,insolubile în stare solidă, cu transformare eutectică

În structura aliajelor aparţinând sistemelor binare de acest tip pot existatrei faze: soluţia lichidă a componentelor A şi B ale sistemului, notată L şi douăfaze solide, componentele (metalele) pure A şi B ale sistemului. Dintre sistemelede aliaje binare reale ce pot fi considerate de acest tip se pot exemplifica Bi-Cd,Al-Sn, Al-Ge, Be-Si.

Diagrama de echilibru a unui astfel de sistem de aliaje binare areconfiguraţia prezentată în figura 2.6. Analizând diagrama rezultă că aceastaconţine două linii de transformare fazică, linia deasupra căreia toate aliajelesistemului se află în stare lichidă, numită linia lichidus şi linia (dreapta, izoterma)sub care toate aliajele din sistem se află în stare solidă, numită linia (dreapta)solidus, iar punctele de intersecţie dintre linia lichidus şi cele două verticale cedelimitează spaţiul diagramei au ordonatele corespunzătoare temperaturilor desolidificare (topire) ale componentelor A şi B (notate în diagramă tsA şi tsB);deoarece cele două linii de transformare fazică au comun punctul E, spaţiuldiagramei conţine patru domenii: un domeniu monofazic, conţinând faza lichidăL şi trei domenii bifazice: L + A; L + B şi A + B. Aplicând legea fazelor pentruacest sistem de aliaje, se obţin următoarele rezultate: în domeniile monofazic aldiagramei, k = 2; f = 1 şi V = k − f + 1 = 2 (sistemul este bivariant), în domeniilebifazice şi pe linia lichidus, cu excepţia punctelor E, tsA şi tsB, k = 2; f = 2 şiV = k − f + 1 = 1 (sistemul este monovariant), pe dreapta solidus (inclusiv punctulE), k = 2; f = 3 şi V = k − f + 1 = 0 (sistemul este invariant), iar în punctele tsA şitsB, k = 1; f = 2 şi V = k − f + 1 = 0 (sistemul este, de asemenea, invariant).

Particularităţile formării structurilor la aliajele aparţinând acestui sistem sepot evidenţia analizând modificările de structură la răcirea din stare lichidă a unuialiaj, având compoziţia (exprimată prin concentraţiile masice sau atomice alecomponentelor): %A = a; %B = 100 − a. Pe verticala corespunzătoare aliajului,trasată şi notată cu I pe diagrama din figura 2.6, sunt marcate temperaturilecaracteristice: t0 - temperatura iniţială a aliajului lichid supus răcirii, t1 şi t2temperaturile corespunzătoare punctelor de intersecţie dintre verticala aliajului şi


62

liniile lichidus şi solidus ale diagramei şi ta - temperatura ambiantă; rezultateleanalizei se prezintă astfel:

* la t0, când începe procesul de răcire, aliajul se află în stare lichidă(punctul cu ordonata t0 de pe verticala aliajului se află în domeniul monofazic L aldiagramei); deoarece în domeniul monofazic L, V = 2, aliajul se menţine în starelichidă până la t1 (temperatura aliajului poate scădea până la t1 fără a se modificanumărul fazelor care alcătuiesc structura aliajului) şi curba de răcire a aliajului(v.figura 2.7) este convexă, având expresia analitică de forma (Newton),

τ⋅−⋅= qett 0 , q fiind o constantă, iar t - temperatura aliajului după un timp τ de laînceperea procesului de răcire;

Fig. 2.6 Diagrama de echilibru a sistemelor dealiaje binare cu componentele complet solubile în

stare lichidă, insolubile în stare solidă, cutransformare eutectică

Fig. 2.7 Curba de răcire a aliajului cu %A = a,şi structura acestuia la diferite temperaturi

* la atingerea temperaturii t1, punctul ce caracterizează starea aliajului seaflă pe linia lichidus, sunt create condiţiile termodinamice de coexistenţă a fazelor Lşi A şi este demarat procesul de formare a unor cristale de A din soluţia lichidă L;deoarece pe linia lichidus şi în domeniul bifazic L + A, V = 1, fazele L şi A potcoexista chiar dacă se modifică temperatura şi, ca urmare, cristalele de A seformează din L pe parcursul răcirii aliajului între t1 şi t2; în timpul formăriicristalelor de A se degajă căldură (căldura latentă de cristalizare), pierderile decăldură în exterior sunt parţial compensate şi curba de răcie a aliajului este concavă(v. figura 2.7); aplicând regula izotermei, se constată că formarea cristalelor de Adetermină modificarea compoziţiei fazei lichide L (micşorarea concentraţieicomponentului A în faza lichidă) după segmentul t1E al liniei lichidus;

* la atingerea temperaturii t2, ce corespunde dreptei (izotermei) solidus,V = 0, iar soluţia lichidă L are compoziţia corespunzătoare punctului E


63

(concentraţiile componentelor în soluţia lichidă sunt date de abscisa punctului E:%A = e; %B = 100 − e); în aceste condiţii se produce transformarea:

L ⇒ (A + B); (2.12)ţinând seama de datele prezentate în scap. 2.3, rezultă că transformarea ce are locla temperatura t2 şi constă din formarea simultană din soluţia lichidă L a cristalelorcomponentelor A şi B este o transformare eutectică, iar amestecul mecanic defaze solide (A + B) este un eutectic; deoarece transformarea eutectică sedesfăşoară la temperatură constantă, pe curba de răcire a aliajului analizat apareun palier (v. figura 2.7);

* sub temperatura t2, răcirea aliajului se produce fără modificări structuraleşi curba de răcire este convexă (v.figura 2.7); la orice temperatură t < t2 (deci şi lata) structura aliajului este alcătuită din: a) faze: A şi B; b) constituenţi: A, separatsub formă de cristale înainte de producerea transformării eutectice (separatpreeutectic) şi eutecticul (A + B).

Fig. 2.8 Diagrama structurală (Tammann) afazelor şi a constituenţilor la temperatura ta.

Fig. 2.9 Variaţia cu temperatura a conţinuturilorde faze şi de constituenţi în aliajul cu %A = a

Structura oricărui aliaj al sistemului se poate stabili, efectuând analizatransformărilor sale structurale la răcirea din stare lichidă, la fel ca în cazul aliajuluianterior considerat. Pe această bază se poate constata că, ţinând seama de structura pecare o prezintă în stare solidă, aliajele sistemului se pot încadra în trei categorii:

* aliaj eutectic, cu compoziţia corespunzătoare punctului E (%A = e;%B = 100 − e) şi structura (în stare solidă) alcătuită dintr-un singur constituent:eutecticul (A + B);

* aliaje hipoeutectice, cu %A < e (verticalele corespunzătoare acestor aliaje


64

sunt situate în diagrama de echilibru la stânga puntului E) şi structura (în staresolidă) alcătuită din doi constituenţi: B (separat preeutectic) şi eutecticul (A+B);

* aliaje hipereutectice, cu %A > e (verticalele corespunzătoare acestoraliaje sunt situate în diagrama de echilibru la dreapta puntului E) şi structura (înstare solidă) alcătuită din doi constituenţi: A (separat preeutectic) şi eutecticul (A+B).

Folosind principiile şi metodele prezentate în scap. 2.5.2, se pot construipentru sistemul de aliaje analizat diagramele structurale de faze şi constituenţi laorice temperatură; de exemplu, diagramele structurale corespunzătoaretemperaturii ambiante sunt prezentate în figura 2.8. De asemenea, pentru oricealiaj al sistemului, se pot construi diagramele de variaţie cu temperatura aconţinuturilor procentuale de faze şi constituenţi; de exemplu, în figura 2.9 suntprezentate aceste diagrame pentru aliajul anterior analizat (aliajul cu %A = a)

2.5.4. Diagrama de echilibru a sistemelor de aliaje binare cu componentele complet solubile în stare lichidă, parţial solubile

în stare solidă, cu transformare eutectică

În structura aliajelor aparţinând sistemelor binare de acest tip pot existatrei faze: soluţia lichidă a componentelor A şi B ale sistemului, notată L şi douăfaze solide, soluţiile solide parţiale ale componentelor sistemului, notate α ≡ A(B)- soluţie solidă având ca solvent componentul A - şi β ≡ B(A) - soluţie solidăavând ca solvent componentul B. Dintre sistemele de aliaje reale care corespundacestui tip se pot exemplifica: Cd-Zn, Pb-Sn, Pb-Sb.

Diagrama de echilibru a unui astfel de sistem de aliaje binare are configuraţiaprezentată în figura 2.10. Analizând diagrama rezultă că aceasta conţine patru linii detransformare fazică: linia lichidus tsBEtsA, deasupra căreia toate aliajele sistemului seaflă în stare lichidă, linia solidus tsBMENtsA, sub care toate aliajele sistemului se aflăîn stare solidă şi liniile MP, NQ, numite linii solvus, de variaţie cu temperatura asolubilităţilor reciproce ale componentelor A şi B şi, în consecinţă, de variaţie cutemperatura a compoziţiei soluţiilor solide α şi β. Liniile de transformare fazicădelimitează în spaţiul diagramei 6 domenii: 3 domenii monofazice: L, α şi β şi treidomenii bifazice: L + α, L + β, α + β. Aplicând legea fazelor pentru acest sistem dealiaje, se obţin următoarele rezultate: în domeniile monofazice ale diagramei, V = 2(sistemul este bivariant), în domeniile bifazice şi pe liniile de transformare fazică, cuexcepţia segmentului izoterm MEN al liniei solidus şi punctelor tsA, tsB, V = 1(sistemul este monovariant), iar pe segmentul MEN şi în punctele tsA, tsB, V = 0(sistemul este invariant).

Particularităţile formării structurilor la aliajele aparţinând acestui sistem se


65

pot evidenţia analizând transformările la răcirea din stare lichidă ale aliajelormarcate pe diagrama de echilibru prin verticalele I, II şi III.

Aliajul I se analizează la fel ca aliajele aparţinând sistemelor binare alecăror componente sunt complet solubile atât în stare lichidă, cât şi în stare solidă(v. aliajul I discutat în scap.2.5.2); pe baza analizei rezultă că aliajul I are în staresolidă o structură monofazică, alcătuită numai din cristale de soluţie solidă α.

Aliajul II suferă la răcirea din stare lichidă următoarele transformări:* la t0 aliajul este în stare lichidă; deoarece în domeniul monofazic L, V = 2,

aliajul se menţine în stare lichidă până la t1, iar curba de răcire a acestuia esteconvexă;

Fig. 2.10 Diagrama de echilibru asistemelor de aliaje binare cu

componentele complet solubile înstare lichidă, parţial solubile în stare

solidă, cu transformare eutectică

Fig. 2.11 Curba de răcire aaliajului II şi structura sa la

diferite temperaturi

Fig. 2.12 Curba de răcire aaliajului III şi structura sa la

diferite temperaturi

* între t1 şi t2 se produce cristalizarea primară a aliajului, din soluţialichidă L formându-se cristale de soluţie solidă α; în timpul procesului decristalizare primară se degajă căldura latentă de solidificare, pierderile de căldurăîn exeterior sunt parţial compensate şi curba de răcire a aliajului este concavă;

* la atingerea temperaturii t2 procesul de cristalizare primară este încheiatşi structura aliajului este alcătuită numai din cristale de soluţie solidă α ; deoareceîn domeniul α, V = 2, la răcirea în intervalul de temperaturi t2 − t3 aliajul îşimenţine structura monofazică α , iar curba sa de răcire este convexă;

* sub temperatura t3, concentraţia componentului B al aliajului depăşeşteconţinutul procentual de B care poate fi dizolvat de soluţia solidă α şi, ca urmare,componenta B în exces ( care nu poate fi dizolvată în α) se separă sub formă desoluţie solidă β (bogată în componentul B), numită fază secundară β şi notată β“


66

(pentru a o deosebi de soluţia solidă β care, la alte aliaje ale sistemului, seformează la cristalizarea primară, din soluţia solidă L, şi este numită fază primarăβ şi notată β‘); separarea soluţiei solide β“ este însoţită de o degajare de căldurăşi, ca urmare, curba de răcire a aliajului este concavă.

Datorită modificărilor structurale descrise anterior şi evidenţiate sintetic decurba de răcire prezentată în figura 2.11, aliajul analizat are structura la ta ( sub t3)alcătuită din: a) faze: α şi β; b) constituenţi: α şi β“.

Aliajul III suferă la răcirea din stare lichidă următoarele transformări:* la t0, când începe procesul de răcire, aliajul este în stare lichidă; deoarece

în domeniul monofazic L, V = 2, aliajul se menţine în stare lichidă până la t1, iarcurba de răcire a acestuia este convexă;

* la atingerea temperaturii t1, punctul ce caracterizează starea aliajului seaflă pe linia lichidus, sunt create condiţiile de coexistenţă a fazelor L şi α şi estedemarat procesul de formare a unor cristale de soluţie solidă α din faza lichidă L;deoarece pe linia lichidus şi în domeniul bifazic L + α , V = 1, fazele L şi α potcoexista chiar dacă se modifică temperatura şi, ca urmare, cristalele de α seformează din L pe parcursul răcirii aliajului între t1 şi t2; formarea cristalelor deα este însoţită de o degajare de căldură (curba de răcire a aliajului este concavă)şi de o variaţie (descrescătoare) a concentraţiei componentului A în faza lichidă Ldupă linia t1E ;

* datorită transformării anterioare, la atingerea temperaturii t2(corespunzătoare segmentului izoterm MEN al liniei solidus) concentraţiacomponentului A în faza lichidă L corespunde abscisei punctului E şi suntîndeplinite condiţiile pentru desfăşurarea transformării eutectice:

LE ⇒ (αN + βM); (2.13)deoarece pe segmentul izoterm MEN al curbei solidus, V = 0, transformareaeutectică se produce la temperatură constantă şi curba de răcire a aliajului are unpalier la t2;

Fig. 2.13 Diagramele structurale (Tammann) pentru faze şi constituenţi la temperatura ta alesistemelor de aliaje binare cu componentele complet solubile în stare lichidă, parţial solubile în

stare solidă, cu transformare eutectică


67

* sub t2, solubilităţile reciproce ale componentelor corespunzătoarefazelor α şi β se micşorează continuu (după liniile solvus NQ şi MP) iarcomponentele A şi B în exces se separă sub formă de faze secundare α“ şi β“;deoarece formaţiunile cristaline ale fazelor secundare au tendinţa de depunere pefazele de acelaşi tip preexistente, în structura microscopică a aliajului apare cafază secundară distinctă numai β“; procesul de separare a fazelor secundare esteînsoţit de o degajare de căldură şi curba de răcire a aliajului este concavă.

Datorită modificărilor structurale descrise anterior şi evidenţiate sintetic decurba de răcire prezentată în figura 2.12, aliajul analizat va avea structura la ta(sub t2) alcătuită din: a) faze: α şi β; b) constituenţi: α (format preeutectic),eutectic (α + β) şi fază secundară β“ (dispusă intercristalin în masa fazeipreeutectice α).

Aplicând principiile şi metodele prezentate anterior (v. scap.2.5.2) se potconstrui diagramele structurale (de faze şi constituenţi), la orice temperaturăpentru sistemul de aliaje binare analizat; de exemplu, diagramele structuralecorespunzătoare temperaturii ambiante sunt prezentate în figura 2.13.

2.5.5. Diagrama de echilibru a sistemelor de aliaje binarecu componentele complet solubile în stare lichidă,

parţial solubile în stare solidă, cu transformare peritectică

În structura aliajelor aparţinând sistemelor binare de acest tip pot existatrei faze: soluţia lichidă a componentelor A şi B ale sistemului, notată L şi douăfaze solide, soluţiile solide parţiale ale componentelor sistemului, notate α ≡ A(B)- soluţie solidă având ca solvent componentul A - şi β ≡ B(A) - soluţie solidăavând ca solvent componentul B. Dintre sistemele de aliaje reale care corespundacestui tip se pot exemplifica: Pt - Ag, Co-Re, Co-Ru, Pt-W.

Diagrama de echilibru a unui astfel de sistem de aliaje binare areconfiguraţia prezentată în figura 2.14. Analizând diagrama rezultă că aceastaconţine patru linii de transformare fazică: linia lichidus tsBNtsA, deasupra căreiatoate aliajele sistemului se află în stare lichidă, linia solidus tsBMPtsA, sub caretoate aliajele sistemului se află în stare solidă şi liniile MQ, PF, numite liniisolvus, de variaţie cu temperatura a solubilităţilor reciproce ale componentelor Aşi B şi, în consecinţă, de variaţie cu temperatura a compoziţiei soluţiilor solide α şiβ. Liniile de transformare fazică delimitează în spaţiul diagramei 6 domenii: 3domenii monofazice: L, α şi β şi trei domenii bifazice: L + α, L + β, α + β.Aplicând legea fazelor pentru acest sistem de aliaje, se obţin următoarele rezultate:în domeniile monofazice ale diagramei, V = 2 (sistemul este bivariant), în domeniile


68

bifazice şi pe liniile de transformare fazică, cu excepţia segmentului izoterm MPNal liniei solidus şi punctelor tsA, tsB, V = 1 (sistemul este monovariant), iar pesegmentul MPN şi în punctele tsA, tsB, V = 0 (sistemul este invariant).

Particularităţile formării structurilor la aliajele aparţinând acestui sistem sepot evidenţia analizând transformările la răcirea din stare lichidă ale aliajelormarcate pe diagrama de echilibru prin verticalele I, II, III şi IV.

Aliajul I se analizează la fel ca aliajele aparţinând sistemelor binare alecăror componente sunt complet solubile atât în stare lichidă, cât şi în stare solidă(v. aliajul I discutat în scap.2.5.2); pe baza analizei rezultă că aliajul I are în staresolidă o structură monofazică, alcătuită numai din cristale de soluţie solidă α.

Aliajul II se analizează la fel ca aliajul II aparţinând sistemelor binare alecăror componente sunt complet solubile atât în stare lichidă, parţial solubile înstare solidă, cu transformare eutectică, prezentat în scap.2.5.4; pe baza analizeirezultă că aliajul II are structura la ta (sub t3) alcătuită din: a) faze: α şi β;b) constituenţi: α şi β“.

Fig. 2.14 Diagrama de echilibru a sistemelorde aliaje binare cu componentele completsolubile în stare lichidă, parţial solubile înstare solidă, cu transformare peritectică

Fig. 2.15 Curba de răcirea aliajului III, şi structurasa la diferite temperaturi

Fig. 2.16 Curba de răcirea aliajului IV, şi structurasa la diferite temperaturi

Aliajul III suferă la răcirea din stare lichidă următoarele transformări:* la t0 aliajul este în stare lichidă; deoarece în domeniul monofazic L,

V = 2, aliajul se menţine în stare lichidă până la t1, iar curba de răcire aacestuia este convexă;

* la atingerea temperaturii t1, punctul ce caracterizează starea aliajuluise află pe linia lichidus, sunt create condiţiile de coexistenţă a fazelor L şi β şieste demarat procesul de formare a unor cristale de soluţie solidă β din fazalichidă L; deoarece pe linia lichidus şi în domeniul bifazic L + β, V = 1, fazeleL şi β pot coexista chiar dacă se modifică temperatura şi, ca urmare, cristalele


69

de β se formează din L pe parcursul răcirii aliajului între t1 şi t2; formareacristalelor de β este însoţită de o degajare de căldură (curba de răcire aaliajului este concavă) şi de variaţii (descrescătoare) ale concentraţiilorcomponentului B în L (după linia t1N) şi în β (după linia tsBM);

* datorită transformării anterioare, la atingerea temperaturii t2(corespunzătoare segmentului izoterm MPN al liniei solidus) concentraţiacomponentului A în faza lichidă L corespunde abscisei punctului N,concentraţia componentului A în soluţia solidă β corespunde abscisei punctuluiM şi sunt îndeplinite condiţiile pentru desfăşurarea transformării:

L N + βM ⇒ αP; (2.14)deoarece pe segmentul izoterm MPN al curbei solidus, V = 0, transformarea seproduce la temperatură constantă şi curba de răcire a aliajului are un palier lat2; transformarea (2.14) începe prin formarea unui perete cristalin de soluţiesolidă α pe interfaţa dintre cristalele de soluţie solidă β şi faza lichidă L,continuă (după formarea peretelui despărţitor de α între fazele β şi L) prinîngroşarea peretelui cristalin de α, ca urmare a transferării prin difuzie acomponentelor A şi B între fazele reactante β şi L şi se sfârşeşte când una dinfazele reactante este epuizată (în cazul aliajului analizat, faza β); datorităacestor particularităţi de desfăşurare transformarea (2.14) este denumitătransformare peritectică (reacţie pe perete);

* între t2 şi t3, procesul de cristalizare primară al aliajului estedefinitivat, faza lichidă rămasă la sfârşitul transformării peritecticesolidificându-se sub formă de cristale de soluţie solidă α; procesul este însoţitde o degajare de căldură şi curba de răcire a aliajului este concavă;

* la atingerea temperaturii t3 procesul de cristalizare primară esteîncheiat şi structura aliajului este alcătuită numai din cristale de soluţie solidăα ; deoarece în domeniul α, V = 2, la răcirea în intervalul de temperaturi t3 − t4aliajul îşi menţine structura monofazică α , iar curba sa de răcire este convexă;

* sub temperatura t4, concentraţia componentului B al aliajuluidepăşeşte conţinutul procentual de B care poate fi dizolvat de soluţia solidă αşi, ca urmare, componentul B în exces (care nu poate fi dizolvată în α) sesepară sub formă de fază secundară β“ (bogată în componentul B); separareasoluţiei solide β“ este însoţită de o degajare de căldură şi, ca urmare, curbade răcire a aliajului este concavă.

Datorită modificărilor structurale descrise anterior şi evidenţiate sinteticde curba de răcire prezentată în figura 2.15, aliajul analizat va avea structurala ta (sub t4) alcătuită din: a) faze: α şi β; b) constituenţi: α şi β“.

Aliajul IV suferă la răcirea din stare lichidă următoarele transformări:* la t0 aliajul este în stare lichidă; deoarece în domeniul monofazic L,


70

V = 2, aliajul se menţine în stare lichidă până la t1, iar curba de răcire aacestuia este convexă;

* la atingerea temperaturii t1, punctul ce caracterizează starea aliajuluise află pe linia lichidus, sunt create condiţiile de coexistenţă a fazelor L şi β şieste demarat procesul de formare a unor cristale de soluţie solidă β din fazalichidă L; deoarece pe linia lichidus şi în domeniul bifazic L + β, V = 1, fazeleL şi β pot coexista chiar dacă se modifică temperatura şi, ca urmare, cristalelede β se formează din L pe parcursul răcirii aliajului între t1 şi t2; formareacristalelor de β este însoţită de o degajare de căldură (curba de răcire aaliajului este concavă) şi de variaţii (descrescătoare) ale concentraţiilorcomponentului B în L (după linia t1N) şi în β (după linia tsBM);

* datorită transformării anterioare, la atingerea temperaturii t2(corespunzătoare segmentului izoterm MPN al liniei solidus) concentraţiacomponentului A în faza lichidă L corespunde abscisei punctului N,concentraţia componentului A în soluţia solidă β corespunde abscisei punctuluiM şi sunt îndeplinite condiţiile pentru desfăşurarea transformării peritectice(2.14); deoarece pe segmentul izoterm MPN al curbei solidus, V = 0,transformarea peritectică se produce la temperatură constantă (curba derăcire a aliajului are un palier la t2) şi se termină când este epuizată faza lichidăL (aliajul este complet solidificat);

Fig. 2.17 Diagramele structurale (Tammann) pentru faze şi constituenţi latemperatura ta ale sistemelor de aliaje binare cu componentele complet solubile în

stare lichidă, parţial solubile în stare solidă, cu transformare peritectică

* sub t2, solubilităţile reciproce ale componentelor corespunzătoarefazelor α şi β se micşorează continuu (după liniile solvus PF şi MQ), iarcomponentele A şi B în exces se separă sub formă de faze secundare α“ şi β“,ambele vizibile ca faze distincte în structura aliajului.

Datorită modificărilor structurale descrise anterior şi evidenţiate sintetic decurba de răcire prezentată în figura 2.16, aliajul analizat va avea structura la ta(sub t2) alcătuită din: a) faze: α şi β; b) constituenţi: β (format preperitectic), α


71

(rezultat din reacţia peritectică), α“ (dispusă intercristalin în masa fazei β) şi β“(dispusă intercristalin în masa fazei α).

Aplicând principiile şi metodele prezentate anterior (v. scap.2.5.2) se potconstrui diagramele structurale (de faze şi constituenţi), la orice temperaturăpentru sistemul de aliaje binare analizat; de exemplu, diagramele structuralecorespunzătoare temperaturii ambiante sunt prezentate în figura 2.17.

2.5.6. Diagramele de echilibru ale sistemelor de aliaje binareale căror componente au solubilitate totală în stare lichidă,

sunt insolubile sau parţial solubile în stare solidăşi formează compuşi intermetalici

În această categorie se încadrează mai multe tipuri de sisteme dealiaje, difenţiate prin solubilitatea reciprocă a componenetelor în stare solidăşi prin tipul compuşilor intermetalici formaţi de componente: faze daltonidesau faze bertholide; compuşi cu topire congruentă sau compuşi cu topireincongruentă.

Diagramele de echilibru ale acestor sisteme de aliaje binare se potanaliza cu uşurinţă, deoarece pot fi descompuse în diagrame simple, de tipulcelor prezentate anterior.

Principalele tipuri de diagrame de echilibru ale sistemelor de aliajebinare ce se încadrează în această categorie sunt prezentate în continuare.

2.5.6.1. Diagrama de echilibru a unui sistem binar ale căruicomponente A şi B sunt insolubile în stare solidă şi formează compusuldefinit (fază daltonidă) cu topire congruentă AnBm are configuraţiaprezentată în figura 2.18; o astfel de diagramă poate fi descompusă îndiagrame simple de tipul studiat în scap. 2.5.3. Dintre sistemele de aliajebinare reale ce pot fi considerate de acest tip, se pot exemplifica:Ag-Ba; Ag-Ce; Ag-Li; Ag-Sr; Al-Se; Au-Ce, Ce-Sn. Diagramele structurale (de faze şiconstituenţi) pentru sistemele de aliaje binare de acest tip, corespunzătoaretemperaturii ambiante, sunt prezentate în figura 2.19.

2.5.6.2. Diagrama de echilibru a unui sistem binar ale căruicomponente A şi B sunt parţial solubile în stare solidă şi formeazăcompusul definit (fază daltonidă) cu topire congruentă AnBm areconfiguraţia prezentată în figura 2.20. Dintre sistemele de aliaje binare realece pot fi considerate de acest tip, se pot exemplifica: Fe-As; Mg-Ca; Cr-Pd;Fe-Zr. Diagramele structurale (de faze şi constituenţi) pentru sistemele dealiaje binare de acest tip, corespunzătoare temperaturii ambiante, suntprezentate în figura 2.21.


72

2.5.6.3. Diagrama de echilibru a unui sistem binar ale căruicomponente A şi B sunt parţial solubile în stare solidă şi formeazăcompusul cu compoziţie variabilă (fază bertholidă), cu topire congruentă,AnBm, are configuraţia prezentată în figura 2.22; o astfel de diagramă poate fidescompusă în diagrame simple de tipul studiat în scap. 2.5.4. Dintre sistemele dealiaje binare reale ce pot fi considerate de acest tip, se pot exemplifica: Al-Li; Al-Pd; Ga-Mg. Diagramele structurale (de faze şi constituenţi) pentru sistemele dealiaje binare de acest tip, corespunzătoare temperaturii ambiante, sunt prezentateîn figura 2.23.

Fig. 2.18. Diagrama de echilibru a unui sistembinar ale cărui componente sunt insolubile înstare solidă şi formează un compus definit cu

topire congruentă

Fig. 2.19. Diagramele structurale (de faze şiconstituenţi) pentru sistemele de aliaje binare

din fig. 2.18.

Fig. 2.20. Diagrama de echilibru a unui sistembinar ale cărui componente sunt parţial solubileîn stare solidă şi formează un compus definit

cu topire congruentă


din fig. 2.20.


73

2.5.6.4. Diagrama de echilibru a unui sistem binar ale căruicomponente A şi B sunt insolubile în stare solidă şi formează compusuldefinit (fază daltonidă) cu topire incongruentă AnBm are configuraţiaprezentată în figura 2.24. Dintre sistemele de aliaje binare reale ce pot ficonsiderate de acest tip, se pot exemplifica: Al-Ni; Al-Th; Au-Sb; Ba-Mg; Ce-Co.Diagramele structurale (de faze şi constituenţi) pentru sistemele de aliaje binare deacest tip, corespunzătoare temperaturii ambiante, sunt prezentate în figura 2.25. Particularităţile formării compusului intermetalic cu topire incongruentă,AnBm, se pot evidenţia analizând modificările de structură la răcirea din starelichidă ale aliajului marcat în diagrama de echilibru prin verticala I.

* la t0 aliajul este în stare lichidă; deoarece în domeniul monofazic L,V = 2, aliajul se menţine în stare lichidă până la t1, iar curba de răcire a acestuiaeste concavă;

Fig. 2.22. Diagrama de echilibru a unui sistembinar ale cărui componente sunt parţial solubile

în stare solidă şi formează un compus cucompoziţie variabilă şi topire congruentă


din figura 2.22.

Fig. 2.24. Diagrama de echilibru a unui sistembinar ale cărui componente sunt insolubile înstare solidă şi formează un compus definit cu

topire incongruentă


din figura 2.24.


74

* la atingerea temperaturii t1, punctul ce caracterizează starea aliajului seaflă pe linia lichidus, sunt create condiţiile de coexistenţă a fazelor L şi A şi estedemarat procesul de formare a unor cristale de component A din faza lichidă L;deoarece pe linia lichidus şi în domeniul bifazic L + A, V = 1, fazele L şi A potcoexista chiar dacă se modifică temperatura şi, ca urmare, cristalele de A seformează din L pe parcursul răcirii aliajului între t1 şi t2; formarea cristalelor de Aeste însoţită de o degajare de căldură (curba de răcire a aliajului este concavă) şi devariaţia (descrescătoare) a concentraţiei componentului A în L (după linia t1M );

* datorită transformării anterioare, la atingerea temperaturii t2(corespunzătoare segmentului izoterm MPN al liniei solidus) concentraţiacomponentului A în faza lichidă L corespunde abscisei punctului M şi suntîndeplinite condiţiile pentru desfăşurarea transformării (de tip peritectic):

L M + A ⇒ AnBm; (2.15)deoarece pe segmentul izoterm MPN, V = 0, formarea compusului intermetalicAnBm prin reacţia de tip peritectic (2.15) se produce la temperatură constantă(curba de răcire a aliajului are un palier la t2) şi se termină când este epuizată fazalichidă L (aliajul este complet solidificat);

* sub t2, aliajul se răceşte fără a suferi modificări structurale şi curba sa derăcire este convexă.

Datorită modificărilor structurale descrise anterior, aliajul analizat va aveastructura la ta (sub t2) alcătuită din: a) faze: A şi AnBm; b) constituenţi: A şi AnBm.

Trebuie remarcat că, dacă se face încălzirea aliajului, la atingereatemperaturii t2, se produce transformarea (2.15) în sens invers:

AnBm ⇒ L M + A ; (2.16)datorită acestui mod de comportare la încălzire (descompunerea în două fazeînainte de topire), compusul AnBm este denumit compus cu topire incongruentă.

2.5.7. Diagramele de echilibru ale sistemelor de aliaje binareale căror componente au solubilitate totală în stare lichidă

şi prezintă (în stare solidă) transformări alotropice

În astfel de sisteme de aliaje binare, un component sau ambelecomponente prezintă transformări alotropice. În această categorie se încadreazămai multe tipuri de sisteme de aliaje, diferenţiate prin solubilitatea reciprocă (înstare solidă) a modificaţiilor componenetelor.

Diagramele de echilibru ale acestor sisteme de aliaje binare se pot analizacu uşurinţă, deoarece configuraţia lor poate fi reprodusă prin suprapunerea unordiagrame simple, de tipul celor prezentate anterior.

Principalele tipuri de diagrame de echilibru ale sistemelor de aliaje binare


75

ce se încadrează în această categorie sunt prezentate în continuare.2.5.7.1. Diagrama de echilibru a unui sistem binar la care

componentul A are două modificaţii (stări alotropice) Aαααα, stabilă latemperaturi joase şi Aββββ, stabilă la temperaturi ridicate, ambele modificaţiifiind insolubile în componentul B al sistemului, are configuraţia prezentată înfigura 2.26. Pentru a analiza aliajele unui astfel de sistem trebuie avute în vedereurmătoarele aspecte:

* în diagrama de echilibru, tsBEtsA este linia lichidus, MEN este linia(izoterma) solidus, iar PtcA este izoterma corespunzătoare punctului critic detransformare în stare solidă a componentului A tcA (temperatura la care se producetransformarea alotropică Aα↔Aβ); pe linia PtcA, V = 0 şi, ca urmare, la orice aliajdin sistem transformarea alotropică a componentului A se produce la temperaturăconstantă;

* diagramele structurale (de faze şi constituenţi) pentru sistemele de aliajebinare de acest tip, corespunzătoare temperaturii ambiante, sunt prezentate înfigura 2.27 şi sunt asemănătoare diagramelor sistemului de aliaje binare analizatîn scap. 2.5.3.

Fig. 2.26. Diagrama de echilibru a unui sistembinar la care componentul A are două

modificaţii (stări alotropice), ambele modificaţiifiind insolubile în componentul B al sistemului


din fig. 2.26

2.5.7.2 Diagrama de echilibru a unui sistem binar la care componentulA are două modificaţii (stări alotropice) Aαααα, stabilă la temperaturi joase şi Aββββ,stabilă la temperaturi ridicate, ambele modificaţii fiind solubile încomponentul B al sistemului, are configuraţia prezentată în figura 2.28. Dintresistememle de aliaje binare reale ce pot fi considerate de acest tip se potexemplifica: Ti-Mo, Ti-V, Fe-Ni, Co-Pd. Pentru a analiza aliajele unui astfel desistem trebuie avute în vedere următoarele aspecte:


76

* modificaţia Aβ şi componentul B formează soluţia solidă totalăβ ≡ Aβ(B) ≡ B(Aβ) şi, ca urmare, modificaţia Aα şi componentul B nu pot formadecât o soluţie solidă parţială α ≡ Aα(B);

* diagramele structurale (de faze şi constituenţi) pentru sistemele de aliajebinare de acest tip, corespunzătoare temperaturii ambiante, sunt prezentate înfigura 2.29 şi sunt asemănătoare cu diagramele structurale (la tx) ale sistemului dealiaje binare analizat în scap. 2.5.2.


modificaţii (stări alotropice), ambele modificaţiifiind solubile în componentul B


din figura 2.28

2.5.7.3. Diagrama de echilibru a unui sistem binar ale căruicomponente A şi B au modificaţiile Aαααα şi Bαααα, stabile la temperaturi joase şiinsolubile şi modificaţiile Aββββ şi Bββββ, stabile la temperaturi ridicate şi completsolubile, are aspectul prezentat în figura 2.30. Dintre sistemele de aliaje binarereale ce pot fi considerate de acest tip se pot exemplifica: Ti-Fe, Mo-Zr.

Particularităţile formării structurilor la aliajele unui sistem de acest tipse pot evidenţia analizând modificările de structură la răcirea din stare lichidăale aliajului marcat în diagrama de echilibru prin verticala I:

* la t0 aliajul este în stare lichidă; deoarece în domeniul monofazic L,V = 2, aliajul se menţine în stare lichidă până la t1, iar curba de răcire aacestuia este convexă;

* la atingerea temperaturii t1 începe cristalizarea primară a aliajului,cu formarea din soluţia lichidă L a cristalelor de soluţie solidă β (soluţiasolidă totală a modificaţiilor izomorfe Aβ şi Bβ ale componentelor sistemului,β ≡ Aβ(Bβ) ≡ Bβ(Aβ)), proces care continuă pe parcursul răcirii aliajului întret1 şi t2; formarea cristalelor de β este însoţită de o degajare de căldură şicurba de răcire a aliajului este concavă;


77

* între t2 şi t3 aliajul se răceşte fără a suferi transformări structurale şicurba sa de răcire este convexă;

* la atingerea temperaturii t3, din soluţia solidă β încep să aparăformaţiuni cristaline ale modificaţiei Aα; deoarece în domeniul bifazicβ + Aα, V = 1, procesul de formare a fazei Aα continuă în tot timpul răciriialiajului între t3 şi t4 şi este însoţit de o degajare de căldură (curba de răcire aaliajului este concavă) şi de micşorarea concentraţiei în componentul A asoluţiei solide β (după linia t3E);


modificaţii (stări alotropice), ambele modificaţiifiind solubile în componentul B


din figura 2.30

* datorită transformării anterioare, la atingerea temperaturii t4(corespunzătoare izotermei MEN din diagrama de echilibru) concentraţiacomponentului A în soluţia solidă β corespunde abscisei punctului E şi suntîndeplinite condiţiile pentru desfăşurarea transformării:

βE ⇒ (Aα + Bα); (2.17)ţinând seama de datele prezentate în scap. 2.3, rezultă că transformarea ce areloc la temperatura t4 şi constă din formarea simultană din soluţia solidă β acristalelor modificaţiilor Aα şi Bα este o transformare eutectoidă, iaramestecul mecanic de faze solide (Aα + Bα) este un eutectoid; deoarece peizoterma MEN, V = 0, transformarea eutectoidă decurge la temperaturăconstantă şi pe curba de răcire a aliajului apare un palier;

* sub t4, aliajul se răceşte fără a suferi modificări structurale şi curbasa de răcire este convexă.

Datorită modificărilor structurale descrise anterior, aliajul analizat vaavea structura la ta ( sub t4) alcătuită din: a) faze: Aα şi Bα; b) constituenţi:Aα (separat preeutectoid) şi eutectoid (Aα + Bα).


78

Diagramele structurale (de faze şi constituenţi) pentru sistemele dealiaje binare de acest tip, corespunzătoare temperaturii ambiante, suntprezentate în figura 2.31 şi sunt asemănătoare diagramelor sistemului dealiaje binare analizat în scap. 2.5.3 (numai că în locul eutecticului (A + B)apare eutectoidul (Aα + Bα)).

2.6. Diagramele de echilibru ale sistemelor de aliaje ternare

În multe aplicaţii tehnice se utilizează aliaje aparţinând unor sisteme ternare(cu trei componente); pentru a stabili constituţia fazică a unor astfel de aliaje (natura,numărul şi proporţia fazelor care le alcătuiesc structura) în funcţie de temperatură sefolosesc diagramele sistemelor de aliaje ternare cărora aparţin acestea.

Diagramele de echilibru ale sistemelor de aliaje ternare se reprezintă subforma unor machete sau modele tridimensionale, având ca baze triunghiuriechilaterale. Triunghiul echilateral ce reprezintă baza diagramei de echilibru aunui sistem de aliaje ternare este denumit triunghiul concentraţiilor şi areînscrise în vârfuri simbolurile chimice ale celor trei componente ale sistemului,iar de-a lungul laturilor – concentraţiile (masice sau atomice), ale acestorcomponente.

La utilizarea diagramelor de echilibru ale sistemelor de aliaje ternare seaplică următoarele reguli privind triunghiul concentraţiilor:

a) orice punct din interiorul triunghiului concentraţiilor defineşte compoziţiaunui aliaj al sistemului ternar; de exemplu, aşa cum se poate observa în figura 2.32,care reprezintă triunghiul concentraţiilor pentru un sistem de aliaje ternare cucomponentele A, B şi C, punctul M defineşte aliajul având %A = a; %B = b ; %C = c(evident , %A + %B + %C = a + b + c = 100);

b) punctele din interiorul triunghiului concentraţiilor aparţinând uneidrepte paralele cu o latură a triunghiului definesc compoziţiile unui grup dealiaje având aceeaşi concentraţie a componentului înscris în vârful opus laturiicu care dreapta dată este paralelă; de exemplu, aşa cum se poate observa înfigura 2.32, punctele aparţinând segmentului PQ , paralel cu latura BC, opusăvârfului A, corespund grupului de aliaje ternare având %A = a = ct.;

c) punctele din interiorul triunghiului concentraţiior aparţinândunei ceviene a acestuia (dreaptă ce trece prin unul din vârfurile triunghiului)definesc compoziţiile unui grup de aliaje având acelaşi raport al concentraţiilorcomponentelor înscrise în vârfurile prin care nu trece ceviana; de exemplu , sepoate demonstra cu uşurinţă că, în triunghiul concentraţiilor reprezentat în figura2.32, punctele aparţinând cevienei AD (care conţine vârful A, dar nu trece prin


79

vârfurile B şi C), corespund grupului de aliaje ternare având .ctcb

C%B% == .

Pentru a construi diagrama de echilibru a unui sistem de aliaje ternare setrasează triunghiul concentraţiilor (cu care se pot defini compoziţiile aliajelorsistemului), se înscrie temperatura pe o axă perpendiculară pe planul triunghiuluiconcentraţiilor şi, în sistemul de coordonate astfel realizat, se reprezintă domeniile destabilitate ale fazelor, delimitate prin linii şi/sau suprafeţe de transformare fazică.

La utilizarea diagramelor deechilibru ale sistemelor de aliajeternare se aplică următoarele reguli:

a) o perpendiculară pe planultriunghiului concentraţiilor (avândpiciorul în interiorul triunghiului)reprezintă un aliaj al sistemului cuevoluţia sa structurală la diferitetemperaturi; perpendiculara pe planultriunghiului concentraţiilor corespun-zătoare unui aliaj al sistemului estedenumită (ca şi în cazul sistemelor dealiaje binare) verticala aliajului;

b) liniile şi/sau punctele deintersecţie dintre suprafeţele şi/sau

liniile unei diagrame ternare şi un plan perpendicular pe planul triunghiuluiconcentraţiilor şi paralel cu una din laturile acestuia, definesc diagrama deechilibru a unui grup de aliaje ternare având aceeaşi concentraţie acomponentului înscris în vârful opus laturii triunghiului concentraţiilor cucare planul de secţionare este paralel; diagrama de echilibru care se obţineprintr-o astfel de secţionare (cu configuraţia asemănătoare diagramelor deechilibru ale sistemelor de aliaje binare) este denumită diagramăpseudobinară;

c) liniile şi/sau punctele de intersecţie dintre suprafeţele şi/sau liniileunei diagrame ternare şi un plan izoterm (paralel cu planul triunghiuluiconcentraţiilor), definesc diagrama fazică a sistemului de aliaje ternare latemperatura corespunzătoare planului izotem de secţionare.

Pentru a evidenţia modul în care se pot utiliza regulile prezentate anteriorla analiza diagramelor de echilibru ale sistemelor de aliaje ternare se considerăcazul unui sistem ternar la care componentele sunt complet solubile atât în starelichidă, cât şi în stare solidă; exemple de sisteme reale de aliaje ternare cecorespund acestui caz sunt Cu-Au-Ni sau Au-Cu-Pt.

Fig. 2.32. Triunghiul concentraţiilor pentru unsistem de aliaje de ternare


80

În structura aliajelor aparţinândsistemelor ternare de acest tip pot existadouă faze: soluţia lichidă acomponentelor A, B, C ale sistemului,notată L şi soluţia solidă de substituţie acomponentelor sistemului, notatăα ≡ A(B,C) ≡ B(A,C) ≡ C(A,B). Diagramade echilibru a unui astfel de sistem dealiaje ternare are configuraţia prezentatăîn figura 2.33. Analizând diagramarezultă că aceasta conţine două suprafeţede transformare fazică, suprafaţadeasupra căreia toate aliajele sistemuluise află în stare lichidă, numită suprafaţălichidus şi suprafaţa sub care toatealiajele din sistem se află în stare solidă,numită suprafaţa solidus, iar punctelecomune celor două suprafeţe detransformare fazică au ordonatelecorespunzătoare temperaturilor desolidificare (topire) ale componentelor A,B, C (notate în diagrama tsA, tsB, tsC); celedouă suprafeţe de transformare fazică

delimitează în spaţiul diagramei trei domenii: două domenii monofazice, unulconţinând faza lichidă L şi celălalt - soluţia solidă α şi un domeniu bifazic L + α.Aplicând legea fazelor pentru acest sistem de aliaje se obţin următoarelerezultate: în domeniile monofazice ale diagramei, V = k − f + 1 = 3 − 1 + 1 = 3(sistemul este trivariant), în domeniul bifazic şi pe suprafeţele de transformarefazică, V = k − f + 1 = 3 − 2 + 1 = 2 (sistemul este bivariant), iar în punctele tsA,tsB, tsC, V= k – f + 1 = 1 – 2 + 1 = 0 (sistemul este invariant). Diagrama de echilibruse poate utiliza cu uşurinţă pentru a analiza modificările de structură la răcirea sau încălzireaoricărui aliaj al sistemului. De exemplu, pentru a analiza modificările de structură la răcireadin stare lichidă a unui aliaj, având compoziţia (exprimată prin concentraţiile masice sauatomice ale componentelor): %A = a; %B = b; %C = c = 100 − a − b, se trasează pediagramă verticala corespunzătoare aliajului (verticala I în figura 2.33, ceintersectează triunghiul concentraţiilor în punctul M) şi se marchează pe aceastatemperaturile caracteristice: t0 - temperatura iniţială a aliajului lichid supus răcirii, t1şi t2 temperaturile corespunzătoare punctelor de intersecţie dintre verticala aliajuluişi suprafeţele lichidus şi solidus ale diagramei şi ta - temperatura ambiantă;rezultatele analizei se prezintă astfel:

Fig. 2. 33. Diagrama de echilibru fazic a unuisistem de aliaje ternare în care componenţiisunt complet solubili atât în stare lichidă,

cât şi în stare solidă


81

* la t0, când începe procesul de răcire, aliajul se află în stare lichidă(punctul cu ordonata t0 de pe verticala aliajului se află în domeniul monofazicL al diagramei); deoarece în domeniul monofazic L, V = 3, aliajul se menţineîn stare lichidă până la t1 (temperatura aliajului poate scădea până la t1 fără ase modifica numărul fazelor care alcătuiesc structura aliajului) şi curba derăcire a aliajului este convexă;

* la atingerea temperaturii t1, punctul ce caracterizează starea aliajului seaflă pe suprafaţa lichidus, sunt create condiţiile termodinamice de coexistenţă afazelor L şi α şi poate fi demarat procesul de cristalizare primară a aliajului(transformarea fazei lichide L în cristale de soluţie solidă α); deoarece pesuprafeţele lichidus şi solidus şi în domeniul bifazic L + α, V = 2, fazele L şiα pot coexista chiar dacă se modifică temperatura şi, ca urmare,cristalizarea primară se produce la răcirea aliajului între t1 şi t2; în timpulsolidificării aliajului se degajă căldură (căldura latentă de cristalizare),pierderile de căldură în exterior sunt parţial compensate şi curba de răcie aaliajului este concavă;

Fig. 2.34. Diagramă pseudobinară din sistemulde aliaje a cărui diagramă este prezentată în figura 2.33, obţinută pentru %A = ct.

Fig. 2.35. Diagramă fazică pentru t = ct asistemului a cărui diagramă este prezentată

în figura 2.33.

* la atingerea temperaturii t2 procesul de cristalizare primară esteîncheiat şi structura aliajului este alcătuită numai din cristale de soluţie solidăα, omogenă; deoarece în domeniul monofazic α, V = 3, aliajul îşi menţinestructura monofazică α până la ta (temperatura poate scădea de la t2 până lata fără a se modifica numărul fazelor din structura aliajului) şi curba derăcire a aliajului este convexă.

Aliajele sistemului ternar pot fi analizate şi pe diagrame pseudobinare(obţinute prin secţionarea diagramei ternare cu plane perpendiculare peplanul triunghiului concentraţiilor şi paralele cu una din laturile acestui


82

triunghi) sau pe diagrame fazice la diverse temperaturi (obţinute prinsecţionarea diagramei ternare cu plane izoterme). Pentru exemplificare, înfigura 2.34 se prezintă o diagramă pseudobinară care conţine aliajul analizatanterior, iar în figura 2.35 - diagrama fazică corespunzătoare uneitemperaturi tx (v. fig. 2.33).

Cuvinte cheie

aliaj, 47componentele aliajelor, principal (de bază), dealiere, 47compus chimic/intermetalic, cu topirecongruentă, cu topire incongruentă, 52compus cu compoziţie variabilă/fazăbertholidă,52compus definit/fază daltonidă, 52compus electrochimic, 52compus electronic, 53compus geometric, 52concentraţie, masică, atomică, electronică, 47constituent structural, monofazic, multifazic, 53diagramă de echilibru, 55diagramă pseudobinară, 79diagrame structurale (Tammann), de faze, deconstituenţi, 60eutectic, 53, 63eutectoid, 54, 78fază, 48fază secundară, 65legea fazelor (Gibbs), 54

linia lichidus, 56linia solidus, 56linia solvus, 64linii de transformare fazică, 55regula izotermei, 56regula segmentelor invers, 60segregaţia dendritică, 59sistem de aliaje, 47solubilitate totală, parţială, 49solut, 49soluţie solidă, de substituţie, interstiţială, 49soluţie solidă omogenă, 59solvent, 49suprafaţă lichidus, 80suprafaţă solidus, 80transformare peritectică, 69transformare eutectică, 53, 63transformare eutectoidă, 54, 77triunghiul concentraţiilor, 78varianţă, 54verticala aliajului, 55, 79

Bibliografie

1. Colan H. s.a., Studiul metalelor, Editura Didactică şi Pedagogică,Bucuresti, 1983

2. Flinn A. R., Trojan K. P., Engineering materials and their applications,Houghton Mifflin Company, Dallas Geneva, Illinois, 1986

3. Gâdea S., Petrescu M., Metalurgie fizică şi studiul metalelor, vol. I,Editura Didactică şi Pedagogică, Bucuresti, 1979

4. Geru N., Metalurgie fizică, Editura Didactică şi Pedagogică, Bucuresti, 1981


83

5. Geller Yu. A., Rakhshtadt A. G., Science of materials, Editura MIR,Moscova, 1981

6. Lakhtine I., Métallographie et traitements thermiques des métaux, EdituraMIR, Moscova,1978

7. * * * Manualul inginerului metalurg, vol. I, Editura Tehnică, Bucureşti,1978

8. Protopopescu H., Metalografie şi tratamente termice, Editura Didactică şiPedagogică, Bucuresti, 1983

9. Saban R. s.a., Studiul si ingineria materialelor, Editura Didactică şiPedagogică, Bucuresti, 1995

10. Shackelford F. J., Introduction to materials science for engineers,Macmillan Publishing Company, New York, 1991

11. Smithells C. J., Metals Reference Book vol.1, Butterworths ScientificPublications, London 1955

12. Van Vlack L. H., Elements of Materials Science and Engineering,Addison-Wesley Reading, Massachusetts, 1989


T.2.1. Care din următoarele elemente chimice pot fi componentele debază ale unui aliaj: a) Fe; b) C; c) Mn; d) Zn; e) H; f) N?

T.2.2. Care din următoarele aliaje aparţin aceluiaşi sistem de aliaje:a) aliajul cu %Snm = 20 % şi %Cum = 80 %; b) aliajul cu %Snm = 30 % şi%Sbm = 70 %; c) aliajul cu %Snm = 10 % şi %Cum = 90 %; d) aliajul cu%Snm = 5 % şi % Cum = 95 %; e) aliajul cu %Snm = 20 %; %Cum = 75 % şi%Sbm = 5 %?

T.2.3. Soluţiile solide se formează în structura unui aliaj atunci când;a) toate componentele aliajului sunt metale; b) forţele de legătură dintreatomii diferiţi sunt mai mari decât forţele de legătură dintre atomii identici;c) forţele de legătură dintre atomii diferiţi sunt sensibil egale cu forţele delegătură dintre atomii identici; d) forţele de legătură dintre atomii identicisunt mai mari decât forţele de legătură dintre atomii diferiţi?

T.2.4. Se consideră următoarele perechi de componente: a) Fe şi Al;b) Fe şi C; c) Cu şi Ni; d) Al şi Cu; e) Fe şi N. Care dintre aceste perechiformează: 1) soluţii solide de substituţie; 2) soluţii solide de pătrundere?

T.2.5. Solubilitatea componentelor care formează soluţii solide desubstituţie este influenţată de: a) dimensiunile atomilor componentelor; b)temperatura de solidificare - topire a componentelor; c) tipul structuriicristaline a componentelor; d) diferenţa dintre valenţele componentelor?


84

T.2.6. Soluţiile solide interstiţiale se caracterizează prin: a) distribuţieordonată a atomilor; b) componente solut cu număr mic de ordine în tabelulperiodic al elementelor; c) reţea cristalină tensionată si distorsionată prindizolvarea atomilor componentelor solut; d) solubilitate totală a componentelor?

T.2.7. Compuşii chimici (intermetalici) se formează în structura unui aliajatunci când; a) toate componentele aliajului sunt metale; b) forţele de legăturădintre atomii diferiţi sunt mai mari decât forţele de legătură dintre atomii identici;c) forţele de legătură dintre atomii diferiţi sunt sensibil egale cu forţele de legăturădintre atomii identici; d) forţele de legătură dintre atomii identici sunt mai maridecât forţele de legătură dintre atomii diferiţi?

T.2.8. Compuşii chimici (intermetalici) din structura aliajelor secaracterizează prin: a) reţea cristalină asemănătoare cu cea a componentuluimetalic de bază; b) valori de bază strict definite ale concentraţiilorcomponentelor; c) proprietăţi fizico-chimice apropiate de ale componentelor;d) formulă chimică proprie?

T.2.9. Compuşii chimici (intermetalici) din structura aliajelor seclasifică după: a) comportarea la topire; b) tipul fazelor pe care le conţin;c) factorul determinant al nivelului energiei libere; d) valenţa componentelor?

T.2.10. Concentraţia electronică a unui aliaj binar reprezintă: a) raportuldintre valenţele componentelor; b) raportul dintre numărul total al electronilor devalenţă şi numărul total de electroni dintr-o masă M dată de aliaj; c) raportuldintre numărul total al electronilor de valenţă şi numărul total de atomi carealcătuiesc o masă M de aliaj; d) raportul dintre numărul atomilor componentuluide bază şi numărul total de atomi care alcătuiesc o masă M de aliaj?

T.2.11. Care din următoarele proprietăţi corespund concentraţiei electronice aunui aliaj: a) este un număr întreg mai mare sau egal cu 1; b) este un număr realsubunitar; c) este un număr real strict mai mare decât 1; c) este un număr real maimare sau egal cu 1?

T.2.12. Aplicând legea fazelor, să se demonstreze că următoareletransformări decurg la temperatură constantă: a) transformarea eutectică a aliajelorbinare; b) cristalizarea primară a compuşilor definiţi cu topire congruentă;c) transformarea eutectoidă a aliajelor binare; d) cristalizarea primară a metalelorpure; e) transformarea alotropică a metalelor.

T.2.13. Pe diagrama de echilibru a unui sistem de aliaje binare suntprecizate numai fazele din domeniile monofazice. Folosind regula izotermei, să seelaboreze o metodologie cu care să se poată determina fazele din domeniilebifazice ale diagramei de echilibru şi să se aplice această metodologie pentrufiecare din tipurile de diagrame de echilibru studiate în scap. 2.5.


85

Aplicaţii

A.2.1. Să se stabilească relaţiile dintre concentraţiile masice şiconcentraţiile atomice ale componentelor, pentru: a) aliajele binare; b) aliajelepolinare.

Rezolvarea) Se consideră o masă M dintr-un aliaj binar cu componentele A1 şi A2.

Dacă se notează MA1 , MA2 masele corespunzătoare componentelor care alcătuiescmasa M de aliaj, se pot defini concentraţiile masice ale componentelor, cu

relaţiile (v. scap. 2.1.): 10011 M

M AmA% = ; 100100 2

12 MM A

mm A%A% =−=

Dacă masa M de aliaj conţine NA atomi, iar NAA1, NAA2 reprezintă numărulatomilor componentelor A1 şi A2 în aceasta, se pot defini concentraţiile atomiceale componentelor, cu relaţiile (v. scap. 2.1):

10011 NA

NAAatA% = ; 100100 2

12 NANAA

atat A%A% =−= .

Dacă A1 şi A2 au masele atomice maA1, maA2, atomii componentelor

vor avea masele A

aAatA N

mm 11 = ,

A

aAatA N

mm 22 = , NA fiind numărul lui Avogadro

(NA = 6,022⋅1023); pe acastă bază, rezultă 1

1

1

11

aA

AA

atA

AA m

MmM NNA == ,

2

2

2

22

aA

AA

tA

AA m

M

amM NNA == şi relaţiile de definire a concentraţiilor atomice ale

componentelor aliajului devin:

100

2

2

1

1

1

1

1

aA

A

aA

A

aA

A

at

mM

mM

mM

A%+

= ; 100

2

2

1

1

2

2

2

aA

A

aA

A

aA

A

at

mM

mM

mM

A%+

= .

Combinând aceste relaţii cu relaţiile de definire a concentraţiilor masice alecomponentelor aliajului, rezultă:

100

2

2

1

1

1

1

1

aA

m

aA

m

aA

m

at

mA%

mA%

mA%

A%+

= ; 100

2

2

1

1

2

2

2

aA

m

aA

m

aA

m

at

mA%

mA%

mA%

A%+

= .

b) Folosind notaţii şi raţionamente similare celor anterioare, rezultă pentruun aliaj polinar, cu componentele A1, A2, …, Aj, …, Ak:


86

100%

1

%

%

∑=

= k

j mjmA

m

A

aAj

aAj

jm

jatA , j = 1…k.

A.2.2. Să se stabilească relaţia de determinare a concentraţieielectronice a unui aliaj (polinar) cu k componente.

RezolvareSe consideră că aliajul are componentele A1, A2, ..., Aj, ..., Ak, cu masele

atomice maA1, maA2, ..., maAj, ..., maAk, valenţele vA1, vA2, ..., vAj, ..., vAk şiconcentraţiile atomice în aliaj %A1at, %A2at,, ..., %Ajat, ..., %Akat. Notând cu NAnumărul total de atomi şi cu NAA1, NAA2, ..., NAAj, ..., NAAk numărul atomilorfiecărui component într-o masă M de aliaj, rezultă că numărul electronilor de

valenţă este ∑=

=k

jAjvAjNANE

1

şi, evident, numărul total de atomi este

∑=

=k

jAjNANA

1

. Folosind aceste relaţii şi aplicând definiţia dată în scap. 2.1. pentru

concentraţia electronică CE a unui aliaj, rezultă:

.100

1%

1∑=

∑=

= ==

k

jAjvA

NA

k

jvNA

NANE

jatAjAj

CE

A.2.3. Un aliaj Cu-Sn (bronz) are concentraţia masică de staniu%Snm = 20 %. Să se determine concentraţiile atomice ale componentelor şiconcentraţia electronică corespunzătoare acestui aliaj.

RezolvareDin tabelul 1.1. şi tabelul 1.2., rezultă că cuprul este un metal bivalent

(vCu = 2), cu masa atomică maCu = 63,55, iar staniul este un metal tetravalent(vSn = 4), cu masa atomică maSn = 118,7.

Aplicând relaţiile (pentru aliajele binare) stabilite la rezolvarea aplicaţieiA.1.1, se obţin următoarele valori ale concentraţiilor atomice ale componentelor înaliajul considerat:

%,Cu%

,,

,

mSn%

mCu%

mCu%

aSn

m

aCu

m

aCu

m

at 288100100

711820

556380

556380

===++

;


87

%8,11100100%

7,11820

55,6380

7,11820

%%

%

===++

aSn

m

aCu

m

aSn

m

at

mSn

mCu

mSn

Sn .

Concentraţia electronică a aliajului considerat este:

2362100

48112288100

,CE ,,vSn%vCu% SnatCuat === ⋅+⋅⋅+⋅ .

A.2.4. Un aliaj Cu-Al (bronz cu aluminiu) are concentraţia masică dealuminiu %Alm = 10 %. Sa se stabilească relaţiile necesare şi să se determinedensitatea aliajului şi concentraţiile volumice ale componentelor în acest aliaj.

RezolvareSe consideră un aliaj polinar, având componentele A1, A2,..., Aj,..., Ak, cu

concentraţiile masice %A1m, %A2m,...,%Ajm,..., %Akm şi densităţile ρA1, ρA2,…

ρAj,…, ρAk. Pentru acest aliaj se pot scrie relaţiile k...j,A%V

VAjV 1100 == , VA1,

VA2,..., VAj,..., VAk fiind volumele ocupate de componente într-un volum V de aliaj.

Pornind de la aceste relaţii, rezultă: k...j,A%A%Aj

jmAj

AjjV M

M1100 ===

ρρ

ρρ şi

∑ ∑= = ρρρρ

=⇒=k

j

k

j Aj

jm

Aj

Aj A%MM

1 110011 , ρ fiind densitatea aliajului, iar MA1, MA2,...,

MAj,..., MAk şi M – masele corespunzătoare volumelor VA1, VA2,..., VAj,..., VAk şi V.In consecinţă, relaţiile pentru densitatea aliajului şi concentraţiile volumice alecomponentelor sunt:

∑= ρ

=ρ k

j Aj

jmA%

1

100 şi k...j,A%A%Aj

jmjV 1==ρ

ρ .

In cazul concret precizat în enunţ, aliajul are două componente (Cu şi Al),cu densităţile (v.tabelul 1.2) ρCu = 8930 kg/m3 şi ρAl = 2700 kg/m3.Particularizândrelaţiile stabilite anterior, rezultă pentru acest aliaj:

7256

270010

893090

100100 ===ρ+

ρ+

ρ Al

m

Cu

m Al%Cu% kg/m3;

%,Cu%Cu%Cu

mV 1739089307256 ===

ρρ ; şi %,Al%Al%

lAmV 92610

27007256 ===

ρρ

A.2.5. Un aliaj Ni-Ti (denumit NITINOL şi folosit ca aliaj “cumemoria formei”) are concentraţiile atomice ale componentelor %Niat = 50 %şi %Tiat = 50 %. Să se determine concentraţiile masice şi concentraţiilevolumice ale componentelor acestui aliaj.


88

RezolvareConsiderând un aliaj polinar, cu componentele A1, A2,...,Aj,..., Ak şi

folosind un raţionament similar celui utilizat la aplicaţia A.2.1, rezultă relaţiile:

k...j,A% k

jaAjat

aAjjatjm

mjA%

mA%1100

1

==∑ ⋅

⋅

=

.

Particularizând aceste relaţii în cazul aliajului binar Ni-Ti, ţinând seama cănichelul are maNi = 58,69 şi ρNi = 8910 kg/m3, iar titanul are maTi = 47,90 şiρTi = 4510 kg/m3 (v. tabelul 1.1 şi tabelul 1.2), rezultă următoarele valori aleconcentraţiilor masice ale componentelor:

%;,Ni%,,

,mTi%imNi%

mNi%

aTiataNat

aNiatm 547100 100

904750695850695850 ===

⋅+⋅⋅

⋅+⋅⋅

%;,Ti%,,

,matTi%mNi%

mTi%

aTiaNiat

aTiatm 552100 100

904750695850906750 ===

⋅+⋅⋅

⋅+⋅⋅

Aplicând relaţia generală stabilită la rezolvarea aplicaţiei A.2.4, rezultă cădensitatea aliajului este:

5892

4510552

8910547100100 ===ρ+

ρ+

ρ,,Ti%Ni%

Ti

m

Ni

m kg/m3.

Particularizând relaţiile stabilite la rezolvarea aplicaţiei A.2.4, se obţinurmătoarele valori ale concentraţiilor volumice ale componentelor aliajului:

%,Ni%Ni% ,Ni

mV 43189105892

547 ===ρ

ρ ; %,Ti%Ti% ,Ti

mV 66845105892

552 ===ρρ .

A.2.6. Un aliaj Sn-Sb-Cu (denumit în tehnică BABBIT şi folosit camaterial antifricţiune) are concentraţiile masice ale componentelor %Sbm = 11 %şi %Cum = 6 %. Să se determine concentraţiile atomice şi concentraţiile volumiceale componentelor acestui aliaj şi densitatea aliajului.

Răspuns: Caracteristicile care se extrag din tabelul 1.1 şi tabelul 1.2 pentrurezolvarea aplicaţiei şi valorile concentraţiilor atomice şi volumice alecomponentelor aliajului sunt prezentate în tabelul 2.1; densitatea aliajului esteρ = 7298 kg/m3.

Tabelul 2.1 Rezultatele aplicaţiei A.2.6.Concentraţiile componentelorComponentul Masa

atomicăDensitatea,

kg/m3 atomice %Ajat volumice %AjVStaniu 118,7 7290 79,1 83,1Stibiu 121,7 6690 10,2 12,0Cupru 63,55 8930 10,7 4,9

A.2.7. Să se analizeze dacă nichelul şi cuprul îndeplinesc condiţiile de a


89

avea solubilitate totală în stare solidă.RezolvareDin tabelul 1.1 şi tabelul 1.2 se extrag următoarele caracteristici ale celor

două metale: nichelul este un metal bivalent, cu raza atomică ratNi = 0,125 nm şistructura cristalină de tip CFC, iar cuprul este un metal monovalent, curatCu = 0,128 nm şi structura cristalină de tip CFC.

Analizând pe rând condiţiile (prezentate în scap. 2.2) ca cele două metalesă prezinte solubilitate totală în stare solidă, rezultă: * cele două metale sunt izomorfe (ambele au structura cristalină de tip CFC); * diferenţa relativă a razelor atomice ale celor două metale este mai mică

decât 8 % ( %%,d,

,,r

irr

atCu

atNatCur 842100 100

128012511280 <=== −− );

* cele două metale au electronegativităţi similare şi valenţe apropiate(structură asemănătoare a învelişului atomic de valenţă).

Datorită acestor caracteristici, cele două metale au solubilitate totală înstare solidă (formează o serie continuă de soluţii solide de substituţie).

A.2.8. Să se analizeze dacă aurul şi argintul îndeplinesc condiţiile de aavea solubilitate totală în stare solidă.

Răspuns: Aurul şi argintul au solubilitate totală în stare solidăA.2.9. Argintul şi cadmiul formează compusul AgCd, având structură

cristalină de tip CVC, cu atomii de argint amplasaţi în nodurile din vârfurilecelulei elementare şi atomii de cadmiu amplasaţi în nodurile din centrul celuleielementare. Să se determine valorile parametrului dimensional al structuriicristaline, concentraţiei electronice şi concentraţiilor masice ale componentelorpentru acest compus intermetalic.

RezolvareDin tabelul 1.1 şi tabelul 1.2 se extrag următoarele caracteristici ale

componentelor care alcătuiesc compusul AgCd: argintul are raza atomicăratAg = 0,144 nm, masa atomică maAg = 107,9 şi valenţa vAg = 1, iar cadmiul areratCd = 0,150, maCd = 112,4 şi valenţa vCd = 2.

Ţinând seama de datele din enunţ, rezultă că celula elementară a structuriicristaline a compusului AgCd se caracterizează prin relaţia atCdratAgra 223 +=

şi, ca urmare, parametrul dimensional al acestei celule este( ) 3390

3

144015002

3

22,a ,,rr atCdatAg === ++

nm. Fiecărei celule elementare îi

aparţin un atom de cadmiu (amplasat în centrul celulei) şi un atom de argint( 1

818 = ); ca urmare, concentraţiile atomice ale componentelor în compusul

AgCd sunt: %Agat = 50 % şi % Cdat = 50 %.


90

Concentraţia electronică a compusului AgCd este:

51100

250150100

,CE CdatAgat vCd%vAg%=== ⋅+⋅⋅+⋅

Concentraţiile masice ale componentelor compusului AgCd sunt:

%;0,49100% 1004,112509,10750

9,10750%%

%===

⋅+⋅⋅

⋅+⋅

⋅

aCdataAgat

aAgatm mCdmAg

mAgAg

%;0,51100% 1004,112509,10750

4,11250%%

% ===⋅+⋅

⋅⋅+⋅

⋅

aCdataAgat

aCdatm mCdmAg

mCdCd

A.2.10 Să se demonstreze legea fazelor (regula lui Gibbs) pentru unsistem de aliaje cu k componente şi f faze.

RezolvareSe consideră un sistem de aliaje cu k componente (A1, A2, ..., Aj, ..., Ak),

ce pot forma k faze ale structurii sistemului. Variabilele care intervin în caracterizarea stărilor de echilibru ale

sistemului sunt concentraţiile componentelor în fazele care alcătuiescstructura sistemului, presiunea şi temperatura; deoarece suma concentraţiilorcomponentelor în orice fază a sistemului este 100 %, pentru a exprimacomplet compoziţia unei faze trebuie precizate concentraţiile a k− 1componente şi, ca urmare, numărul acestor variabile este NV = f(k − 1) + 2.

Potenţialul termodinamic al fiecărui component în cele f faze alestructurii sistemului trebuie să fie acelaşi, ceea ce implică existenţa unorşiruri de egalităţi de forma ℘1(Aj) = ℘2(Aj) = ... = ℘i(Aj) = ... =℘f (Aj),j = 1...k, ℘i(Aj) fiind potenţialul termodinamic al componentului Aj în faza i.Numărul ecuaţiilor independente care rezultă astfel este NE = k(f – 1).

Numărul variabilelor ale căror valori nu pot fi determinate dinsistemul de ecuaţii disponibil (numărul de variabile ale căror valori se pot luala întâmplare) corespunde varianţei sistemului V (numărul factorilor care sepot modifica fără a se schimba echilibrul sistemului) şi este:

V = NV – NE ⇒ V = k – f + 2.A.2.11. Un sistem de aliaje binare cu componentele A şi B având

temperaturile de solidificare (topire) tsA = 1200 oC, tsB = 800 oC, are diagramade echilibru de tipul celei din figura 2.5, coordonatele punctului E fiind%AmE = 40 % şi tE = 500 oC. Pentru aliajul cu %Am = 20 % să se analizezetransformările la răcirea din stare lichidă, să se construiască curba de răcire,să se precizeze structura (faze şi constituenţi) la ta, să se construiascădiagramele de variaţie cu temperatura a conţinuturilor procentuale de faze şi


91

constituenţi structurali şi să se determine conţinuturile procentuale ale fazelorşi constituenţilor în structura la ta.

RezolvareDiagrama de echilibru a sistemului de aliaje precizat în enunţul

aplicaţiei are aspectul prezentat în figura 2.36.

Fig. 2.36 Diagrama de echilibru a sistemului binar din aplicaţia A 2.12, curba de răcire şidiagramele de variaţie cu temperatura a constituenţilor si fazelor ale aliajulului cu %A = 20% şi

diagramele constituenţilor si fazelor la ta ale sistemului de aliaje

Analiza transformărilor structurale la răcirea din stare lichidă a aliajului cu%Am = 20 % este prezentată succint în tabelul 2.2, iar curba de răcire a acestuialiaj este redată în figura 2.36. Conţinuturile procentuale de faze şi constituenţi ladiferite temperaturi, pentru aliajul supus analizei, se determină aplicând regulasegmentelor inverse (prezentată în scap. 2.5.1); în acest fel se obţin rezultateleprezentate în tabelul 2.3, folosite la construirea diagramelor din figura 2.36.

Diagramele structurale de faze şi constituenţi, la ta, pentru sistemul de aliajeconsiderat în aplicaţie sunt redate în figura 2.36. Folosind aceste diagrame se potrecalcula conţinuturile procentuale de faze şi constituenţi în structura la ta a aliajuluianalizat: faze (%A = 20 %; %B = 80 %), constituenţi (%Bpreeutectic = 50 %;%(A+B)eutectic = 50%).

Tabelul 2.2. Transformările structurale ale aliajului din aplicaţia A.2.11.


92

Structura aliajuluiTemperatura Procesele

Formacurbei de

răcire Faze Constituenţi

t∈[t0, t1) Răcirea L Convexă L L

t∈[t, t2)L ⇒ B; compoziţia Lvariază după linia t1E

Concavă L, B L, B

t = t2LE ⇒ A + B

(transformarea eutectică) Izotermă L, A, B L, (A+B)

t∈(t2, ta]Răcirea aliajului

solidificat Convexă A, B B, (A+B) eutectic

Tabelul 2.3. Conţinuturile procentuale de faze şi constituenţi la diferite temperaturi alealiajului analizat în aplicaţia A 2.11.

Conţinutul procentual deTemperatura Faze Constituenţit∈[t0, t1) %L = 100 %L = 100

t = t1 %B = 0; %L = 100 %B = 0; %L = 100

t = t2 + ∆t, ∆t→ 0 %FE

EtB% 50100

4020

1002 ===%L = 100 - %B = 100-50 = 50 %

%FE

EtB% 50100

4020

1002 ===%L = 100 - %B = 100-50 = 50 %

t = t2 - ∆t, ∆t→ 0 %FG

GtB% 80100

10080

1002 ===%A = 100 - %B = 100 - 80 = 20%

%FE

EtB% 50100

4020

1002 ===%(A+B) = 100 - 50 = 50%

t∈(t2, ta]%B = 80%%A = 20%

%B = 50%%(A+B) = 50%

A.2.12. Componentele metalice izomorfe A, cu temperatura de solidificare(topire) tsA = 1000 oC şi B cu tsB = 400 oC, au solubilitate totală, atât în starelichidă, cât şi în stare solidă şi formează un sistem de aliaje binare cu diagrame deechilibru de tipul celei prezentate în figura 2.2, având liniile caracteristice deforma segmentelor de parabolă definite analitic în tabelul 2.4.

Să se construiască diagramele de variaţie cu temperatura aconţinuturilor procentuale de faze pentru aliajele având concentraţiile masice%Am = 20%; %Am = 50%; %Am = 80%.

RezolvareAşa cum s-a arătat în scap. 2.5.2, aliajele binare având componentele complet

solubile atât în stare lichidă, cât şi în stare solidă sunt alcătuite înainte de solidificare(când temperatura scade de la t0 la t1) numai din soluţia lichidă a componentelor A şiB (%L = 100%) şi prezintă după solidificare (când temperatura coboară de la t2 la ta) ostructură monofazică, formată din cristale de soluţie solidă α ≡ A(B) ≡ B(A)(%α = 100%). Ca urmare, pentru a construi diagrama de variaţie cu temperatura aconţinuturilor procentuale de faze ale unui aliaj având %Am = a (şi, evident,


93

%B = 100 – a), trebuie calculate conţinuturile procentuale ale fazelor L şi α la diferitetemperaturi tx din intervalul de solidificare al aliajului (t2; t1); în acest scop se aplicăurmătorul algoritm:

Tabelul 2.4. Caracteristicile liniilor diagramei de echilibru din aplicaţia A 2.11.Linia

(curba)Ecuaţia curbei *)

t = f1(xA) Valorile coeficienţilor

aL bL cLLichidus

t = f1(xA)

LALAL cxbxat ++= 2 −0,04286 10,286 400aS bS cS

Solidust = f2(xA)

SASAS cxbxat ++= 2 0,04286 1,714 400*) t – temperatura; xA – concentraţia masică a componentului A.

• se calculează temperatura începutului solidificării t1:

LLL cabaaaft ++== 211 )( ;

• se calculează temperatura de încheiere a procesului de solidificare t2:SSS cabaaaft ++== 2

22 )( ;

• se realizează o diviziune a intrevalului (t2, t1) cu norma n

ttt 21 −=∆ , cu n

ales convenabil şi se definesc temperaturile tx din intervalul de solidificare, curelaţia: titt x ∆−= 1 , i = 0,…,n;

• pentru fiecare temperatură tx, se calculează abscisele punctelor deintersecţie ale izotermei t = tx cu liniile lichidus şi solidus ale diagramei de echilibru,ca rădăcini ale ecuaţiilor tx = f1(x) şi tx = f2(x); ţinându-se seama de forma liniilorlichidus şi solidus, se obţin soluţiile (v. notaţiile din fig. 2.2):

( )L

xLLLLLx a

tcabba

2422 −−+−

= ; ( )

S

xSLSSGx a

tcabba

2422 −−+−

= ;

• se calculează conţinuturile procentuale ale fazelor L şi α la fiecaretemperatură tx, folosind relaţiile (obţinute aplicând regula segmentelorinverse, descrisă în scap. 2.5.2):

100% ⋅−

−=

LxGx

Lx

aaaa

L ; 100%100% ⋅−−

=−=LxGx

Gx

aaaa

Lα .

Utilizând algoritmul de calcul prezentat, transpus într-un programrealizat cu ajutorul produsului informatic MathCad, s-au obţinut (cu dateleprecizate în enunţul aplicaţiei) rezultatele prezentate în tabelul 2.5, cu cares-au construit diagramele din figura 2.37.

Tabelul 2.5. Rezultatele aplicaţiei A 2.12.


94

%Am = a t1, oC t2, oC i tx,oC aGx,% aLx,% %α0 588,5 49,3 20,0 01 561,0 44,5 16,8 11,42 533,6 39,3 13,8 24,43 506,2 33,6 10,8 40,24 478,8 27,3 7,9 62,3

20 588,5 451,3

5 451,3 20,0 5,1 1000 807,0 79,5 50,0 01 764,2 74,3 43,2 21,92 721,3 68,9 36,9 40,93 678,5 63,1 31,1 59,14 635,6 56,8 25,6 78,2

50 807,0 592,8

5 592,8 50,0 20,5 1000 948,5 94,9 80,0 01 921,0 92,0 72,6 37,92 893,6 89,2 66,3 59,93 866,2 86,2 60,6 75,74 838,8 83,1 55,5 88,6

80 948,5 811,3

5 811,3 80,0 50,7 100

Fig. 2.37 Diagramele de variaţie cu temperatura a conţinuturilor procentuale de faze alealiajelor precizate în aplicaţia A.2.12:

a − aliajul cu %Am = 20%; b − aliajul cu %Am = 50%; c − aliajul cu %Am = 80%;

A.2.13. Diagrama de echilibru din figura 2.10 corespunde unui sistem dealiaje la care componentele A şi B au temperaturile de solidificare (topire)tsA = 1000 oC şi tsB = 800 oC, izoterma MEN este la nivelul de 600 oC, iarconcentraţiile masice ale componentului A, care reprezintă abscisele punctelorcaracteristice P, M, E, N, Q sunt (în ordine) 5 %; 10 %; 40 %; 80 %; 90 %.

a) Să se construiască diagramele structurale de constituenţi ale sistemuluide aliaje la t1 = 800 oC, t2 = 600 oC + ∆t (∆t→ 0); t3 = 600 oC − ∆t (∆t→ 0); t4 = ta;

b) Să se calculeze valoarea raportului conţinuturilor procentuale ale fazelorα şi β în eutecticul (α+β), la t3 = 600 oC − ∆t (∆t→ 0) şi la t4 = ta;

c) Să se stabilească compoziţia aliajului care are în structura la ta


95

conţinutul procentual maxim de fază secundară α”;d) Să se stabilească compoziţia aliajului care are în structura la ta

conţinutul procentual maxim de fază secundară β”;e) Să se analizeze transformările la răcirea din stare lichidă ale aliajului cu

concentraţia masică %Am = 20 % şi să se precizeze structura sa (faze şiconstituenţi) la ta;

f) Să se stabilească compoziţia chimică a aliajului care are în structura la taacelaşi conţinut procentual de eutectic (α+β) ca şi aliajul cu %Am = 20 %.

Răspuns: Diagrama de echilibru a sistemului de aliaje precizat în enunţulaplicaţiei, pe care s-a trasat şi izoterma t = 800 oC, este prezentată în figura 2.38 a.

a. b.Fig. 2.38. Sistemul de aliaje analizat în aplicaţia A.2.13:

a − diagrama de echilibru; b − curba de răcire a aliajului cu %Am = 20 %

a) Diagramele structurale de constituenţi sunt prezentate în figura 2.39 (latemperaturi t > 600 oC, diagramele structurale de constituenţi coincid cudiagramele structurale de faze, deoarece aliajele sistemului au structura alcătuitănumai din constituenţi monofazici).

b) Raportul cantităţilor de faze în eutecticul (α+β) este: la t3,

75014578642 ,,,

%% ==

βα ; la t4 = ta, 700

82581841 ,,,

%% ==

βα ;

c) Analizând diagrama structurală a constituenţilor la ta ( v. figura 2.39) seconstată că aliajul cu cantitate maximă de α” este aliajul cu 10% A, iar %α”max = 5,88 %.


96

Fig. 2.39 Diagramele structurale de constituenţi la diferite temperaturi însistemul de aliaje din aplicaţia A 2.13

Tabelul 2.6. Transformările structurale ale aliajului cu %Am = 20 % din aplicaţia A.2.13

Structura aliajuluiTemperatura Procesele Forma curbeide răcire Faze Constituenţi

t∈[t0, t1) Răcirea L Convexă L L

t∈[t, t2)L ⇒ β; compoziţia L

variază după t1EConcavă L, β L, β

t = t2

LE ⇒ βM + αN(transformarea

eutectică)Izotermă L,

α, βL, (α+β)

eutectic

t∈(t2, ta]Separarea fazei α”din solutia solidă β

Concavă α, β β, (α+β), α”eutectic

d). Analizând diagrama structurală a constituenţilor la ta ( v. figura 2.39)se constată că aliajul cu cantitate maximă de β” este aliajul cu 80 % A, iar%β”max=11,76 %.

e). Analiza transformărilor structurale la răcirea din stare lichidă a aliajuluicu %Am = 20 % este prezentată succint în tabelul 2.6, iar curba de răcire esteredată în figura 2.38 b.

f). Utilizând diagrama structurală de constituenţi prezentată în figura 2.39şi aplicând regula segmentelor inverse se determină cantitatea de eutectic din


97

aliajul cu %Am = 20 % : %,)%( 333310010401020 ==β+α

−− ; ducând o paralelă cu

abscisa, în diagrama structurală, prin dreptul acestei cantităţi se constată că mai există unaliaj, cu %Am = x ∈ (40 %; 80%), care are în structură acelaşi conţinut procentual de

eutectic (α + β); rezultă: 1004080

803333−−= x%, , şi de aici, x = 66,67 % .

A.2.14. In figura 2.40 este prezentată diagrama de echilibru a sistemuluide aliaje binare Ag-Pt.

a) Care este natura fazei δ din structura aliajelor Ag-Pt: δ ≡ Pt(Ag),δ ≡ Αg(Pt), δ ≡ AgPt sau δ ≡ Pt(Ag) ≡ Ag(Pt)?

b) Ce transformare structurală se produce la temperatura t = 1185 oC, la răcireaaliajului cu %Ptm = 60 %: transformarea peritectică L30%Pt + δ88%Pt ⇒ α60%Pt,transformarea peritectică L30%Pt + δ88%Pt ⇒ α55%Pt, transformarea eutecticăL55%Pt ⇒ δ88%Pt + α30%Pt sau transformarea eutectică L30%Pt + δ88%Pt ⇒ α55%Pt?

Fig. 2.40. Diagrama de echilibru a sistemului de aliaje Ag - Ptc) care aliaj prezintă în structura la t = 800 oC conţinutul procentual maxim

de fază secundară δ″: aliajul cu %Ptm = 48 %, aliajul cu %Ptm = 55 %, aliajul cu%Ptm = 30 % sau aliajul cu %Ptm = 88 %?

d) care aliaj prezintă în structura la t = 800 oC conţinutul procentual maximde fază secundară α″: aliajul cu %Ptm = 48 %, aliajul cu %Ptm = 55 %, aliajul cu%Ptm = 30 % sau aliajul cu %Ptm = 88 %?

e) Ce conţinut procentual de fază α rezultă prin transformarea peritectică,la temperatura t = 1185 oC, în structura aliajului cu %Ptm = 60 %?


98

f) In structura la t = 800 oC a cărui aliaj sunt vizibile (simultan) lamicroscopul metalografic fazele secundare α″ şi δ″: aliajul cu %Ptm = 30 %,aliajul cu %Ptm = 50 %, aliajul cu %Ptm = 60 % sau aliajul cu %Ptm = 90 %?

g) Care este concentraţia atomică a Pt în aliajul cu %Ptm = 60%:%Ptat = 40,1 %, %Ptat = 52,1 %, %Ptat = 45,3 % sau %Ptat = 72,1 %?

Răspuns: a) δ este soluţia solidă (parţială) δ ≡ Pt(Ag); b) transformareaperitectică L30%Pt + δ88%Pt → α55%Pt; c) aliajul cu %Ptm = 55 %; d) aliajul cu%Ptm = 88 %; e) %α = 84,85 %; f) aliajul cu %Ptm = 60 %; g) %Ptat = 45,3 %.

A.2.15. In figura 2.41 este prezentată diagrama de echilibru a sistemuluide aliaje binare Li-Al.

Fig. 2.41. Diagrama de echilibru a sistemului de aliaje Li - Al

a) Ce faze coexistă în echilibru în domeniul D1 al diagramei: L + LiAl,L + Li2Al, Li2Al + LiAl sau L + β?b) Ce faze coexistă în echilibru în domeniul D1 al diagramei: L + LiAl, L + Li2Al,Li2Al + LiAl sau L + β?


99

c) Ce tip de compus intermetalic este Li2Al: compus definit cu topireincongruentă, compus definit cu topire congruentă, fază daltonidă cu topirecongruentă sau fază bertholidă cu topire incongruentă?

d) Ce tip de compus intermetalic este LiAl: compus definit cu topireincongruentă, compus definit cu topire congruentă, fază daltonidă cu topirecongruentă sau fază bertholidă cu topire congruentă?

e) Care este concentraţia atomică a Al în compusul intermetalic Li2Al:%Alat = 30,9 %, %Alat = 31,9 %, %Alat = 40,9 % sau %Alat = 50,9 %?

f) Care este concentraţia electronică a compusului intermetalic Li2Al:CE =1, CE = 2, CE =1,64 sau CE = 0,64?

g) Ce transformare structurală se produce la atingerea temperaturiit = 523 oC, în timpul răcirii aliajului cu %Alm = 70 %: L + LiAl ⇒ Li2Al,L + Li2Al ⇒ LiAl, L ⇒ Li2Al + LiAl sau Li2Al + LiAl ⇒L?

h) Care sunt constituenţii din structura la ta a aliajului cu %Alm = 60 %:Li2Al (preeutectic) şi eutectic (β + Li2Al), β (preeutectic) şi eutectic (β + Li2Al),LiAl şi Li2Al sau LiAl (preeutectic) şi eutectic (α + LiAl)?

i) Care este conţinutul procentual de eutectic în structura la ta a aliajului cu%Alm = 40 %: 40,2 %, 48,2 %, 58,2 % sau 55,2 %?

Răspuns: a) L + Li2Al; b) β + Li2Al; c) compus definit (fază daltonidă) cutopire incongruentă; d) fază bertholidă (compus intermetalic cu compoziţie variabilă)cu topire congruentă; e) %Alat = 31,9 %; f) CE = 1,64; g) L + LiAl ⇒ Li2Al;h) Li2Al (preeutectic) şi eutectic (β + Li2Al); i) 55,2 % eutectic (β + Li2Al).

A.2.16. In figura 2.42 este prezentată diagrama de echilibru a sistemuluide aliaje binare Ag-Sr.

a) Ce faze coexistă în echilibru în domeniul D1 al diagramei: Ag + Ag4Sr,Ag2Sr3 + Sr, Ag4Sr + Ag5Sr sau AgSr + Ag2Sr3?

b) Ce faze coexistă în echilibru în domeniul D2 al diagramei: Ag + Ag4Sr,Ag2Sr3 + Sr, Ag4Sr + Ag5Sr sau AgSr + Ag2Sr?

c) Ce fel de compuşi intermetalici sunt Ag4Sr, Ag5Sr, AgSr şi Ag2Sr3:compuşi definiţi cu topire incongruentă, compuşi definiţi cu topire congruentă,faze daltonide cu topire congruentă sau faze bertholide cu topire incongruentă?

d) Care este concentraţia masică de Sr a compusului intermetalic Ag4Sr:%Srm = 10%, % Srm =17%, %Srm = 26% sau %Srm = 33% ?

e) Ce transformare structurală se produce la temperatura t = 700 oC, larăcirea aliajului cu %Srm = 20 %: transformarea eutectică L ⇒ Ag + Ag4Sr,transformarea eutectică L ⇒ Ag4Sr + Ag5Sr, transformarea eutectoidăL ⇒ Ag4Sr + Ag5Sr sau transformarea eutectică L ⇒ Ag2Sr3 + Sr?

f) Care aliaj are structura la ta alcătuită din fazele Ag5Sr, AgSr şiconstituenţii Ag5Sr (preeutectic) şi eutectic (Ag5Sr + AgSr): aliajul cu


100

%Srm = 20 %, aliajul cu %Srm = 30 %, aliajul cu %Srm = 40 %, aliajul cu%Srm = 50 %?

g) Care aliaje conţine în structura la ta 20 % eutectic (Ag2Sr3 + Sr): aliajulcu %Srm =56,5 %, aliajul cu %Srm =59,4 %, aliajul cu %Srm = 68,5 % sau aliajulcu %Srm = 94,6 % ?

Fig. 2.42. Diagrama de echilibru a sistemului de aliaje Ag -Sr

h) Care aliaj are temperatura minimă de solidificare – topire: aliajul cu%Agm = 20 %, aliajul cu %Agm = 27 %, aliajul cu %Agm = 73 % sau aliajul cu%Agm = 56 %?

Răspuns: a) Ag4Sr + Ag5Sr; b) Ag2Sr3 + Sr; c) compuşi definiţi (fazedaltonide) cu topire congruentă; d) %Srm = 17 %; e) transformarea eutecticăL ⇒ Ag4Sr + Ag5Sr; f) aliajul cu %Srm = 40 %; g) aliajele cu %Srm = 59,4 % şi%Srm = 94,6 %; h) aliajul cu %Agm = 27 % are ts = 440 oC.

A.2.17. In figura 2.43 este prezentată diagrama de echilibru a sistemuluide aliaje binare Ti-V.

a) Ce semnificaţie are temperatura t = 840 oC marcată pe diagramă: punctulcritic de transformare în stare solidă a V, punctul critic de transformare în staresolidă a Ti, temperatura la care se produce transformarea alotropică Tiα ⇔ Tiβ,


101

temperatura de solidificare – topire?b) Care este natura fazei α înscrise în diagramă: soluţie solidă (totală)

α ≡ Tiα(V), soluţie solidă (parţială) α ≡ Tiα(V), compus intermetalic α ≡ TiV saucompus intermetalic α ≡ Ti2V?

c) Ce tip de structură cristalină are soluţia solidă β ≡ Tiβ(V) ≡ V(Tiβ):CVC, cubică simplă, CFC sau HC?

Fig. 2.43. Diagrama de echilibru a sistemului de aliaje Ti -V

d) Care aliaje prezintă la ta o structură monofazică: aliajul cu %Tim = 20 %,aliajul cu %Tim = 30 %, aliajul cu %Tim = 40 % sau aliajul cu %Tim = 80 %?

e) Care este concentraţia atomică de Ti în aliajul cu %Tim = 60 %:%Tiat = 51,5 %, %Tiat = 71,5 %, % Tiat = 55,5 % sau %Tiat = 61,5 %?

f) Care este conţinutul procentual de fază β în structura la ta a aliajului cu%Tim = 80%: %β =50,6 %, %β = 60,6 %, %β = 70,6 % sau %β = 80,6 %?

Răspuns a) temperatura la care se produce transformarea alotropică Tiα ⇔ Tiβ;b) soluţie solidă (parţială) α ≡ Tiα(V); c) CVC; d) aliajele cu %Tim = 20 %,%Tim = 30 % şi %Tim = 40 %; e) %Tiat = 61,5 %; f) %β = 70,6 %.

A.2.18. In figura 2.44 este prezentată diagrama de echilibru a sistemuluide aliaje binare Al-Ca.

a) Ce transformare se produce la temperatura t = 464 oC, marcată pediagramă: transformarea eutectică L ⇒ Al2Ca + Caβ, transformarea eutecticăL ⇒ α + Al3Ca; transformarea alotropică Caβ ⇔ Caα, transformarea peritecticăL + Al2Ca ⇒ Al3Ca?


102

b) Ce fel de compus intermetalic este Al3Ca: compus definit cu topireincongruentă, compus definit cu topire congruentă, fază daltonidă cu topirecongruentă sau fază bertholidă cu topire incongruentă?

Fig. 2.44. Diagrama de echilibru a sistemului de aliaje Al - Ca

c) Ce fel de compus intermetalic este Al2Ca: compus definit cu topireincongruentă, compus definit cu topire congruentă, fază daltonidă cu topirecongruentă sau fază bertholidă cu topire incongruentă?

d) Care aliaj are temperatura minimă de solidificare – topire: aliajul cu%Cam = 33 %, aliajul cu %Cam = 43 %, aliajul cu %Cam = 53 % sau aliajul cu%Cam = 63 %?

e) Care sunt constituenţii din structura la ta a aliajului cu %Cam = 60 %:Al2Ca (preeutectic) şi eutectic (Caβ + Al2Ca), Al2Ca (preeutectic) şi eutectic(Caα + Al2Ca), Al3Ca (preeutectic) şi eutectic (α + Al3Ca), α (preeutectic) şieutectic (Caβ + Al2Ca)?

f) Care este concentraţia electronică a aliajului cu %Cam = 60 %:CE = 1,0, CE = 1,5, CE = 2,5 sau CE = 3,5?


103

g) Care este conţinutul procentual de fază Caα în structura la ta a aliajuluicu %Cam = 80 %: %Caα =60,5 %, %Caα =65,5 %, %Caα = 70,5 % sau%Caα = 75,5 %?

h) Care aliaje au în structura la ta un conţinut procentual de 40 % eutectic(Al2Ca + Caα): aliajul cu %Cam = 54,4 %, aliajul cu %Cam = 66,6 %, aliajul cu%Cam = 78,8 % sau aliajul cu %Cam = 89,2 %?

i) Care aliaje au în structura la t = 500 oC un conţinut procentual de 40 %eutectic (Al2Ca + Caβ): aliajul cu %Cam = 54,4 %, aliajul cu %Cam = 66,6 %,aliajul cu %Cam = 78,8 % sau aliajul cu %Cam = 89,2 %?

j) Care aliaje au în structura la ta un conţinut procentual de 40 % cristalede fază Al3Ca: aliajul cu %Cam = 13,4 %, aliajul cu %Cam = 46,0 %, aliajul cu%Cam = 21,5 % sau aliajul cu %Cam = 52,4 %?

Răspuns: a) transformarea alotropică Caβ ⇔ Caα; b) compus definit cutopire incongruentă; c) compus definit (fază daltonidă) cu topire congruentă; d)aliajul cu %Cam = 53 % ; e) Al2Ca (preeutectic) şi eutectic (Caα + Al2Ca);f) CE = 2,5; g) %Caα = 65,5 %; h) aliajele cu %Cam = 54,4 % şi %Cam = 89,2 %;i) aliajele cu %Cam = 54,4 % şi %Cam = 89,2 %; j) aliajele cu %Cam = 13,4 % şi%Cam = 46,0 %.

A.2.19. In figura 2.45 este reprezentată o secţiune prin diagrama ternarăCo-Cr-Ni, realizată cu planul izoterm corespunzător temperaturii t = 1200 oC.

a). Să se precizeze structura la temperatura t a aliajului cu concentraţiilemasice %Com = 10 % şi %Nim = 30 % şi să se calculeze conţinuturile procentualeale fazelor existente în această structură;

b). Să se precizeze structura la temperatura t a aliajului cu concentraţiilemasice %Com = 15 % şi %Nim = 25 % şi să se calculeze conţinuturile procentualeale fazelor existente în această structură.

Rezolvarea). Analizând figura 2.45 rezultă că la temperatura t = 1200 oC, fazele

care pot alcătui structurile sistemului aliajelor ternare Co-Cr-Ni sunt: soluţiasolidă α ≡ Co(Ni,Cr) ≡ Ni(Co,Cr), soluţia solidă ε ≡ Cr(Ni,Co) şi compusulintermetalic (cu compoziţie variabilă şi topire incongruentă) σ. Punctul M caredefineşte compoziţia aliajului cu a = 10 % Co şi b = 30 % Ni şi cuc = 100 − 10 − 30 = 60 % Cr se află în domeniul bifazic α + ε şi, ca urmare, lat = 1200 oC, acest aliaj are structura alcătuită din cristale de α şi ε.

Pentru a calcula conţinuturile procentuale ale fazelor α şi ε în structuraaliajului analizat se utilizează o metodologie asemănătoare celei prezentate înscap. 2.5 pentru aliajele binare. Se consideră că aliajul analizat are masa m şi arestructura alcătuită din cristale de α şi ε, având masele mα şi mε. Compoziţiilechimice ale fazelor care intră în alcătuirea structurii aliajului corespund


104

coordonatelor punctelor Q şi N în care liniile de compoziţie fazică (numiteconode şi trasate punctat în domeniul bifazic α + ε din figura 2.45)intersectează domeniile monofazice ce limitează acest domeniu bifazic:soluţia solidă α conţine a1 = 12 % Co, b1 = 45 % Ni şi c1 = 43 % Cr, iarsoluţia solidă ε are concentraţiile masice ale componentelor a2 = 8 % Co,b2 = 15 % Ni şi c2 = 77 % Cr.

Fig. 2.45. Secţiune la t = 1200 oC în diagrama ternară Co-Cr-NiIn aceste circumstanţe ecuaţiile de bilanţ pentru fazele şi componentele

care intră în structura aliajului au forma: mα + mε = m; a1mα + a2mε = am; b1mα + b2mε = bmSistemul alcătuit din cele trei ecuaţii are două necunoscute (mα şi mε).


105

Matricea acestui sistem,

21

21

11

bbaa are rangul 2 deoarece determinantul

principal 0412811

1221

≠−=−=−==∆ aaaap . Singurul determinant

caracteristic care se poate construi prin bordarea determinantului principal este:

bbbaaam

bmbbamaam

p

21

21

21

211

11111==∆ + = ( ) =−++−− 12211122 babaabbaabbam

( ) ( ) ( )[ ]211221 bbabbabbam −+−+− = m[12(15 − 30) + 8(30 − 45) + 10(45 − 15)] =( ) 030101581512 =⋅+⋅−⋅−m ; în consecinţă, aplicând teorema lui Rouché

(învăţată la matematică în liceu), rezultă că sistemul este compatibil şi soluţia

unică este: 21

1aaaamm

−−=α ;

21

2aaaamm

−−=ε .

Conţinuturile procentuale ale fazelor în structura aliajului la t = 1200 oCsunt:

%50100100% 1008121012

21

1 ====−−

−−aaaa

mmαα ;

%50100100% 100812810

21

2 ====−−

−−

aaaa

mmεε

Dacă se analizează relaţiile obţinute pentru conţinuturile procentuale alefazelor care alcătuiesc structura aliajului rezultă că, într-o formă generală, regulasegmentelor inverse, prezentată în scap. 2.5 pentru aliajele sistemelor binare, rămânevalabilă şi în cazul structurilor bifazice ale aliajelor apaţinând sistemelor ternare.

b) Punctul M1 care defineşte compoziţia aliajului cu a = 15 % Co,b = 25 % Ni şi c = 100 − 15 − 25 = 60 % Cr este situat în domeniul trifazicα + ε + σ şi, ca urmare la t = 1200 oC, acest aliaj are structura alcătuită dincristalele fazelor α, ε şi σ.

Compoziţiile chimice ale celor trei faze care intră în alcătuirea structuriialiajului corespund coordonatelor punctelor P, F şi G; soluţia solidă α areconcentraţiile masice ale componentelor a1 = 16 % Co; b1 = 40 % Ni; c1 = 44 % Cr(coordonatele punctului P), soluţia solidă ε conţine a2 = 12 % Co; b2 = 18 % Ni;c2 = 70 % Cr (coordonatele punctului F), iar compusul intermetalic σ area3 = 18 % Co; b2 = 22 % Ni; c2 = 60 % Cr (coordonatele punctului G). In acestecircumstanţe, considerând o masă m de aliaj, având structura alcătuită din fazeleα, ε şi σ, cu masele mα, mε şi mσ, ecuaţiile de bilanţ masic pentru fazele şi


106

componentele care intră în structura aliajului au forma:mα + mε + mσ = m ; a1mα + a2mε + a3mσ = am ; b1mα + b2mε + b3mσ = bm.

Sistemul alcătuit din cele trei ecuaţii are trei necunoscute (mα, mε şi mσ) şiare soluţie unică, (este sistem Cramer) deoarece determinantul sistemului este:

321

321

111

bbbaaa=∆ = a1(b2-b3)+a2(b3-b1)+a3(b1-b2) ⇒ ∆ = 116 ≠ 0.

Determinanţii corespunzători celor trei necunoscute ale sistemului auvalorile:

32

32

111

bbbaaamm =∆ α = m[a(b2-b3)+a2(b3-b)+a3(b-b2)] ⇒ αm∆ = 30m;

31

31

111

bbbaaamm =∆ ε = m[a1(b-b3)+a(b3-b1)+a3(b1-b)] ⇒ εm∆ = 48m;

bbbaaamm

21

21

111=∆ σ = m[a1(b2-b)+a2(b-b1)+a (b1-b2)] ⇒ σm∆ = 38m.

Soluţia sistemului este:

mm m 259,011630 ===

∆∆α

α ; mm m 414,011648 ===

∆∆ε

ε ; mm m 327,011638 ===

∆∆σ

σ .

Conţinuturile procentuale ale fazelor în structura aliajului la t = 1200 oC sunt:

%9,25% 100 ==m

mαα ; %4,41% 100 ==m

mεε ; %7,32% 100 ==m

mσσ .

Capitolul 3 Proprietăţile mecanice ale materialelor metalice

107

Capitolul 3

PROPRIETĂŢILE MECANICE ALEMATERIALELOR METALICE

3.1. Introducere

Piesele confecţionate din materiale metalice (metale sau aliaje), folosite cucea mai mare pondere în construcţia de maşini şi utilaje, sunt supuse în timpulutilizării (exploatării) la acţiunea unor încărcări mecanice (forţe) exterioare. Caefect al acţiunii forţelor exterioare, în aceste piese se crează aşa-numitele forţeinterioare sau eforturi şi piesele se deformează.

Pentru a pune în evidenţă existenţa forţelor interioare se consideră un corpmetalic aflat în echilibru sub acţiunea unui sistem de forţe F1, F2, ..., Fn, aşa cum searată în figura 3.1 a. Secţionând corpul cu un plan virtual (imaginar) S, se obţinpărţile I şi II, având suprafeţele de separare S1 şi S2. Pentru menţinerea echilibruluipărţilor I şi II este necesar ca, pe fiecare element de arie ∆A al suprafeţelor desepararare, să acţioneze câte o forţă interioară de legătură ∆F, aşa cum se prezintăîn figura 3.1 b. Folosind relaţia:

AFlim

Anp

∆∆

→∆=

0, (3.1)

se defineşte (în orice punct curent P asociat unui element de arie ∆A al suprafeţelorde separare) mărimea vectorială pn, numită tensiune (mecanică) totală sau vectortensiune, care caracterizează distibuţia eforturilor (forţelor interioare) pe unitateade suprafaţă a unei secţiuni (virtuale) considerate într-o piesă solicitată mecanic;intensitatea (modulul) vectorului tensiune se măsoară în N/m2 (sau N/mm2).

Conform definiţiei, pn depinde în principal de intensitatea forţei ∆F,determinată de intensităţile forţelor exterioare şi de orientarea elementului de arie ∆A(definită de poziţia şi orientarea planului virtual de secţionare S). Vectorii tensiune pn,corespunzători tuturor orientărilor posibile ale elementului de arie ∆A asociat unuipunct curent P, definesc starea de tensiuni mecanice în punctul respectiv.


108

Vectorul tensiune pn din orice punct curent P al secţiunii virtuale S sepoate descompune în două componente: o componentă σ, numită tensiune(mecanică) normală, orientată după normala n a secţiunii S şi o componentă τ,numită tensiune (mecanică) tangenţială, orientată după o direcţie situată înplanul secţiunii S , aşa cum se poate observa în figura 3.1 c.

Fig. 3.1. Schemele de definire a tensiunilor mecanice în corpurile solide supuse acţiunii unorforţe (încărcări) exterioare

Deformaţiile produse corpului de solicitările exterioare depind de stărilede tensiuni ce se crează sub acţiunea acestor solicitări. Aşa cum se prezintă înfigura 3.2, în funcţie de tipul tensiunilor mecanice care acţionează, deformaţiileelementelor de volum ale corpului pot fi: deformaţii liniare (alungiri sauscurtări), produse prin acţiunea tensiunilor normale şi deformaţii unghiulare(lunecări), produse prin acţiunea tensiunilor tangenţiale.

Pentru exprimarea analitică a dependenţelor dintre tensiunile create subacţiunea solicitărilor mecanice exterioare şi deformaţiile produse, se definescdeformaţiile specifice liniare (alungiri sau scurtări specifice) εεεε şi deformaţiilespecifice unghiulare (lunecări specifice) γγγγ, cu relaţiile (v. notaţiile din fig.3.2):

xx∆=ε ;

xy∆=γ (3.2)

Comportarea unei piese la solicitările mecanice produse de forţeleexterioare depinde de anumite însuşiri specifice materialului metalic din care esteconfecţionată piesa, numite proprietăţi mecnice. De obicei, proprietăţilemecanice ale unui material metalic se determină prin încercări mecanice,


109

constând din solicitarea unor epruvete (probe cu configuraţii şi dimensiuni binedefinite, prelevate din materialul supus cercetării) în condiţiile adecvateevidenţierii proprietăţilor urmărite. Cu ajutorul încercărilor mecanice se obţindate calitative privind comportarea materialelor în condiţiile de solicitarecorespunzătoare acestor încercări şi valorile unor mărimi fizice sau convenţionale,numite caracteristici mecanice, care se pot utiliza ca parametri cantitativi deexprimare a proprietăţilor mecanice.

Fig. 3.2. Tipuri de deformaţii produse de tensiunile mecanice: a - deformaţii liniare; b - deformaţii unghiulare

În acest capitol sunt prezentate principalele proprietăţi mecanice alematerialelor metalice, încercările mecanice cu care pot fi evidenţiate acesteproprietăţi şi caracteristicile mecanice folosite pentru exprimarea lor cantitativă.

3.2. Elasticitatea materialelor metalice

Elasticitatea este proprietatea unui material de a se deforma sub acţiuneasolicitărilor mecanice şi de a reveni la forma iniţială când solicitările şi-auîncetat acţiunea.

S-a stabilit pe cale experimentală că, în cazul în care solicitările mecaniceaplicate asupra unei piese crează stări de tensiuni capabile să producă numaideformaţii elastice ale materialului acesteia, este valabilă legea lui Hooke, adicădependenţa dintre tensiunile generate de solicitările mecanice şi deformaţiilespecifice de natură elastică produse este liniară. Astfel, în cazul unei piesemetalice care suferă deformaţii elastice sub acţiunea unei solicitări de întinderesau compresiune monoaxială, starea de tensiuni generată în piesă estecaracterizată numai printr-o tensiune normală σ (orientată după direcţia forţelor


110

exterioare care produc întinderea sau comprimarea monoaxială a piesei) şi legealui Hooke are următoarea formulare analitică:

σ = Eε, (3.3)ε fiind deformaţia specifică liniară (de natură elastică) a materialului piesei,măsurată pe direcţia tensiunii σ. De asemenea, în cazul unei piese metalice caresuferă deformaţii elastice sub acţiunea unei solicitări de forfecare pură, starea detensiuni generată în piesă este caracterizată numai print-o tensiune tangenţială τ şilegea lui Hooke are următoarea exprimare analitică:

τ = Gγ, (3.4)γ fiind lunecarea specifică (de natură elastică) a materialui piesei, produsă pedirecţia tensiunii τ. Factorii de proporţionalitate E şi G, care intervin înformulările particulare (3.3) şi (3.4) ale legii lui Hooke, sunt caracteristici(constante) proprii materialului piesei solicitate, ce exprimă capacitateamaterialului de a se opune acţiunii de deformare elastică exercitate de solicitărilemecanice exterioare; caracteristica E este denumită modul de elasticitatelongitudinală, iar caracteristica G - modul de elasticitate transversală.

În teoria elasticităţii este demonstrat că formulările analitice ale legiilui Hooke pentru materialele continue, omogene şi izotrope conţin ca factori deproporţionalitate numai caracteristicile E şi G, oricare ar fi complexitateastărilor de tensiuni mecanice care produc deformaţiile elastice.

Deformarea elastică a cristalelor care alcătuiesc structura pieselormetalice se realizează prin modificarea distanţelor interatomice şi schimbareaparametrilor structurii cristaline (reţelei spaţiale). De exemplu, aşa cum se poateobserva în figura 3.3, pentru a realiza alungirea elastică a unui cristal metalic estenecesar ca forţele exterioare aplicate să genereze tensiunile normale σ,echivalente creării unor forţe interatomice Fc, de sens contrar forţelor de legăturăinteratomică Fl; în această situaţie, poziţiile de echilibru ale atomilor cristaluluicorespund respectării condiţiei Fc + Fl = 0 şi distanţele interatomice se modifică lavaloarea rrr ∆+= 01 , r0 fiind distanţa interatomică de echilibru pentru cristalulnedeformat. Dacă forţele exterioare îşi încetează acţiunea (tensiunile σ şi forţeleinteratomice Fc se anulează), condiţia de echilibru al atomilor este Fl = 0 şicristalul revine la forma iniţială (distanţa interatomică de echilibru redevine r0).Analizând figura 3.3 se poate observa că, dacă tensiunile σ sunt echivalente unorforţe interatomice Fc > Fcmax, echilibrul atomilor cristalului solicitat mecanic numai poate fi realizat şi se produce ruperea acestuia; forţa Fcmax este numită forţăde coeziune interatomică, iar tensiunea σrc corespunzătoare acestei forţe (caredetermină ruperea materialului cristalului prin deformare elastică excesivă şipierderea coeziunii interatomice) poartă numele de rezistenţă teoretică saurezistenţă la rupere prin clivaj (smulgere) a materialului.


111

Fig. 3.3. Deformarea elastică a monocristalelorFig. 3.4. Bandă de alunecare într-un

monocristal deformat plastic

Deformarea elastică a materialelor (pieselor) metalice cu structurăpolicristalină se realizează prin deformarea cristalelor componente conformmecanismului anterior prezentat. Comportarea la deformare şi valorilecaracteristicilor elastice (E şi G) ale materialelor metalice policristaline suntdeterminate în principal de natura şi intensitatea forţelor de legătură dintre atomiicare alcătuiesc cristalele (dependente de compoziţia chimică a materialului, detipul şi de parametrii structurii sale cristaline) şi sunt influenţate în măsurănesemnificativă de factorii structurali modificabili prin prelucrări tehnologice,cum ar fi forma şi dimensiunile cristalelor, tipul şi densitatea imperfecţiunilorstructurii cristaline (vacanţe, dislocaţii, limite de cristale, limite de subcristale) etc.

3.3. Plasticitatea materialelor metalice

Plasticitatea este proprietatea unui material de a se deforma sub acţiuneasolicitărilor mecanice şi de a nu reveni la forma iniţială (de a-şi menţineconfiguraţia obţinută prin deformare) când solicitările şi-au încetat acţiunea .

S-a stabilit pe cale experimentală că, în cazul în care solicitările mecaniceaplicate asupra unei piese crează stări de tensiuni capabile să producă deformaţiiplastice ale materialului acesteia, legea lui Hooke îşi pierde valabilitatea(dependenţa dintre tensiunile generate de solicitările mecanice şi deformaţiilespecifice produse nu mai este liniară).

Cercetările experimentale şi studiile teoretice efectuate au evidenţiaturmătoarele aspecte privind deformarea plastică a cristalelor metalice:

a) Deformarea plastică a cristalelor care alcătuiesc structura materialelor


112

metalice se realizează, în mod obişnuit, prin alunecarea unor zone ale cristalelor,de-a lungul unor plane cristalografice numite plane de alunecare, sub acţiuneatensiunilor tangenţiale τ generate de solicitările mecanice aplicate asupraacestor materiale; acest mecanism de realizare a deformării plastice a fostsugerat de observarea unor linii sau benzi de alunecare pe suprafeţele libere alecristalelelor deformate plastic, aşa cum se prezintă în figura 3.4.

b) Planele de alunecare ale cristalelor metalice sunt planele cristalograficecu densitate atomică maximă; la materialele metalice cu structură cristalină CFCplanele de alunecare aparţin familei 111, la materialele metalice cu structurăcristalină CVC planele de alunecare aparţin familiei 110, iar la materialele custructură cristalină HC planele de alunecare sunt planele (0001) (bazele celulelorelementare ale structurii cristaline). În fiecare plan de alunecare, direcţiilepreferenţiale de realizare a proceselor de alunecare sunt direcţiile cu densitateatomică maximă; la materialele metalice cu structură cristalină CFC direcţiile dealunecare aparţin familei <110>, la materialele metalice cu structură cristalinăCVC direcţiile de alunecare aparţin familiei <111>, iar la materialele cu structurăcristalină HC direcţiile de alunecare corespund diagonalelor bazelor celulelorelementare (direcţiile [110]).

Un plan de alunecare împreună cu o direcţie de alunecare conţinută înacesta formează un sistem de alunecare; structurile cristaline CFC, având celmai mare număr de sisteme de alunecare, prezintă cea mai bună capacitate dedeformare plastică, în timp ce structurile cristaline HC, fiind caracterizate prinnumărul cel mai redus de sisteme de alunecare, prezintă plasticiate scăzută.

c) Deformarea plastică prin alunecare a unui cristal nu se realizează prinmecanismul ilustrat în figura 3.5, care presupune deplasarea relativă simultană,cu un număr întreg de distanţe interatomice, a tuturor atomilor din zoneleadiacente unuia sau mai multor plane de alunecare. Realizarea deformăriiplastice prin acest mecanism ar necesita dezvoltarea unor tensiuni tangenţiale τ

cu intensităţi superioare unei valori teoretice π

=τ2G

t , G fiind modulul de

elasticitate transversală al materialului cristalului (pentru materialele metaliceuzuale, G = 7000 ... 70000 N/mm2); tensiunile tangenţiale care au produsdeformarea plastică a unor monocristale metalice cercetate experimental au avutintensităţile de 100...1000 de ori mai mici decât valoarea teoretică τt , fapt ce acondus la infirmarea ipotezei deformării plastice a cristalelor metalice prinmecanismul de alunecare sugerat în figura 3.5.

d) Deformarea plastică prin alunecare a cristalelor metalice reale (cuimperfecţiuni ale structurii cristaline) se realizează prin mecanismul ilustrat înfigura 3.6, bazat pe deplasarea dislocaţiilor în planele de alunecare alecristalelor. Acest mecanism al deformării plastice a cristalelor metalice a fost


113

confirmat prin cercetări experimentale (intensitatea tensiunilor tangenţiale care auprodus deformarea plastică a unor cristale metalice a fost aproximativ egală cuintensitatea calculată a tensiunii tangenţiale necesare deplasării dislocaţiilor înlungul planelor de alunecare ale acestor cristale).

Fig. 3.5. Mecanismul deformării plastice prinalunecare în absenţa dislocaţiilor

Fig. 3.6. Mecanismul deformării plastice prinalunecare în prezenţa dislocaţiilor

e) Procesul de deformare plastică prin alunecare nu conduce lamicşorarea numărului de dislocaţii conţinute în cristale, ci la mărirea acestuia(creşterea densităţii de dislocaţii), deoarece, la deplasarea în lungul planelor dealunecare, multe din dislocaţii întrunesc condiţiile transformării în surse Frank-Read (surse de dislocaţii). De asemenea, procesul de deformare plastică bazat pedeplasarea dislocaţiilor în lungul planelor de alunecare determină blocareamişcării multor dislocaţii, datorită interacţiunii acestora cu obstacolele întâlnite(alte dislocaţii, vacanţe, impurităţi etc.). Datorită acestor fenomene (creştereadensităţii de dislocaţii şi blocarea mişcării unor dislocaţii), pe măsură ceprocesul de deformare plastică a unui cristal avansează, creşte intensitateatensiunii tangenţiale τ care asigură continuarea procesului (creşte rezistenţala deformare a materialului cristalului), fenomen numit ecruisare (întărire)prin deformare plastică.

Deformarea plastică a unui material metalic (a unei piese metalice) custructură policristalină începe în cristalele având planele de alunecare orientatecel mai favorabil în raport cu sistemul de solicitare al materialului (piesei); înaceste cristale tensiunile tangenţiale dezvoltate prin acţiunea solicitărilormecanice exterioare au intensităţi maxime şi este posibilă demararea procesului dedeformare plastică (bazat pe mecanismul descris anterior, de deplasare prinalunecare a dislocaţiilor). Dislocaţiile deplasate în interiorul cristalelor în primelesecvenţe ale procesului de deformare plastică sunt blocate la limitele dintrecristale (unde nivelul energetic este mai ridicat şi se face trecerea spre cristalele


114

vecine, cu alte orientări ale planelor cristalografice) şi apare fenomenul deecruisare. Mărind intensitatea solicitărilor mecanice la care este supus materialul(piesa), procesul de deformare plastică poate continua, fie prin realizareacondiţiilor de deplasare a dislocaţiilor în planele de alunecare ale altor cristale,fie prin continuarea deplasării dislocaţiilor blocate la marginea cristalelor.

Fig. 3.7. Mecanismul deformării plastice a structurilor policristalineşi formării structurii fibroase

În baza mecanismului descris anterior rezultă că, mărind suficientsolicitările la care este supus un material cu structură policristalină, se poateobţine deformarea plastică globală (generală) a acestuia. Într-o astfel de situaţie,materialul policristalin va prezenta o structură fibroasă de tipul celei prezentateîn figura 3.7, deoarece cristalele (grăunţii cristalini) din care este alcătuit îşimodifică forma poliedrică (echiaxială) iniţială, alungindu-se în direcţia eforturilorcare le-au produs deformarea. Orientarea unidirecţională a cristalelormaterialelor metalice policristaline deformate plastic, denumită textură dedeformare, produce anizotropia proprietăţilor mecanice ale acestor materiale.

3.4. Încercarea la tracţiune a materialelor metalice

Pentru a evidenţia particularităţile comportării materialelor metalicepolicristaline solicitate mecanic se foloseşte (ca încercare de referinţă) încercareala tracţiune. Condiţiile şi modul de realizare a încercării la tracţiune şicaracteristicile mecanice care se pot determina prin această încercare suntreglementate prin standardul SR EN 10002 (care reprezintă versiunea în limbaromână a standardului european EN 10002).


115

Încercarea la tracţiune se execută pe epruvete confecţionate din materialulmetalic care se cercetează, având forma şi dimensiunile prescrise în SR EN 10002.Epruvetele folosite în mod obişnuit au configuraţia prezentată în figura 3.8; acesteepruvete au o porţiune centrală, cu secţiunea circulară (epruvete rotunde) saudreptunghiulară (epruvete plate), calibrată (cu dimensiuni precise) şi două capete deprindere (pe maşina cu care se realizează încercarea), cu diverse configuraţii(cilindrice, conice, cilindrice filetate, plate, plate cu orificii pentru bolţuri etc.). Peporţiunea calibrată a epruvetelor se trasează (înainte de încercare) două repere ladistanţa L0; de regulă, distanţa (lungimea) iniţială între repere L0 se alege în funcţiede aria secţiunii transversale iniţiale a porţiunii calibrate S0, utilizând relaţia:

00 SkL = , (3.5)iar epruvetele astfel dimensionate se numesc epruvete proporţionale (de obicei,se ia k = 5,65, ceea ce este echivalent, pentru epruvetele rotunde, cu L0 = 5d0).

Fig. 3.8. Epruvete pentru încercarea la tracţiune

În timpul încercării la tracţiune, pe direcţia axei longitudinale a uneiepruvete realizate conform prescripţiilor anterior prezentate, se aplică o forţă detracţiune F, crescătoare ca intensitate, care produce deformarea progresivă şi, înfinal, ruperea epruvetei. Maşina folosită pentru realizarea încercării la tracţiuneeste prevăzută cu dispozitivele necesare pentru a măsura şi/sau înregistra (petoată durata încercării) intensitatea forţei aplicate F şi deformaţiile liniare(lungirile sau extensiile) produse epruvetei ∆L = L - L0, L fiind distanţa


116

(lungimea) între reperele epruvetei la aplicarea forţei de tracţiune cu intensitateaF. Prin măsurarea secvenţială sau înregistrarea continuă a valorilor mărimilor F şi∆L, se poate construi curba dependenţei F = g(∆L), numită diagrama încercăriila tracţiune (DIT) sau diagrama forţă - alungire (extensie). Reprezentând în

coordonate rectangulare variaţia tensiunii (convenţionale) 0S

F=σ în funcţie de

alungirea specifică 0LL∆=ε sau în funcţie de alungirea procentuală 100

0LL∆=ε , se

obţine o curbă σ = f(ε), numită curba caracteristică convenţională la tracţiune(CCCT) sau curba caracteristică tensiune-deformaţie specifică a materialuluicercetat. CCCT are în mod obişnuit una din configuraţiile prezentate în figura 3.9.

Cu ajutorul CCCT (construită pe baza încercării la tracţiune) se potevidenţia particularităţile comportării oricărui material metalic solicitat mecanic şise pot defini o serie de caracteristici mecanice (folosite drept caracteristici dereferinţă la proiectarea pieselor din materialul respectiv), aşa cum se prezintă încontinuare:

a) La începutul încercării la tracţiune CCCT este liniară (areconfiguraţia unei drepte care trece prin originea sistemului de coordonate), faptce indică existenţa unei proporţionalităţi stricte între mărimile σ şi ε şi, deci, ocomportare elastică a materialului supus încercării; deoarece la începutulîncercării materialul respectă legea lui Hooke (σ =Eε), panta CCCT, măsuratăîn originea sistemului de coordonate, este chiar modulul de elasticitatelongitudinală al materialului (tgα = E, v.fig. 3.9).

b) Pe măsură ce creşte intensitatea forţei de tracţiune F, materialul supusîncercării începe să sufere deformaţii plastice, dependenţa dintre σ şi ε nu mai esteliniară şi configuraţia CCCT se modifică.

La unele materiale metalice începutul procesului de deformare plasticăeste caracterizat printr-o curgere a materialului (deformare plastică fărăecruisare) şi pe CCCT se înregistrează un palier (v. figura 3.9 a); tensiunea la carese produce creşterea deformaţiilor specifice ale materialului fără a se măriintensitatea solicitării (tensiunea la care are loc fenomenul de curgere sautensiunea corespunzătoare palierului înregistrat pe CCCT) este denumită limităde curgere aparentă şi notată Re.

Multe materiale metalice nu manifestă un fenomen de curgere aparentă,CCCT corespunzătoare acestora neprezentând variaţii bruşte ale pantei lainstaurarea procesului de deformare plastică, ci numai modificări continue, careevidenţiază creşterea ponderii deformaţiilor plastice şi apariţia fenomenului deecruisare (v. figura 3.9 b). La astfel de materiale se poate defini o limită decurgere convenţională (notată Rp), ca fiind tensiunea la care alungirea specifică


117

neproporţională (de natură plastică, notatată εp în fig. 3.9 b) atinge o valoareprescrisă; în mod uzual, limita de curgere convenţională se determină pentru oalungire procentuală neproporţională εp = 0,2 % şi se notează Rp0,2.

În unele cazuri, în locul limitei de curgere convenţionale se definescurmătoarele caracteristici echivalente:

* limita de alungire remanentă Rr - tensiunea corespunzătoare uneialungiri specifice remanente (măsurate după descărcarea epruvetei, εr ≅ εp,v. fig. 3.9 b) prescrise; în mod uzual, Rr se determină pentru o alungireprocentuală remanentă εr = 0,2 % şi se notează Rr0,2;

* limita de extensie convenţională Rt - tensiunea la care alungireaspecifică totală (de natură elasto-plastică, ε = εe + εp, v. fig. 3.9 b) atinge ovaloare prescrisă; de obicei, Rt se determină pentru o alungire procentualătotală ε = 0,5 % şi se notează Rt0,5.

Fig. 3.9. Curbe caracteristice conventionale la tracţiune (CCCT):a - la materialele care prezintă curgere aparentă; b - la materialele fără curgere aparentă

c) Mărind tensiunile de solicitare peste limita de curgere, are locdeformarea plastică uniformă a porţiunii calibrate a epruvetei. La o anumităvaloare a forţei de solicitare la tracţiune, într-o zonă oarecare a porţiunii calibratese produce gâtuirea epruvetei (micşorarea secţiunii transversale a epruveteidatorită deformării plastice excesive). Solicitând în continuare epruveta, gâtuirease accentuează şi, la epuizarea capacităţii de deformare plastică a materialului,survine ruperea acesteia. Tensiunea corespunzătoare forţei maxime de solicitare aepruvetei înainte de rupere Fmax , se numeşte rezistenţă la tracţiune (sau

rezistenţă la rupere) şi se notează Rm (0S

FmaxmR = ); rezistenţa la tracţiune este o


118

caracteristică convenţională a materialului supus încercării, deoarece se calculeazăraportând forţa Fmax, aplicată într-un moment precedent momentului ruperii, la oarie S0, diferită de aria reală a epruvetei solicitate de Fmax (v. fig. 3.9).

d) Aşezând cap la cap cele două părţi ale epruvetei rupte la încercarea latracţiune şi măsurând dimensiunile acesteia, se determină distanţa (lungimea)ultimă între reperele din porţiunea calibrată Lu şi aria secţiunii transversale înzona (gâtuită) în care s-a produs ruperea (aria minimă a secţiunii după rupere) Suşi se pot defini încă două caracteristici mecanice ale materialului încercat:

* alungirea procentuală după rupere (sau alungirea la rupere) A:

1000

0L

LLuA −= ; (3.6)

* coeficientul de gâtuire (numit şi gâtuire sau stricţiune şi exprimat în %) Z:

1000

0S

SS uZ −= (3.7)

Din datele prezentate anterior reiese că, folosind rezultatele încercării latracţiune se pot determina o serie de caracteristici mecanice importante alematerialelor metalice: modulul de elasticitate longitudinală E; limita de curgere(aparentă Re sau convenţională Rp) sau caracteristicile echivalente acesteia(limita de alungire remanentă Rr sau limita de extensie convenţională Rt);rezistenţa la tracţiune Rm; alungirea procentuală după rupere A; coeficientul degâtuire Z şi se pot face aprecieri calitative şi cantitative privind proprietăţile deelasticitate şi plasticitate ale acestora.

Astfel, capacitatea de deformare elastică a oricărui material metalic sepoate exprima cantitativ prin valoarea energiei Ue, care poate fi înmagazinată dematerial în procesul de deformare elastică şi poate fi eliberată la înlăturareasolicitărilor care au produs deformarea. Valoarea energiei Ue corespunde ariei desub porţiunea liniară a CCCT (aria domeniului triunghiular OCB, v. fig. 3.9, a) şiva fi dată de o relaţie de forma:

ERe

eU2

2= ; (3.8)

rezultă astfel că valoarea energiei Ue, ce exprimă cantitativ elasticitatea unuimaterial metalic, este direct proporţională cu pătratul limitei de curgere amaterialului şi invers proporţională cu modulul de elasticitate longitudinală alacestuia.

De asemenea, capacitatea de deformare plastică a unui material metalicse poate exprima cantitativ prin valoarea energiei Up, care poate fi preluată dematerial în procesul de deformare plastică a acestuia înainte de rupere. Valoareaenergiei Up , ce exprimă tenacitatea unui material sau capacitatea de deformareplastică a unui material înainte de rupere, corespunde ariei de sub porţiunea


119

neliniară a CCCT (aria domeniului BCDE, aproximativ egală cu aria domeniuluiOCDE’, v. fig. 3.9 a) şi este direct proporţională cu limita de curgere, cualungirea procentuală după rupere şi cu diferenţa (sau raportul) dintre rezistenţala tracţiune şi limita de curgere corespunzătoare materialului.

3.5. Influenţa temperaturii asupra materialelor metaliceecruisate prin deformare plastică

Deformarea plastică conduce la ecruisarea materialelor metalice şi laformarea structurii fibroase (texturii de deformare). Datorită acestor modificări(de proprietăţi şi de structură) materialele metalice deformate plastic nu se găsescîn starea termodinamică de echilibru stabil şi au tendinţa de a suferitransformările structurale capabile să le aducă într-o astfel de stare(caracterizată printr-un nivel minim al energiei libere); aceste transformăristructurale au ca principal mecanism difuzia şi, ca urmare, sunt puternicinfluenţate de temperatura la care se desfăşoară (temperatura la care este încălzitmaterialul metalic ecruisat prin deformare plastică).

A. Dacă un material metalic ecruisat prin deformare plastică este încălzitla o temperatură situată în jurul valorii Tr = (0,2...0,3)Ts (Ts fiind temperatura desolidificare - topire a materialului, în K), se obţine o creştere sensibilă a mobilităţiiatomilor care compun structura şi, ca urmare, sunt activate fenomenele deautodifuzie şi eterodifuzie, pe baza cărora se reduc distorsiunile structuriicristaline deformate şi se deplasează, se redistribuie şi se anulează prininteracţiune imperfecţiunile acestei structuri (vacanţe, atomi interstiţiali, dislocaţiietc.), realizându-se o scădere a densităţii de defecte, o poligonizare a cristalelor(prin mecanismul sugerat în fig.3.10, constând din deplasarea dislocaţiilor înplanele de alunecare, redistribuirea lor sub formă de pereţi de dislocaţii sau limitela unghiuri mici şi divizarea cristalelor în subcristale sau blocuri cristaline cudensitate minimă de defecte) şi, în consecinţă, o refacere parţială a capacităţii dedeformare plastică a materialului metalic. Procesul de transformare descris estedenumit restaurare.

B. Dacă un material metalic ecruisat prin deformare plastică este încălzit lao temperatură situată deasupra valorii Trp ≅ 0,4Ts (Ts fiind temperatura desolidificare - topire a materialului, în K), mobilitatea atomilor care compunstructura creşte apreciabil şi se crează condiţiile desfăşurării unui proces detransformare a structurii fibroase, cu cristale alungite unidirecţional, într-ostructură de echilibru cu cristale poliedrice (echiaxiale) şi cu plasticite bună(asemănătoare structurii pe care o avea materialul metalic înaintea ecruisării saleprin deformare plastică). Acest proces, numit recristalizare primară, se


120

desfăşoară (ca şi cristalizarea primară, v. scap. 1.4) în două etape: a) germinarea,constând din apariţia germenilor cristalelor poliedrice ale noii structuri (în zonelecu niveluri energetice mai ridicate ale structurii fibroase, cum ar fi, de exemplu,zonele de la limitele cristalelor, în care au fost blocate şi s-au acumulat dislocaţiiledeplasate prin alunecare în procesul de deformare care a produs ecruisareamaterialului); b) creşterea germenilor (cu dimensiunile superioare dimensiuniicritice, v.scap. 1.4) şi formarea cristalelor poliedrice ale noii structuri.

Fig. 3.10 Mecanismul procesului de poligonizareprin deplasarea dislocaţiilor sub acţiunea

temperaturii

Fig. 3.11 Diagrama de recristalizare amaterialelor metalice ecruisate prin

deformare plastică

Dimensiunile cristalelor obţinute prin recristalizarea primară suntdependente de temperatura la care s-a realizat procesul, T ≥ Trp ( Trp fiind numitătemperatură de recristalizare primară) şi de gradul de deformare realizat înprocesul de deformare plastică prin care s-a produs ecruisarea materialuluimetalic GD, definit printr-o relaţie de forma:

1000

0

S

SS DGD−

= , (3.9)

în care S0 este aria secţiunii transversale sau lungimea materialului metalicînaintea procesului de deformare plastică, iar SD - aria secţiunii transversale saulungimea materialului metalic ecruisat prin deformare plastică. Dependenţeledintre dimensiunile cristalelor obţinute prin recristalizarea primară şi aceşti doifactori se reprezintă sub forma unor diagrame spaţiale, de tipul celei prezentate înfigura 3.11, numite diagrame de recristalizare. Analizând o astfel de diagramă, sepot desprinde următoarele concluzii:

* procesele de recristalizare primară pot conduce la structuri cu cristalefine (structuri cu granulaţie fină), dacă temperatura la care au loc procesele esteapropiată de Trp şi/sau gradul de deformare al materialului metalic supusrecristalizării a fost mare;


121

* pentru orice material metalic există o valoare a gradului de deformare,numită grad critic de deformare GDcr, căreia îi corespunde structura derecristalizare primară cu dimensiunile maxime ale cristalelor poliedrice(structura de recristalizare cea mai grosolană) şi cu plasticitatea (tenacitatea)minimă, aşa cum rezultă din figura 3.12.

C. Dacă un material metalic ecruisat prin deformare plastică este menţinuttimp îndelungat la temperatura de recristalizare primară sau este supusrecristalizării primare la o temperatură T >> Trp , structura cu cristale poliedrice,rezultată prin desfăşurarea procesului de recristalizare primară, suferă un procesnumit creşterea cristalelor (creşterea granulaţiei) şi îşi micşorează energialiberă. Procesul constă din formarea unei structuri cu granulaţie grosolană (cu unnumăr mic de cristale de dimensiuni mari), în care suprafeţele de separareintergranulară (limitele de cristale), caracterizate prin niveluri energetice ridicate,au extindere redusă; mecanismul procesului poate fi descris sintetic astfel: atomiifiecărui grup de cristale poliedrice adiacente se redistribuie prin difuzie într-ostructură cristalină unică (cu aceeaşi orientare a planelor şi direcţiilorcristalografice) şi formează câte un singur cristal de dimensiuni mari.

Fig. 3.12. Reducerea proprietăţilor deplasticitate prin recristalizarea materialelor

metalice deformate la gradul critic

Fig. 3.13. Dependenţa dintre caracteristicilemecanice Rm şi A şi temperatura la care suntîncălzite materialele metalice ecruisate prin

deformare plastică

D. Dacă un material metalic ecruisat prin deformare plastică este supusrecristalizării la o temperatură T >>> Trp , este posibil să se producă un proces numitrecristalizare secundară, care constă din creştera intensă, preferenţială a unorcristale ale structurii obţinute prin recristalizarea primară şi obţinerea unei structuricu granulaţie foarte neuniformă. Motivele realizării acestui proces sunt incompletelucidate, în prezent presupunându-se că procesul este determinat de repartizarea şidizolvarea neuniformă a impurităţilor existente la marginea cristalelor, de caracterulchimic al atmosferei cuptorului în care este încălzit materialul metalic şi deneuniformităţile texturii de deformare a materialului supus recristalizării.


122

Realizarea proceselor de transformare structurală descrise anterior conduceşi la modificarea caracteristicilor mecanice ale materialelor metalice, aşa cum seprezintă în diagrama din figura 3.13; în această diagramă, Rm este rezistenţa larupere (ce caracterizează rezistenţa la solicitări mecanice a materialului metalic),iar A este alungirea procentuală după rupere (ce caracterizează plasticitatea şitenacitatea materialului).

Dacă un material metalic este deformat plastic la o temperatură Tdp > Trp,procesele de deformare (care produc structura fibroasă şi ecruisarea materialului)se vor desfăşura concomitent cu procesele de restaurare şi recristalizare primară(care elimină structura fibroasă şi ecruisarea materialului) şi materialul vaprezenta o bună plasticitate în tot timpul deformării ; deformarea plastică (fărăecruisare) realizată la o temperatură Tdp ≥ Trp ≅ 0,4Ts se numeşte deformareplastică la cald (sau deformare plastică fără ecruisare), iar deformareaplastică realizată la o temperatură Tdp < Trp ≅ 0,4Ts (însoţită de formarea uneistructuri fibroasă şi de ecruisarea materialului metalic) este denumită deformareplastică la rece.

3.6. Ruperea materialelor metalice

Ruperea este fenomenul de fragmentare a unui material (unei piese) îndouă sau mai multe părţi sub acţiunea unei stări de tensiuni mecanice. Ruperile materialelor (pieselor) metalice se pot clasifica folosind maimulte criterii: a) modul cristalografic de rupere; b) aspectul ruperii; c) mărimeadeformaţiilor plastice care preced ruperea.

Utilizând primul criteriu (modul cristalografic de rupere), careconsideră fenomenul de rupere la scară atomică, ruperile se încadrează în douăcategorii: ruperi prin clivaj (smulgere), produse prin acţiunea unor tensiunimecanice normale σ aşa cum se arată în figura 3.14 a şi ruperi prin forfecare,produse prin acţiunea unor tensiuni mecanice tangenţiale τ, aşa cum sesugerează în figura 3.14 b.

Dacă se utilizează cel de-al doilea criteriu (aspectul ruperii), care considerăfenomenul de rupere la scară microscopică, ruperile se clasifică în două categorii:ruperi cu aspect cristalin - strălucitor şi ruperi cu aspect fibros.

Dacă se foloseşe cel de-al treilea criteriu (mărimea deformaţiilor plasticecare preced ruperea), care consideră fenomenul de rupere la scară macroscopică,ruperile se încadrează în două categorii: ruperi fragile, precedate de deformaţiiplastice nesemnificative şi care se propagă cu viteze foarte mari şi ruperi ductile,caracterizate prin deformaţii plastice apreciabile produse înaintea şi în timpulrealizării fenomenelor de rupere.


123

Categoriile de clasificare a ruperilor materialelor (pieselor) metalice suntnet corelate; astfel, ruperile fragile se produc prin clivaj (smulgere), aupropagare intercristalină (prin limitele cristalelor care alcătuiesc structuramaterialului) sau transcristalină (prin grăunţii cristalini care compun structuramaterialului) şi prezintă aspect cristalin - strălucitor, iar ruperile ductile seproduc prin forfecare, au, de obicei, propagare transcristalină şi prezintă aspectfibros.

Fig. 3.14 Modurilecristalografice de rupere a

materialelor metalice: a - rupere prin clivaj (smulgere) ;

b - rupere prin forfecareFig. 3.15 Efectul prezenţei concentratorilor de tensiuni în

piesele metalice solicitate mecanic

Comportarea fragilă sau ductilă la rupere nu este întotdeauna o însuşireintrinsecă a fiecărui material metalic (o însuşire dependentă numai de compoziţiachimică şi de caracteristicile structurale ale materialului). Comportarea la ruperepoate fi influenţată esenţial de factorii ce descriu condiţiile solicitării mecanicecare determină ruperea: a) temperatura materialului în timpul solicitării;b) viteza de solicitare (viteza de aplicare a sarcinilor şi/sau viteza de deformarea materialului); c) gradul de triaxialitate al stărilor de tensiuni generate înmaterialul supus solicitării, dependent de complexitatea solicitării şi deprezenţa în material a concentratorilor de tensiuni. Complexitatea unei solicitărimecanice este determinată de modul în care acţionează sarcinile (forţele) care oproduc şi de tipul efectelor (simple sau combinate) de deformare realizate(întindere, compresiune, încovoiere, forfecare, torsiune etc.), iar concentratorii detensiuni sunt discontinuităţi ale materialului (orificii, crestături, zgârieturi,incluziuni, fisuri etc.) care determină creşteri locale ale intensităţii tensiunilorgenerate de solicitările mecanice; aşa cum se arată în figura 3.15:

* în vecinătatea oricărui concentrator de tensiuni, intensitatea tensiunilorproduse de o solicitare mecanică are o valoare (σmax) mult mai mare decât valoareanominală (σn) a intensităţii tensiunilor generate de aceeaşi solicitare în materialullipsit de concentrator (sau în materialul situat la o distanţă mare faţă de concentrator);ca urmare, orice concentrator de tensiuni se poate caracteriza printr-un coeficient de


124

concentrare a tensiunilor mecanice cσσσσ, definit prin relaţia:

1>=σ

σσ

n

maxc ; (3.10)

* starea de tensiuni produsă de o solicitare mecanică în vecinătatea unuiconcentrator de tensiuni este triaxială, adică pe toate feţele oricărui element devolum (de forma unei prisme patrulatere drepte, v. scap 3.1, fig. 3.2) almaterialului situat în această zonă acţionează tensiuni normale cu intensităţinenule, chiar dacă starea de tensiuni produsă de aceeaşi solicitare în materialullipsit de concentrator este simplă (monoaxială sau plană).

Prin cercetări experimentale privind comportarea la rupere a unui numărmare de materiale metalice cu utilizări industriale s-a constatat că, pentru fiecaredin cei trei factori de descriere a condiţiilor de solicitare mecanică (precizaţianterior) poate fi definit un prag caracteristic, la traversarea căruia comportarea larupere se modifică din ductilă în fragilă sau invers (în funcţie de sensul de variaţiea factorului la traversarea pragului). De obicei, se consideră ca factor principaltemperatura materialului în timpul solicitării, iar pragul caracteristiccorespunzător acestui factor este denumit temperatură de tranziţie ductil -fragil ttr, (dacă temperatura materialului solicitat mecanic este t > ttr, comportareasa la rupere este ductilă, iar dacă temperatura materialului coboară la t < ttrmaterialul prezintă o comportare fragilă la rupere). Influenţele celorlalţi doi factorise iau în considerare prin modificările pe care le produc valorii temperaturii detranziţie; astfel, mărirea vitezei de solicitare (solicitarea dinamică sau prinşocuri) şi/sau creşterea gradului de triaxialitate al stărilor de tensiuni (datorităcomplexităţii solicitării mecanice sau prezenţei concentratorilor de tensiuni)determină tendinţa oricărui material metalic spre o comportare fragilă la rupereşi produce creşterea temperaturii de tranziţie a materialului respectiv (extindereadomeniului de temperaturi în care materialul manifestă o comportare fragilă larupere şi, ca urmare, restrângerea domeniului de temperaturi în care comportareala rupere a materialului este ductilă).

Procesul de rupere (fragilă sau ductilă) a unui material metalic are douăetape de desfăşurare: a) iniţierea ruperii, constând din apariţia (germinarea) unormicrofisuri (germeni sau nuclee de rupere) în materialul metalic solicitat mecanic;b) propagarea ruperii, constând din extinderea (creşterea) microfisurilor înmaterialul metalic supus solicitărilor mecanice.

a) Iniţirea ruperii este controlată (determinată), atât în cazul ruperiifragile, cât şi în cazul ruperii ductile, de tensiunile tangenţiale create (prinacţiunea solicitărilor mecanice) în lungul planelor de alunecare ale cristalelormaterialului metalic. Aceste tensiuni realizează deplasarea dislocaţiilor în planelede alunecare, deplasare echivalentă iniţierii unui proces de deformare plastică a


125

cristalelor (v.scap. 3.2). Deplasarea dislocaţiilor determină posibilitatea ca acesteasă interacţioneze (cu alte dislocaţii întâlnite pe parcursul mişcării), să fie blocate(de dislocaţiile de acelaşi semn, de limitele de cristale sau de alte obstacole) şi săse acumuleze în jurul barierelor (obstacolelor) întâlnite. Aşa cum se observă înfigura 3.16, acumularea dislocaţiilor de acelaşi semn în jurul unui obstacol esteechivalentă cu apariţia unei microfisuri, deoarece determină creşterea localăimportantă a distanţelor dintre atomi şi dispariţia forţelor de legătură interatomică(pierderea coeziunii interatomice).

b) Propagarea ruperii fragile este controlată (determinată) de tensiunilenormale de întindere, cu direcţia de acţiune perpendiculară pe planulmicrofisurilor iniţiate în materialul metalic supus solicitărilor mecanice. Aşa cumse observă în figura 3.16, tensiunile normale de întindere tind să măreascădistanţele dintre atomi în jurul microfisurilor iniţiate prin acumularea de dislocaţiişi să producă extinderea microfisurilor prin pierderea coeziunii între atomii de lavârful acestora; deoarece efectul (coeficientul) de concentrare a tensiunilorcorespunzător microfisurilor sporeşte odată cu creşterea dimensiunilor acestora,procesul de propagare a ruperii este continuu accelerat şi se realizează cu vitezădin ce în ce mai mare (ruperea fragilă are o propagare instabilă). Trebuie remarcat(v. fig. 3.16) că, dacă tensiunile normale pe planul microfisurilor iniţiate înmaterialul metalic sunt de compresiune, procesul de propagare a fisurilor esteinhibat ( există tendinţa închidereii fisurilor) şi ruperea fragilă nu se produce.

Propagarea ruperii ductile este controlată (determinată) de tensiuniletangenţiale create în jurul microfisurilor iniţiate în materialul metalic supussolicitărilor mecanice. Sub acţiunea acestor tensiuni are loc deformarea plastică amaterialului de la vârful microfisurilor, se produce rotunjirea microfisurilor(microfisurile se transformă în microgoluri, cu un efect scăzut de concentrare atensiunilor) şi în materialul din jurul acestora apar noi microfisuri (prinmecanismul de deplasare prin alunecare şi acumulare a dislocaţiilor); ca urmare,procesul de propagare a ruperii ductile se desfăşoară stabil, cu un mare consum deenergie pentru deformarea plastică, gâtuirea şi ruperea punţilor dintremicrogolurile ce se crează continuu pe parcursul ruperii în materialul metalicsupus solicitărilor mecanice.

Din cele prezentate anterior rezultă că ruperea fragilă este un fenomengreu de diagnosticat (prognozat), care se produce intempestiv , se propagă cuviteze foarte mari (instabil) şi poate avea urmări catastrofale, în timp ce rupereaductilă este un fenomen uşor de detectat, care se produce stabil, după epuizareacapacităţii de deformare plastică a materialului metalic supus solicitărilormecanice. Ca urmare, la proiectarea pieselor metalice destinate aplicaţiilortehnice se pune condiţia ca materialul metalic ales pentru confecţionareaacestora să prezinte o comportare ductilă la rupere pe tot domeniul


126

temperaturilor de exploatare (utilizare) a lor; astfel, dacă domeniultemperaturilor de exploatare a pieselor are limita inferioară temin, materialulmetalic din care se realizează acestea trebuie să prezinte o temperatură de tranziţieductil-fragil ttr, care să asigure îndeplinirea condiţiei:

temin > ttr (3.11)Utilizarea criteriului (3.11) impune cunoaşterea caracteristicii ttr pentru

materialele metalice cu utilizări industriale (tehnice).

3.7. Încercarea la încovoiere prin şoca materialelor metalice

Pentru a evidenţia particularităţile comportării la rupere a materialelormetalice la diferite temperaturi se foloseşte (ca încercare de referinţă) încercareala încovoiere prin şoc. Condiţiile şi modul de realizare a încercării la încovoiereprin şoc şi caracteristicile mecanice care se pot determina prin această încercaresunt reglementate prin standardul SR EN 10045 (care reprezintă versiunea înlimba română a standardului european EN 10045).

Încercarea la încovoiere prin şoc se execută pe epruvete confecţionate dinmaterialul metalic care se cercetează, având configuraţia şi dimensiunile înconformitate cu prescripţiile SR EN 10045. Aşa cum se poate observa în figura3.17, epruvetele standardizate au forma unor prisme pătrate drepte, cu lungimea(înălţimea) de 55 mm şi latura bazei de 10 mm şi sunt prevăzute pe una din feţelelaterale cu o crestătură centrală (un concentrator de tensiuni mecanice); în funcţiede forma crestăturii, epruvetele pot fi: a) cu crestătură în formă de V, la carecrestătura are adâncimea de 2 mm, unghiul de deschidere de 450 şi raza derotunjire la vârf de 0,25 mm; b) cu crestătură în formă de U (sau cu crestătură înformă de gaură de cheie), la care crestătura are adâncimea de 5 mm şi raza lavârf de 1 mm. Pentru efectuarea încercării la încovoiere prin şoc se utilizează, de obicei,o maşină numită ciocan - pendul Charpy, având construcţia prezentată în figura3.18. Înainte de realizarea încercării, pendulul (alcătuit din placa de lovire sauciocanul 1, braţul 2 şi articulaţia 3) este ridicat într-o poziţie de lansare, căreia îicorespunde o energie (potenţială) a pendulului, numită energie nominală, W0; înmod obişnuit W0 = 300 J, existând posibilitatea modificării acestei valori (caredepinde de masa plăcii de lovire şi de înălţimea la care este ridicat pendulul) prinschimbarea plăcii de lovire a pendulului. Epruveta care urmează a fi supusăîncercării se aşează liber pe reazemele (suporturile) 4, amplasate pe batiul (corpul)maşinii 5. Pentru efectuarea încercării se permite căderea pendulului din poziţiade lansare, ciocanul 1 loveşte epruveta pe faţa opusă crestăturii şi produce


127

ruperea acesteia (dintr-o singură lovitură), pe cadranul maşinii 6 înregistrându-sevaloarea energiei consumate (absorbite) pentru ruperea epruvetei Wr; deoarece întimpul căderii energia potenţială a pendulului se transformă în energie cinetică, laimpactul cu epruveta viteza ciocanului este vp = 5,0...5,5 m/s şi solicitarea careproduce ruperea epruvetei este dinamică (încovoiere prin şoc).

Fig.3.16. Mecanismele iniţierii şi propagăriiruperilor materialelor metalice

Fig. 3.17. Epruvete pentru încercarea laîncovoiere prin şoc

Caracteristica mecanică determinată prin încercarea la încoovoiere prinşoc este energia de rupere, notată KV = Wr, dacă s-a încercat o epruvetă cucrestătura în formă de V sau KU = Wr, dacă epruveta încercată a avut crestătura înformă de U. În unele cazuri, caracteristica mecanică prin care se exprimărezultatul încercării la încovoiere prin şoc este rezilienţa, notată KCV sau KCU(funcţie de forma crestăturii epruvetei încercate) şi definită prin relaţia:

KCV sau KCU = 0S

Wr , (3.12)

S0 fiind aria secţiunii transversale iniţiale a epruvetei în planul de simetrie alcrestăturii (S0 = 0,8 cm2, în cazul epruvetei cu crestătura în formă de V şiS0 = 0,5 cm2, în cazul epruvetei cu crestătura în formă de U); în mod obişnuit,rezilienţa se exprimă în J/cm2.

Valoarile energiei de rupere (sau rezilienţei) determinate prin încercarea laîncovoiere prin şoc a unor epruvete dintr-un anumit material sunt în directăcorelaţie cu comportarea la rupere a materialului (sunt caracteristici ce exprimătenacitatea la rupere a materialului): dacă materialul prezintă o comportare fragilăla rupere (rupere cu aspect cristalin - strălucitor), valorile energiei de rupere (saurezilienţei) sunt scăzute, iar dacă materialul prezintă o comportare ductilă larupere (rupere cu aspect fibros), valorile energiei de rupere (sau rezilienţei) suntridicate (se consumă energie atât pentru realizarea suprafeţelor de rupere, cât şipentru deformarea plastică apreciabilă a materialului înainte de rupere). Pornind


128

de la această constatare, a apărut ideea că rezultatele încercarii la încovoiere prinşoc a unui material metalic se pot utiliza pentru determinarea unei temperaturi(convenţionale) de tranziţie ductil - fragil a materialului respectiv. În acest scop,din materialul metalic analizat se prelevează mai multe epruvete, se efectueazăîncercarea la încovoiere prin şoc a acestora la diferite temperaturi, iar rezultateleobţinute se transpun în diagrame, având în abscisă temperatura, iar în ordonatăvalorile caracteristicii KV sau KU, aşa cum se prezintă în figura 3.19 a; deoarecemajoritatea materialelor metalice au un domeniu de temperaturi în care prezintă ocomportare bimodală la rupere (parţial fragilă şi parţial ductilă), temperatura detranziţie ductil - fragil se defineşte prin criterii convenţionale, cum ar fi:

Fig. 3.18. Ciocanul - pendul Charpy şi modul de efectuare a încercării la încovoiere prin şoc

* temperatura de tranziţie ductil - fragil este temperatura la care KV are ovaloare prescrisă X (se notează tKVX);

* temperatura de tranziţie ductil - fragil este temperatura la care KV sauKU are o valoare egală cu jumătate din valoarea energiei de ruperecorespunzătoare comportării ductile la rupere (se notează t0,5);

* temperatura de tranziţie ductil - fragil este temperatura la care jumătatedin aria suprafeţelor de rupere ale epruvetelor are aspect (cristalin - strălucitor)de rupere fragilă (se notează t50%).

Utilizarea încercării la încovoiere prin şoc la determinarea temperaturii de tranziţieductil - fragil a materialelor metalice a evidenţiat următoarele aspecte (v. fig. 3.19 b):


129

* materialele metalice cu structură monofazică de metal pur sau soluţiesolidă şi reţele cristaline de tip CFC prezintă comportare ductilă la rupere laorice temperatură (temperatura lor de tranziţie ductil - fragil este situată latemperaturi foarte scăzute, în vecinătatea temperaturii 0 K);

Fig. 3.19. Variaţia cu temperatura a caracteristicilor KV sau KU la diferite materiale metalice

* unele materiale metalice (cum ar fi compuşii intermetalici sau aliajelecare conţin în structură eutectice cu compuşi intermetalici) au comportare fragilăla rupere pe un domeniu de temperaturi foarte extins (temperatura lor de tranziţieductil - fragil este situată la temperaturi ridicate);

* materialele metalice în structura cărora predomină faze de tip soluţiesolidă sau metal pur cu reţele cristaline de tip CVC prezintă temperaturi detranziţie ductil - fragil situate în domeniul -100 0C...+100 0C, domeniu uzual deexploatare al construcţiilor tehnice; pentru piesele confecţionate din astfel demateriale este importantă considerarea la poiectare a criteriului (3.11) şiefectuarea încercării la încovoiere prin şoc pentru verificarea comportării ductilela rupere la temperatura de utilizare.

În prezent, există tendinţa de a înlocui metoda folosirii rezultatelorîncercării la încovoiere prin şoc pentru definirea criteriilor şi caracteristicilor deapreciere a comportării la rupere a materialelor metalice cu metode mai binefundamentate teoretic şi experimental, dezvoltate în cadrul unei ştiinţeinterdisciplinare moderne, numită mecanica ruperii materialelor; încercărilecorespunzătoare determinării caracteristicilor de tenacitate definite de mecanicaruperilor sunt însă mult mai complicate şi mai costisitoare decât încercarea laîncovoiere prin şoc.


130

3.8. Fluajul materialelor metalice

Aşa cum s-a arătat în scap. 3.3, în mod obişnuit, procesul de deformareplastică a materialelor metalice începe când tensiunile create în acestea subacţiunea solicitărilor mecanice la care sunt supuse depăşesc limita lor de curgereşi se continuă dacă intensitatea acestor tensiuni are o evoluţie monoton crescătoareîn timp. Dacă solicitările mecanice aplicate acţionează timp îndelungat (zile, luni,ani), procesul de deformare plastică a materialelor metalice poate începe chiardacă tensiunile create sub acţiunea acestora au intensităţi mai mici decât limita lorde curgere şi se continuă chiar dacă solicitările şi, ca urmare, tensiunile create deacestea, îşi menţin constantă intensitatea.

Fenomenul de deformare lentă şi continuă în timp a unui material metalicsub acţiunea unor solicitări (tensiuni) mecanice constante se numeşte fluaj, iarruperile produse datorită acestui fenomen se numesc ruperi prin fluaj. S-aconstatat experimental că unul din factorii principali care determină apariţia şidesfăşurarea fenomenului de fluaj este temperatura, fenomenul manifestându-secu intensitate mare dacă materialul metalic solicitat mecanic are temperaturaT ≥ 0,4Ts ≅ Trp, Ts fiind temperatura de solidificare - topire, iar Trp - temperatura derecristalizare primară ale materialului.

Pentru un material metalic aflat la o anumită temperatură T = ct., în careo solicitare mecanică invariabilă generează tensiuni cu intensitatea σ = ct.,comportarea la fluaj poate fi redată sintetic prin curba de fluaj, reprezentândvariaţia deformaţiilor specifice ale materialului ε în funcţie de timp τ, ε = f(τ) şiprin curba de variaţie în timp a vitezei de fluaj vf, vf = f’(τ). Curbele de acest tip,reprezentate în figura 3.20 pentru un material metalic, evidenţiază că fenomenulde fluaj are mai multe etape de desfăşurare:

* În etapa iniţială (0), pe materialul metalic aflat la temperatura T = ct. seaplică solicitările mecanice care generează tensiunile σ =ct. şi materialul capătă(instantaneu) deformaţia specifică ε0, de natură elastică (dacă tensiunile σ sesituează sub limita de curgere a materialului la temperatura T) sau plastică (dacătensiunile σ depăşesc limita de curgere a materialului la temperatura T).

* În următoarea etapă (I), numită etapa fluajului primar sau etapafluajului nestabilizat, are loc creşterea continuă a deformaţiei specifice ε, încondiţiile unei evoluţii descrescătoare a vitezei vf. Procesele de deformare plasticăce se produc în această etapă sunt localizate în corpul cristalelor care alcătuiescstructura materialului metalic şi se desfăşoară prin acţiunea combinată atensiunilor mecanice şi a fenomenelor de difuzie: tensiunile mecanice producdeformarea plastică prin mecanismul deplasării dislocaţiilor în lungul planelor de


131

alunecare ale cristalelor, iar procesele de difuzie facilitează deformarea, ajutânddislocaţiile să depăşească obstacolele care le blochează deplasarea (de exemplu,prin căţărarea dislocaţiilor în planele de alunecare lipsite de bariere) şi diminuândnumărul de obstacole din calea dislocaţiilor (de exemplu, prin activareainteracţiunii dintre dislocaţiile de semne contrare sau dintre atomi şi vacanţe).Procesele de deformare plastică descrise au ca efecte ecruisarea materialului(creşterea rezistenţei la deformare a materialului) şi reducerea progresivă a vitezeide fluaj; deoarece temperatura este superioară temperaturii de recristalizareprimară a materialulu solicitat mecanic, plasticitatea acesuia este refăcutăprogresiv prin declanşarea unor procese de restaurare - recristalizare primară (careelimină ecruisarea, conferă materialului plasticitatea necesară continuăriiproceselor de deformare şi împiedică scăderea la zero a vitezei de fluaj).

* Din momentul în care procesele de deformare plastică - ecruisare şirestaurare - recristalizare primară şi-au echilibrat reciproc efectele, viteza de fluajdevine constantă (vf = ct.) şi începe o nouă etapă (II), numită etapa fluajuluisecundar sau etapa fluajului stabilizat, în care principalele procese care sedesfăşoară sunt localizate la limitele cristalelor care alcătuiesc structuramaterialului solicitat mecanic. În această etapă, dislocaţiile deplasate prinalunecare în cristale sunt blocate la limitele cristalelor, se acumulează în acestezone şi generează microgoluri (microfisuri), care se unesc între ele şi îşi mărescastfel dimensiunile; mecanismul formării şi creşterii microgolurilor esteasemănător mecanismului de iniţiere şi propagare a ruperii ductile (v. scap.3.5).

* Datorită apariţiei şi creşterii microgolurilor intercristaline, de la unmoment dat viteza de fluaj începe să crească, procesul de deformare seaccelerează progresiv şi se intră într-o nouă etapă (III), numită etapa fluajuluiterţiar sau etapa fluajului accelerat, care se încheie în momentul când seproduce ruperea materialului (IV).

Comportarea la fluaj a unui material metalic, descrisă de configuraţiacurbei de fluaj, de curba vitezelor de fluaj, de duratele celor trei etape principaleale procesului de fluaj şi de durata (totală) de solicitare a materialului înainte derupere τf , este influenţată esenţial de intensitatea tensiunilor de solicitare σ = ctşi de mărimea temperaturii la care se desfăşoară procesul T = ct., aşa cum sepoate observa examinând diagramele din figura 3.21.

Pentru determinarea comportării la fluaj a unui material metalic sefolosesc încercări mecanice speciale, cum ar fi, de exemplu, încercarea larupere prin fluaj, reglementată prin STAS 8894. Cu ajutorul acestor încercări sedetermină curbele de fluaj şi curbele de variaţie în timp a vitezei de fluaj îndiferite condiţii de solicitare mecanică şi la diferite temperaturi şi se definescdouă caracteristici mecanice capabile să reflecte comportarea la fluaja materialului analizat:


132

a) limita tehnică de fluaj TR τε / : tensiunea mecanică de solicitare amaterialului la temperatura T, corespunzătoare realizării unei deformaţiispecifice prescrise ε, după o perioadă de timp prescrisă τ ; în mod obişnuit,valorile prescrise sunt ε = 1 % şi τ = 100000 ore şi limita tehnică de fluaj senotează T

/R 100001 ;

Fig.3.20. Curba tipică de fluaj amaterialelor metalice

Fig. 3.21. Influenţa intensităţii tensiunilor şi atemperaturii asupra comportării la fluaj a

materialelor metalice

b) rezistenţa tehnică de durată TrR τ/ : tensiunea mecanică de

solicitare a materialului la temperatura T , pentru care ruperea prin fluaj seînregistrează după o perioadă de timp prescrisă τ ; în mod obişnuit, durata desolicitare până la rupere prescrisă este τ = 100000 ore şi rezistenţa tehnicădedurată se notează T

/rR 100000

La proiectarea pieselor sau construcţiilor tehnice care urmează a fiexploatate în condiţii de temperatură ridicată trebuie avut în vedere atâtpericolul apariţiei ruperii, cât şi cel al creşterii inadmisibile a deformaţiilor întimp datorită fenomenului de fluaj. În acest scop se folosesc criterii dedurabilitate limitată: “durata de exploatare a piesei sau construcţiei (latemperatura T, cu tensiunile de solicitare σ ) τe nu trebuie să fie mai mare


133

decât durata necesară apariţiei ruperii prin fluaj τ f (sau decât duratanecesară înregistrării unor deformaţii specifice mai mari decât celeadmisibile τd )”:

τe < τf (sau τe < τd ) (3.13)

Utilizarea criteriului (3.13) impune cunoaşterea caracteristicilor τf şi/sauτd pentru materialele metalice cu utilizări industriale (tehnice), caracteristici carese pot determina construind experimental curbele de fluaj, la diferite temperaturi,ale acestor materiale.

3.9. Oboseala materialelor metalice

Comportarea unui material metalic supus acţiunii unei solicitărivariabile (ce generează în material tensiuni mecanice cu intensităţi variabile întimp) diferă esenţial de cea corespunzătoare acţiunii unor solicitări constantesau monoton crescătoare (ce generează în material tensiuni mecanice care nu-şimodifică intensitatea în timp sau care cresc continuu în intensitate pe măsurăce trece timpul), ruperea sa putându-se produce chiar dacă intensitateatensiunilor mecanice generate în timpul solicitării σ este mai mică decâtrezistenţa la tracţiune a materialului Rm.

Fenomenul de degradare a materialelor metalice sub acţiuneasolicitărilor variabile se numeşte oboseală, iar ruperile produse datorităacestuia se numesc ruperi prin oboseală.

În mod obişnuit, solicitările variabile la care sunt supuse piesele dinmateriale metalice au caracter periodic (ciclic) şi, ca urmare, funcţia σ = f(τ),ce exprimă dependenţa de timp τ a intensităţii tensiunilor generate de solicităriσ, este o funcţie periodică; în aceste condiţii, orice solicitare variabilă sepoate caracteriza complet printr-un ciclu al solicitării, reprezentând funcţiaσ = f(τ) pe durata unei perioade a acesteia π. Examinând figura 3.22, carereprezintă un astfel de ciclu de solicitare, se pot defini următoarele mărimicaracteristice ale unei solicitări variabile: tensiunea maximă σmax,

tensiunea minimă σmin, tensiunea medie 2

minmaxm

σ+σ=σ , amplitudinea

tensiunii (tensiunea variabilă) σv = σmax - σm =2

minmax σ−σ şi coeficientul de

asimetrie max

minRσσ= . Solicitările variabile ale căror cicluri se caracterizează

prin acelaşi semn al tensiunilor σ se numesc solicitări ondulante (R ≥ 0);solicitarea ondulantă la care σmin = 0 (R = 0), se numeşte solicitare pulsatoare.


134

Solicitările variabile la care pe parcursul fiecărui ciclu se schimbă semnultensiunilor σ se numesc solicitări alternante (R ≤ 0); solicitarea alternantă lacare σmin = − σmax (R = −1), se numeşte solicitare alternant-simetrică.

Cercetările experimentale au evidenţiat următoarele aspecte principaleprivind oboseala materialelor metalice:

a) Graficul dependenţei dintre tensiunea maximă a ciclurilor de solicitare,σmax şi numărul ciclurilor de solicitare până la ruperea unui material metalic (uneipiese metalice) Nr , grafic numit curbă de durabilitate la oboseală sau curbăWöhler, poate avea, aşa cum se observă în figura 3.23 două configuraţii:

* pentru majoritatea materialelor metalice, graficul are forma I, Nrcrescând continuu odată cu micşorarea tensiunii σmax;

* pentru unele materiale (de exemplu, fierul, oţelurile, titanul şi aliajele pebază de Ti) graficul are forma II, prezentând un palier la tensiunea σO, numitărezistenţă la oboseală; la aceste materiale, solicitările variabile caracterizate prinσmax < σO nu produc ruperea (numărul ciclurilor de solicitare până la rupereamaterialului este, teoretic, infinit).

Curbele de durabilitate la oboseală şi/sau rezistenţa la obosealăcorespunzătoare unui material metalic se determină experimental prin încercărimecanice speciale, cum ar fi încercarea la oboseală prin încovoiere rotativă,reglementată prin STAS 5878.

Fig.3.22. Caracteristicile ciclurilor de solicitarevariabilă

Fig.3.23. Curbele tipice de durabilitate laoboseală ale materialelor metalice

b) Procesul de degradare prin oboseală a unui material metalic (uneipiese metalice) are trei stadii de desfăşurare: a) iniţierea unei fisuri;b) propagarea lentă (într-un număr mare de cicluri) şi continuă a fisurii,până când secţiunea transversală nefisurată (secţiunea portantă) a piesei devineinsuficientă pentru preluarea solicitărilor; c) ruperea bruscă a secţiuniitransversale nefisurate în stadiile anterioare. Existenţa acestor trei stadii a fostevidenţiată prin cercetarea aspectului suprafeţelor de rupere prin oboseală ale


135

materialelor (pieselor) metalice, care prezintă întotdeauna trei zonecaracteristice: a) zona de iniţiere a unei fisuri (care se poate evidenţia numai pecale microscopică); b) zona de propagare a fisurii, cu aspect neted - lucios(vizibilă cu ochiul liber); c) zona de rupere finală (bruscă), cu aspect cristalinsau fibros (vizibilă cu ochiul liber).

Mecanismul procesului de degradare prin oboseală a unui materialmetalic (unei piese metalice) poate fi descris sintetic astfel:

* deformaţiile produse de către solicitările variabile au caractereterogen, în anumite zone ale materialului (piesei), situate de obicei lasuprafaţă, cum ar fi zonele cu cristalele orientate favorabil în raport cusarcinile aplicate sau zonele cu concentratori de tensiuni macroscopici(zgârieturi, crestături, orificii etc.) sau microscopici (impurităţi, faze fragileetc.), producându-se deformaţii plastice, în timp ce în celelalte zonedeformaţiile sunt numai de natură elastică;

* fenomenul de ecruisare ce afectează zonele cu deformaţii plasticeconduce, după un anumit număr de cicluri de solicitare, la epuizarea capacităţiide deformare a materialului şi la iniţierea unei fisuri;

* procesul de deformare plastică localizat în zona din jurul vârfuluifisurii iniţiate (care acţionează ca un puternic concentrator de tensiuni)conduce la realizarea condiţiilor extinderii (propagării) acesteia;

* după un anumit număr de cicluri, tensiunile generate de solicitareamecanică în secţiunea nefisurată a materialului (piesei) ating nivelul rezistenţeila tracţiune Rm şi materialul se rupe brusc.

Piesele şi construcţiile tehnice care urmează a fi supuse în exploatareunor solicitări variabile se proiectează ţinând seama de necesitate evităriipericolului ruperii lor prin oboseală. Criteriile de verificare folosite în acestscop (după dimensionarea piesei sau construcţiei şi stabilirea tensiunilorcaracteristice ale ciclurilor solicitării variabile) se adoptă în funcţie de tipulcurbei de durabilitate la oboseală corespunzătoare materialului metalic din carese confecţionează piesa sau construcţia considerată; astfel:

* dacă materialul utilizat are o curbă de durabilitate la oboseală de tipulI (v.fig.3.23), se foloseşte un criteriu de durabilitate limitată: “numărulciclurilor de solicitare în timpul utilizării piesei sau construcţie Ne trebuie săfie mai mic decât numărul ciclurilor de solicitare care produc ruperea prinoboselă a materialului Nr”:

Ne < Nr; (3.14)

* dacă materialul utilizat are o curbă de durabilitate la oboseală de tipulII şi este cunoscută rezistenţa la oboseală σO (v. fig.3.23), se foloseşte uncriteriu de limitare a tensiunilor: “tensiunile maxime care caracterizează


136

solicitarea variabilă a piesei în exploatare σemax trebuie să fie inferioarerezistenţei la oboseală σO”:

σemax < σO. (3.15)

Utilizarea criteriilor (3.14) şi (3.15) impune cunoaşterea caracteristicilorNr sau σO pentru materialele metalice cu utilizări industriale (tehnice),caracteristici care se pot determina construind experimental curbă de durabilitatela oboseală sau curbă Wöhler, la diferite temperaturi, ale acestor materiale.

3.10. Duritatea materialelor metalice

Duritatea este propritatea unui material metalic de a opune rezistenţă lapătrunderea în stratul său superficial a unui penetrator (corp mai dur). Pentrudeterminarea caracteristicilor prin care se exprimă cantitativ duritatea materialelormetalice se folosesc, de obicei, metodele prezentate în continuare.

A. Metoda Brinell, reglementată prin standardul SR EN 10003-1 (carereprezintă versiunea în limba română a standardului european EN 10003-1), este ometodă de determinare a durităţii materialelor metalice care utilizează ca penetratoro sferă (bilă) confecţionată din oţel (aliaj Fe-C) sau din carburi metalice.

Pentru determinarea durităţii unui material metalic prin această metodă,se apasă penetratorul sferic cu diametrul D, un timp τd (τd = 10...25 s), cu o forţăF, pe un eşantion (probă, epruvetă, piesă) din materialul ce se analizează, iardupă încetarea acţiunii forţei , se îndepărtează penetratorul şi se măsoarădiametrul d al urmei lăsate de acesta pe material (v. fig. 3.24).

Duritatea Brinell (simbolizată HBS, în cazul utilizării unui penetrator dinoţel şi HBW, în cazul utilizării unui penetrator din carburi metalice) este ocaracteristică mecanică definită (convenţional) ca fiind raportul dintre forţaaplicată pe penetrator la efectuarea determinării F, exprimată în kgf(1kgf = 9,80665 N) şi aria suprafeţei urmei lăsate de acesta pe materialul metalicanalizat Sp, exprimată în mm2:

HBS sau HBW = pS

F ; (3.16)

deoarece suprafaţa urmei lăsate de penetrator pe materialul analizat are forma uneicalote sferice, aria Sp este dată de relaţia (v. fig.3.24):

2

22 dDDDDhS p−−π=π= (3.17)

Condiţiile normale (standard) de determinare a durităţii Brinel corespundutilizării penetratorului sferic cu D = 10 mm şi aplicării forţei F = 3000 kgf


137

(29420 N) o durată τd = 10...15 s; se pot folosi însă (în funcţie de configuraţia şidimensiunile eşantionului pe care se face determinarea şi de particularităţilestructurale ale materialului analizat) şi alte cupluri (D,F). Valorile durităţii Brinelldeterminate pe un material metalic cu diferite cupluri (D,F) vor fi egale (saufoarte apropiate) dacă toate cuplurile (D,F) utilizate se caracterizează prinaceiaşi valoare a unui raport kS, numit grad de solicitare, definit prin relaţia:

2DF

Sk = , (3.18)

în care F se introduce în kgf şi D - în mm.Duritatea Brinell a unui material metalic se indică precizând valoarea

durităţii, simbolul HBS sau HBW (funcţie de materialul penetratorului sfericutilizat la determinarea durităţii) şi condiţiile în care s-a determinat duritatea:diametrul penetratorului sferic D (în mm) / forţa aplicată pe penetrator ladeterminarea durităţi F (în kgf) / durata aplicării forţei pe penetrator τd (însecunde); de exemplu, dacă duritatea Brinell a unui material metalic s-adeterminat cu un penetrator sferic confecţionat din oţel, cu diametrul D = 5 mm,apăsat cu forţa F = 750 kgf (7355 N), o durată τd = 15 s, iar valoarea durităţii afost 220, se face indicaţia: “materialul metalic are duritatea 220 HBS 5/750/15”.

Prin cercetări experimentale s-a evidenţiat că pentru multe materialemetalice de importanţă practică (oţeluri, fonte, aliaje pe bază de Cu etc.) există odependenţă (statistică) liniară între valorile durităţii Brinell şi valorile rezistenţeila tracţiune Rm ; de exemplu, în cazul oţelurilor, rezistenţa la tracţiune Rm,exprimată în N/mm2, se poate estima cu relaţia Rm = 3,5(HBS sau HBW).

B. Metoda Vickers, reglementată prin STAS 492/1 (aflat în concordanţăcu standardele internaţionale ISO 409/1 şi ISO 6507/1), este o metodă dedeterminare a durităţii materialelor metalice care utilizează ca penetrator opiramidă pătrată dreaptă confecţionată din diamant, având unghiul diedru alfeţelor opuse de 1360 şi unghiul dintre muchiile opuse de 1480.

Pentru determinarea durităţii unui material metalic prin această metodă,se apasă penetratorul piramidal din diamant, un timp τd ( τd = 10...35 s), cu oforţă F, pe un eşantion (probă, epruvetă, piesă) din materialul ce se analizează,iar după încetarea acţiunii forţei , se îndepărtează penetratorul şi se măsoară

diagonala2

21 ddd += , a urmei lăsate de acesta pe material (v. fig. 3.25).

Duritatea Vickers (simmbolizată HV) este o caracteristică mecanicădefinită (convenţional) ca fiind raportul dintre forţa aplicată pe penetrator laefectuarea determinării F , exprimată în kgf (1kgf = 9,80665 N) şi ariasuprafeţei urmei lăsate de acesta pe materialul metalic analizat Sp,exprimată în mm2:


138

pSFHV = ; (3.19)

deoarece suprafaţa urmei lăsate de penetrator pe materialul analizat are formaunei piramide pătrate drepte, aria Sp este dată de relaţia (v. fig.3.25):

22

5390

21362

d,S)sin(

dop == (3.20)

Condiţiile normale (standard) de determinare a durităţii Vickerscorespund aplicării unei forţe F = 30 kgf (294 N), o durată τd = 10...15 s; se potfolosi însă (în funcţie de configuraţia şi dimensiunile eşantionului pe care se facedeterminarea şi de particularităţile structurale ale materialului analizat) şi alteintensităţi ale forţei de apăsare F. Valorile durităţii Vickers determinate pe unmaterial metalic cu diferite forţe F sunt egale (sau foarte apropiate).

Fig. 3.24. Schema determinării durităţii prinmetoda Brinell

Fig. 3.25. Schema determinării durităţii prinmetoda Vickers

Duritatea Vickers a unui material metalic se indică precizând valoareadurităţii, simbolul HV şi condiţiile în care s-a determinat duritatea (dacă acesteadiferă de condiţiile normale): forţa aplicată pe penetrator la determinareadurităţii F (în kgf) / durata aplicării forţei pe penetrator τd (în secunde); deexemplu, dacă la determinarea durităţii Vickers a unui material metalic s-a aplicatpe penetrator forţa F = 10 kgf (98,07N), o durată τd = 20 s şi valoarea durităţii afost 250, se face indicaţia: “materialul metalic are duritatea 250 HV 10/20”, dacăs-a aplicat pe penetrator forţa F = 10 kgf (98,07N), o durată τd = 10...15 s şivaloarea durităţii a fost 250, se face indicaţia: “materialul metalic are duritatea250 HV 10”, iar dacă s-au folosit condiţiile standard (F = 30 kgf, τd = 10...15 s) şi


139

valoarea durităţii a fost 250, se face indicaţia: “materialul metalic are duritatea250 HV”.

C. Metoda Rockwell, reglementată prin STAS 493 ( redactat înconformitate cu standardul internaţional ISO 6508), este o metodă de determinarea durităţii materialelor metalice care utilizează ca penetrator un conconfecţionat din diamant, având unghiul la vârf de 120o , o sferă (bilă) din oţelcu diametrul de 1,5875 mm (1/16 in) sau o sferă (bilă) din oţel cu diametrulde 3,175 mm (1/8 in).

Pentru determinarea durităţii unui material metalic prin această metodăse parcurg următoarele etape (v. fig 3.26):

* se apasă penetratorul cu o sarcină iniţială (forţă iniţială) F0 = 10 kgf(98,07 N) pe un eşantion (probă, epruvetă, piesă) din materialul ce se analizează,după care se face reglarea (manuală sau automată) a dispozitivului de măsurareşi înregistrare a durităţii;

* se aplică pe penetrator o suprasarcină (forţă suplimentară) F1,apăsarea cu forţa F = F0 + F1 menţinându-se 2...8 s;

* se îndepărtează suprasarcina F1 şi se determină adâncimea de penetrareremanentă (sub sarcina iniţială) e.

Duritatea Rockwell (simbolizată HR) este o caracteristică mecanicădefinită (convenţional) prin relaţia:

HR = E - e, (3.21)

în care E este lungimea unei scale de referinţă, iar e - adâncimea de penetrareremanentă determinată pe materialul analizat, ambele mărimi (E şi e) fiindconvertite în unităţi de duritate Rockwell, folosind convenţia 1 HR = 0,002 mm; încazul folosirii penetratorului conic din diamant, E = 0,20 mm = 100 HR, iar încazul folosirii penetratoarelor sferice din oţel, E = 0,26 mm = 130 HR.

Fig. 3.26. Schema determinării durităţii prinmetoda Rockwell

Fig.3.27. Dependenţa între compoziţia soluţiilorsolide şi proprietăţile mecanice ale acestora


140

Pentru ca metoda să poată fi utilizată la diverse materiale metalice, sefolosesc tipurile de penetratoare prezentate anterior şi diferite intensităţi alesuprasarcinii F1, fiecare cuplu “tip penetrator - suprasarciă F1” definind oscară de determinare a durităţii Rockwel; sunt standardizate 9 scări,simbolizate prin literele A,B...H,K, cu următoarele caracteristici: scara A “conde diamant - F1 = 50 kgf (490,3 N)”, destinată determinării durităţii aliajelordure şi straturilor subţiri din oţeluri sau aliaje dure; scara B “bilă cu diametrulde 1,5875 mm - F1 = 90 kgf (882,6 N)”, destinată determinării durităţii aliajelorpe bază de Cu, oţelurilor moi, aliajelor pe bază de Al şi fontelor maleabileferitice; scara C “con de diamant - F1 ==== 140 kgf (1373 N)”, destinatădeterminării durităţii oţelurilor, fontelor albe şi fontelor maleabile perlitice;scara D “con de diamant - F1 = 90 kgf (882,6 N)”, destinată determinăriidurităţii oţelurilor cu duritate medie şi produselor subţiri din oţel sau fontămaleabilă perlitică; scara E “bilă cu diametrul de 3,175 mm - F1 = 90 kgf(882,6 N)”, destinată determinării durităţii fontelor albe, aliajelor pe bază deAl, aliajelor pe bază de Mg şi aliajelor pentru cuzineţi; scara F “bilă cudiametrul de 1,5875 mm - F1 = 50 kgf (490,3 N)”, destinată determinăriidurităţii aliajelor moi pe bază de Cu şi produselor subţiri din materiale metalicemoi; scara G “bilă cu diametrul de 1,5875 mm - F1 = 140 kgf (1373 N)”,destinată determinării durităţii fontelor maleabile, aliajelor Cu-Ni-Zn şialiajelor Cu-Ni; scara H “bilă cu diametrul de 3,175 mm - F1 = 50 kgf (490,3 N)”,destinată determinării durităţii aluminiului, zincului şi plumbului; scara K“ bilă cu diametrul 3,175 mm - F1 = 140 kgf (1373 N)”, destinată determinăriidurităţii produselor subţiri şi/sau din materiale metalice foarte moi.

Duritatea Rockwell a unui material metalic se indică precizând valoareadurităţii, simbolul HR şi simbolul scării utilizate; de exemplu, dacă ladeterminarea durităţii Rockwel a unui material metalic s-a folosit scara C şi s-aobţinut valoarea 45, se dă indicaţia: “materialul are duritate 45 HRC”.

3.11. Dependenţele între structură şi proprietăţimecanice la materialele metalice

În cazul materialelor metalice (metale şi aliaje), dependenţele între structurăşi proprietăţi mecanice sunt deosebit de complexe. Principalele aspecte privind acestedependenţe pot fi prezentate considerând pe rând cazul materialelor metalice custructură monofazică şi cazul materialelor cu mai multe faze în structură.

A. În cazul materialelor metalice cu structură monofazică, proprietăţilemecanice depind în principal de tipul şi natura fazei care alcătuieşte structura.


141

Astfel:* metalele pure au în general plasticitate şi tenacitate ridicate, dar prezintă

rezistenţă mecanică şi duritate relativ scăzute; aceste proprietăţi sunt în legăturădirectă cu tipul structurii cristaline, metalele cu structură CFC avândcaracteristicile de plasticitate şi tenacitate cele mai bune (valori mari ale alungiriiprocentuale după rupere A, coeficientului de gâtuire Z şi energiei de rupere KV sauKU şi valori foarte scăzute ale temperaturii de tranziţie ductil - fragil ttr), metalelecu structură HC prezentând plasticitate scăzută (valori mici ale caracteristicilor Aşi Z) şi tendinţă accentuată spre comportarea fragilă la rupere (valori scăzute aleKV sau KU şi valori ridicate ale caracteristicii ttr), iar metalele cu structură CVCavând proprietăţi intermediare;

* soluţile solide de substituţie au, ca şi metalele pure, plasticitate şitenacitate ridicate şi rezistenţă mecanică şi duritate relativ scăzute, plasticitatea şitenacitatea acestor faze fiind mai scăzute, iar rezistenţa mecanică şi duritatea fiindmai ridicate decât ale componentului de bază (solventului) din aliaj, aşa cum sepoate observa în figura 3.27 (figura 3.27 prezintă variaţia unei caracteristici derezistenţă mecanică - rezistenţa la tracţiune Rm - şi unei caracteristici deplasticitate - alungirea procentuală după rupere A - în funcţie de compoziţiachimică, pentru aliajele unui sistem binar având componentele complet solubile înstare solidă); proprietăţile mecanice ale soluţiilor solide de substituţie depind şi detipul structurii lor cristaline, în acelaşi mod ca în cazul metalelor pure;

* soluţiile solide interstiţiale au proprietăţi mecanice asemănătoare cu alesoluţiilor solide de substituţie, aceste proprietăţi depinzând de tipul structuriicristaline a componentului de bază (solventului metalic) în acelaşi mod ca în cazulmetalelor pure şi de natura şi cantitatea componentului dizolvat interstiţial, careproduce deformarea (distorsionarea) structurii cristaline a componentului de bazăşi determină creştera rezistenţei mecanice şi durităţii şi micşorarea plasticităţii şitenacităţii soluţiei solide;

* compuşii intermetalici se caracterizează (în general) prin rezistenţămecanică şi duritate ridicate, plasticitate scăzută şi tendinţă accentuată cătrecomportarea fragilă la rupere.

Independent de tipul fazei care le alcătuieşte structura, materialele metalice custructură monofazică au proprietăţile mecanice influenţate şi de dimensiunilecristalelor; pentru orice material metalic cu structură monofazică, creştereadimensiunilor cristalelor care îi alcătuiesc structura (creşterea granulaţiei) determinămicşorarea plasticităţii şi tenacităţii şi accentuarea tendinţei către comportarea fragilă larupere, în timp ce micşorarea dimensiunilor cristalelor (finisarea granulaţiei) conduce lacreşterea rezistenţei mecanice, plasticităţii şi tenacităţii.

B. În cazul materialelor metalice cu structura alcătuită din două saumai multe faze, proprietăţile mecanice depind în principal de proprietăţile


142

fazelor existente în structură şi de raportul cantitativ, forma, modul de distribuţieşi gradul de dispersie al cristalelor acestor faze.

În cazul aliajelor bifazice aparţinând sistemelor binare, pentru estimareavalorilor caracteristicilor care exprimă cantitativ proprietăţile mecanice, sefoloseşte legea lui Kurnacov: “modificarea compoziţiei chimice a aliajelorbifazice aparţinând aceluiaşi sistem binar determină o variaţie liniară acaracteristicilor mecanice ale aliajelor, între valorile corespunzătoarecaracteristicilor celor două faze care le alcătuiesc structura”. Aplicând aceastălege se obţin diagrame de tipul celor prezentate în figura 3.28, cu ajutorul cărorase pot estima (se pot aprecia cu o precizie acceptabilă) caracteristicile mecaniceale oricărui aliaj aparţinând unui sistem binar.

Fig. 3.28. Dependenţele între structură şi proprietăţile mecanice la aliajele binare

Influenţa formei, modului de distribuţie şi gradului de dispersie a fazelor semanifestă mai ales în cazul aliajelor bifazice (multifazice) la care fazele ce alcătuiescstructura au proprietăţi mecanice mult diferite, cum ar fi, de exemplu, cazul aliajelor custructura formată dintr-o fază secundară dură şi fragilă, distribuită într-o matrice (fazăde bază) moale şi tenace (caz corespunzător structurii multor aliaje industriale: oţeluri,aliaje pe bază de Al etc.). Dacă faza secundară este distribuită sub formă de reţea lalimitele (marginile) cristalelor matricei sau este dispersată în matrice sub formă decristale aciculare, aliajele prezintă rezistenţă şi duritate ridicate, dar plasticitatea şitenacitatea lor este scăzută; dacă faza secundară se află însă în structură sub formă decristale globulare fine, uniform distribuite în matricea structurală a aliajului se obţinecea mai favorabilă combinaţie a proprietăţilor mecanice (valori ridicate atât alecaracteristicilor de rezistenţă mecanică şi duritate, cât şi ale caracteristicilor deplasticitate şi tenacitate).


143

Cuvinte cheie

alungire procentuală după rupere, 118benzi de alunecare, 112capacitate de deformare elastică, 118capacitate de deformare plastică, 118caracteristici mecanice, 109ciclu de solicitare, 133ciocan - pendul Charpy, 126coeficient de concentrare a tensiunilor, 124coeficient de gâtuire (stricţiune), 118concentrator de tensiuni, 123criteriu de durabilitate limitată, 135criteriu de limitare a tensiunilor, 135curbă caracteristică convenţională la tracţiune,116curbă de durabilitate la oboseală, 134curbă de fluaj, 130deformare plastică la cald, 122deformare plastică la rece, 122deformare plastică prin alunecare, 111deformaţii, liniare, unghiulare, 108deformaţii specifice, liniare, unghiulare, 108diagramă de recristalizare, 120diagrama încercării la tracţiune, 116direcţii de alunecare, 112duritate, 136duritate Brinell, 136duritate rockwell, 139duritate Vickers, 137ecruisare, 113elasticitate, 109energie de rupere, 127epruvete, 115fluaj, 130fluaj primar (nestabilizat), 130fluaj secundar (stabilizat), 131fluaj terţiar (accelerat), 131forţe interioare (eforturi0, 107grad critic de deformare, 121grad de deformare, 120grad de solicitare, 137

încărcări mecanice (forţe exterioare), 107încercarea la încovoiere prin şoc, 126încercarea la tracţiune, 114încercări mecanice, 108legea lui Hooke, 109legea lui Kurnahov, 142limită de alungire remanentă, 117limită de curgere, aparentă, convenţională, 117limită tehnică de fluaj, 132linii de alunecare, 112modul de elasticitate, longitudinală,transversală, 110oboseală, 133plan de alunecare, 112platicitate, 111poligoniozare, 119proprietăţi mecanice, 108recristalizare primară, 119recristalizare secundară, 121restaurare, 119rezilienţă, 127rezistenţă la oboseală, 134rezistenţă la rupere prin clivaj, 110rezistenţă la tracţiune (la rupere), 117rezistenţă tehnică de durată, 132rezistenţă teoretică, 110rupere, ductilă, fragilă, 122rupere prin fluaj, 130rupere prin oboseală, 133sistem de alunecare, 112solicitare variabilă, 133, 134stare de tensiuni mecanice, 107structură fibroasă, 114temperatură de recristalizare primară, 120temperatură de tranziţie ductil - fragil, 128tensiune mecanică, normală, tangenţială, 108textură de deformare, 114viteză de fluaj, 130


144

Bibliografie

1. Cioclov D., Mecanica ruperii materialelor, Editura Academiei R.S.R.,Bucureşti, 1977.

2. Dieter E.G. jr., Metalurgie mecanică, Traducere din limba engleză, EdituraTehnică, Bucureşti,1970.

3. Flinn A. R., Trojan K. P., Engineering materials and their applications,Houghton Mifflin Company, Dallas Geneva, Illinois, 1986.

4. Gâdea S., Petrescu M., Metalurgie fizică şi studiul metalelor, Vol. III,Editura Didactică şi Pedagogică, Bucuresti, 1983.

5. Geru N., Teoria structurală a proprietăţilor metalelor, Editura Didactică şiPedagogică, Bucuresti, 1980.

6. * * * Manualul inginerului – HÜTTE . Fundamente, Traducere din limbagermană după ediţia a 29-a, Editura Tehnică, Bucureşti, 1995.

7. * * * Mică enciclopedie matematică, Traducere din limba germană,Editura Tehnică, Bucureşti, 1981.

8. Mocanu D.R., Safta V. ( coordonatori), Incercarea materialelor. Incercăridistructive ale metalelor, vol. I, Editura Tehnică, Bucureşti, 1986.

9. Rosenthal D., Asimow R.M., Introdution to properties of materials, VanNostrand Reinhold Company, New York, 1971.

10. Shackelford F. J., Introduction to materials science for engineers,Macmillan Publishing Company, New York, 1991.

11. Rumşiski L.Z., Prelucrarea matematică a datelor experimentale. Indrumar,Traducere din limba rusă, Editura Tehnică, Bucureşti,1974.

12. Van Vlack L. H., Elements of Materials Science and Engineering,Addison-Wesley Reading, Massachusetts, 1989.


T.3.1. Proprietatea unui material de a se deforma sub acţiunea solicitărilormecanice şi de a reveni la forma iniţială când solicitările îşi încetează acţiunea estedenumită: a) plasticitate; b) elasticitate; c) duritate; d) tenacitate?

T.3.2. Proprietatea unui material de a se deforma sub acţiunea solicitărilormecanice şi de a-şi menţine configuraţia obţinută prin deformare când solicitările şi-auîncetat acţiunea este denumită: a) plasticitate; b) elasticitate; c) duritate; d) tenacitate?

T.3.3. Deformarea plastică a cristalelor reale (cu imperfecţiuni) care


145

alcătuiesc structura pieselor metalice se realizează prin: a) alunecarea unor zoneale cristalelor de-a lungul unor plane cristalografice numite plane de alunecare,sub acţiunea tensiunilor tangenţiale τ, generate de solicitările mecanice aplicate;b) alunecarea unor zone ale cristalelor de-a lungul unor plane cristalograficenumite plane de alunecare, sub acţiunea tensiunilor normale σ, generate desolicitările mecanice aplicate; c) modificarea distanţelor interatomice şischimbarea parametrilor structurii cristaline; d) alunecarea, cu deplasarea relativăsimultană, cu un număr întreg de distanţe interatomice, a tuturor atomilor dinzonele adiacente unuia sau mai multor plane de alunecare?

T.3.4. Care dintre următoarele combinaţii de plane şi direcţiicristalografice corespund unor sisteme de alunecare: a) planul (111) şi direcţia[ 1 01] în cristalele cu structură CFC; b) planul (101) şi direcţia [ 1 11] în cristalelecu structură CVC; c) planul (101) şi direcţia [111] în cristalele cu structură CVC;d) planul (111) şi direcţia [0 1 1] în cristalele cu structură CFC?

T.3.5. Care din următoarele afirmaţii privind deformarea materialelormetalice sunt adevărate: a) în cazul oricărui material metalic deformat elastic estevalabilă legea lui Hooke; b) în cazul oricărui material metalic deformat plasticexistă o dependenţă liniară între tensiunile generate de solicitările mecanice şideformaţiile specifice produse; c) deformarea plastică determină ecruisareamaterialelor metalice; d) materialele metalice deformate plastic la rece capătă ostructură fibroasă?

T.3.6. Care din următoarele afirmaţii privind capacitatea de deformare amaterialelor metalice sunt adevărate: a) capacitatea de deformare elastică a unuimaterial metalic este direct proporţională cu pătratul modulului său de elasticitatelongitudinală şi invers proporţională cu limita sa de curgere; b) capacitatea dedeformare plastică a unui material metalic este direct proporţională cu limita decurgere şi cu alungirea procentuală după rupere; c) capacitatea de deformareplastică a unui material metalic este direct proporţională cu rezistenţa sa latracţiune şi cu modulul său de elasticitate longitudinală; d) capacitatea dedeformare elastică a unui material metalic este direct proporţională cu pătratullimitei sale de curgere şi invers proporţională cu modulul său de elasticitatelongitudinală ?

T.3.7. Gradul critic de deformare plastică a unui material metalicreprezintă: a) gradul de deformare căruia îi corespunde structura de recristalizareprimară cu dimensiunile maxime ale cristalelor şi cu plasticitatea (tenacitatea)minimă; b) gradul de deformare la care se produce fisurarea materialului;c) gradul de deformare la care energia necesară deformării este maximă; d) gradulde deformare la care nu se produce ecruisarea materialului?

T.3.8. Care din următoarele fenomene se pot produce la încălzirea unui


146

material metalic ecruisat prin deformare plastică: a) restaurarea; b) recristalizareaprimară; c) cristalizarea primară; d) recristalizarea secundară?

T.3.9. Deformarea plastică realizată la o temperatură Tdp > Trp estedenumită: a) deformare plastică la rece; b) deformare plastică fără fisurare;c) deformare plastică la cald; d) deformare plastică fără ecruisare?

T.3.10. Care din următoarele relaţii permite estimarea valorii temperaturiide recristalizare primară a materialelor metalice: a) Trp ≅ 0,4Ts; b) Trp ≅ 0,4ts;c) trp ≅ 0,4ts – 163,8 oC; d) Trp ≅ 0,1Ts?

T.3.11. Care din următoarele caracteristici corespund ruperilor fragile alematerialelor metalice: a) se produc prin clivaj (smulgere); b) au aspect fibros; c) suntprecedate de deformaţii plastice apreciabile; d) se produc cu viteze foarte mari?

T.3.12. Care din următoarele caracteristici corespund ruperilor ductile (tenace)ale materialelor metalice: a) se produc prin forfecare; b) au aspect fibros; c) suntprecedate de deformaţii plastice apreciabile; d) au, de obicei, propagare transcristalină?

T.3.13. Care din următorii factori influenţează comportarea la rupere amaterialelor metalice solicitate mecanic: a) prezenţa concentratorilor de tensiuni;b) viteza de solicitare; c) temperatura materialului supus solicitării mecanice;d) tipul structurii cristaline a materialului?

T.3.14. Care din următoarele afirmaţii privind comportarea la rupere amaterialelor metalice sunt adevărate: a) comportarea ductilă sau fragilă la rupereeste o caracteristică intrinsecă a oricărui material metalic; b) un material metalicaflat la o temperatură t < ttr va avea comportare fragilă la rupere; c) rupereafragilă a materialelor metalice se produce lent (stabil) şi este precedată dedeformaţii plastice apreciabile; d) prezenţa concentratorilor de tensiuni asigură ocomportare ductilă la rupere a materialelor metalice?

T.3.15. Care dintre următoarele prescripţii asigură evitarea apariţieifenomenului de rupere fragilă la o piesă metalică solicitată mecanic: a) piesa va fiprevăzută cu crestături pe suprafaţa exterioară; b) forţele exterioare, carealcătuiesc sistemul de solicitare mecanică a piesei, vor fi aplicate lent; c) piesa vafi realizată dintr-un material monofazic, cu structură cristalină de tip CFC;d) piesa va fi realizată dintr-un material cu temperatura de tranziţie ductil – fragilmai mare decât temperatura minimă pe care aceasta o are în timpul solicitării?

T.3.16. Care din următoarele afirmaţii privind fluajul materialelor metalicesunt adevărate: a) în etapa fluajului secundar viteza de fluaj este constantă;b) procesele care se desfăşoară în etapa fluajului secundar sunt localizate îninteriorul cristalelor care alcătuiesc structura materialelor; c) fenomenul de fluajare intensitate mare în cazul materialelor metalice solicitate mecanic latemperaturi t > trp; d) în etapa fluajului terţiar viteza de fluaj scade continuu ?

T.3.17. Un material metalic are, la T = 673 K, următoarele caracteristici de


147

comportare la fluaj: 150673100000/1 =KR N/mm2; 200673

100000/ =KrR N/mm2. Care din

următoarele afirmaţii privind semnificaţia acestor caracteristici sunt corecte:a) la T = 673 K, solicitarea de tracţiune monoaxială cu tensiunea σ = 150 N/mm2

produce ruperea prin fluaj după 100000 ore; b) la T = 673 K, solicitarea detracţiune monoaxială cu tensiunea σ = 200 N/mm2 produce ruperea prin fluajdupă 100000 ore; c) la T = 673 K, solicitarea de tracţiune monoaxială cutensiunea σ = 150 N/mm2, o durată de 100000 ore, produce o deformaţiespecifică prin fluaj ε = 0,001; d) la T = 673 K, solicitarea de tracţiunemonoaxială cu tensiunea σ = 150 N/mm2, o durată de 100000 ore, produce odeformaţie specifică prin fluaj ε = 1 % ?

T.3.18. Care din următoarele afirmaţii privind oboseala materialelor metalicesunt adevărate: a) pentru orice material metalic există o rezistenţă la oboseală σO;b) suprafaţa de rupere prin oboseală a unei piese metalice este netedă şi lucioasă;c) procesul de degradare prin oboseală a unui material metalic prezintă trei stadii:iniţierea unei fisuri, propagarea lentă a fisurii şi ruperea bruscă; d) ciclurile desolicitare variabilă caracterizate prin R ≤ 0 se numesc cicluri ondulante?

T.3.19. Proprietatea unui material metalic de a opune rezistenţă lapătrunderea în stratul său superficial a unui penetrator este denumită:a) plasticitate; b) elasticitate; c) duritate; d) tenacitate?

T.3.20. Care din următoarele afirmaţii privind determinarea durităţiiVickers a materialelor metalice sunt adevărate: a) la determinarea durităţii sefoloseşte un penetrator sferic din diamant; b) la determinarea durităţii se foloseşteun penetrator din diamant, de forma unei piramide pătrate drepte; c) duritateaVickers se defineşte ca fiind raportul dintre forţa aplicată pe penetrator şi ariasuprafeţei urmei lăsate de acesta pe materialul metalic; d) duritatea Vickers sedefineşte ca fiind raportul dintre forţa aplicată pe penetrator şi diagonala urmeilăsate de acesta pe materialul metalic?

T.3.21. Care din următoarele afirmaţii privind determinarea durităţiiBrinell a materialelor metalice sunt adevărate: a) la determinarea durităţii sefoloseşte un penetrator sferic din diamant; b) la determinarea durităţii se foloseşteun penetrator sferic din oţel sau din carburi metalice; c) duritatea Brinell sedefineşte ca fiind raportul dintre forţa aplicată pe penetrator şi diametrul urmeilăsate de acesta pe materialul metalic; d) duritatea Brinell se defineşte ca fiindraportul dintre forţa aplicată pe penetrator şi aria suprafeţei urmei lăsate de acestape materialul metalic?

T.3.22. Dacă la determinarea durităţii Vickers a unui material metalic s-aaplicat, timp de 15 secunde, o forţă cu intensitatea de 30 kgf şi valoarea durităţii a fost450, care este modul corect de indicare a durităţii: a) 450 HV 30/15; b) 450 HV;c) 450 HV 30; d) 450 HV 15/30?


148

T.3.23. Dacă la determinarea durităţii Brinell a unui material metalic s-autilizat gradul de solicitare ks = 30, folosind un penetrator sferic din carburimetalice, pe care s-a aplicat, timp de 15 secunde, o forţă cu intensitatea de 750 kgf,iar valoarea durităţii a fost 450, care este modul corect de indicare a durităţii:a) 450 HBS 5/750/15; b) 450 HBW 5/750/15; c) 450 HBW 10/750/15;d) 450 HBW 10/3000/15?

T.3.24. Duritatea Rockwel a materialului metalic din care esteconfecţionată o piesă este 35 HRC. Ce tip de penetrator s-a utilizat ladeterminarea durităţii: a) penetrator conic din oţel; b) penetrator sferic din carburimetalice; c) penetrator conic din diamant; d) penetrator sferic din oţel?

T.3.25. Care din următoarele afirmaţii privind dependenţele între structuraşi proprietăţile mecanice ale materialelor metalice sunt adevărate: a) soluţiilesolide de substituţie au rezistenţa mecanică şi duritatea mai mari decât celecorespunzătoare componentului de bază (solventului); b) compuşii intermetalici secaracterizează, în general, prin duritate scăzută şi plasticitate ridicată; c) în cazulmaterialelor metalice cu structură monofazică, finisarea granulaţiei determinăcreşterea plasticităţii şi tenacităţii; d) metalele cu structură cristalină CFC au celemai bune caracteristici de plasticitate şi tenacitate?

Aplicaţii

A.3.1. Un cristal perfect de Feα este deformat elastic prin generarea unortensiuni mecanice de întindere, cu intensitatea σ = 80 N/mm2, în lungul unei direcţii<111> şi distanţa interatomică pe această direcţie devine dat = 0,24863 nm. Să secalculeze valoarea modulului de elasticitate (Young) al Feα pe direcţiile <111>, ştiindcă în absenţa tensiunilor mecanice parametrul dimensional al structurii cristaline detip CVC a Feα este a1 = 0,287 nm.

RezolvareIn cristalul cu structura de tip CVC, atomii (ionii pozitivi), de forma unor

sfere rigide, sunt tangenţi în lungul direcţiilor corespunzătoare diagonalelorcelulei elementare cubice, aparţinând familiei <111>. Ca urmare, în absenţatensiunilor mecanice, distanţa interatomică în lungul direcţiilor <111> din cristalul

perfect de Feα este: 24855,022

3287,02

30 ==== a

atFea rd nm. Deoarece

cristalul de Feα a fost deformat elastic la întindere, între tensiunea mecanicăaplicată σ şi deformaţia specifică produsă pe direcţia <111> ε există dependenţadată de legea lui Hooke: σ = E<111>ε, E<111> fiind modulul de elasticitate


149

longitudunală corespunzător direcţiei <111> pe care s-a făcut deformarea. Pornindde la definiţia dată în scap. 3.2, deformaţia specifică ε se poate determina cu

relaţia: 000322,024855,024855,024863,0

00 === −−

adadatdε , iar modulul de elasticitate

E<111> are valoarea: 5111 1048,2

000322,080 ⋅===>< ε

σE N/mm2.

A.3.2. La încercarea la tracţiune a unui material metalic, având modulul deelasticitate longitudinală E = 2⋅105 N/mm2, s-a utilizat o epruvetă rotundă cudiametrul (în porţiunea calibrată) d0 = 10 mm şi distanţa (lungimea) iniţială întrerepere L0 = 100 mm. La aplicarea forţei F = 7850 N, distanţa între repereleepruvetei a fost L = 100,05 mm, iar diametrul epruvetei (în porţiunea calibrată)s-a micşorat cu ∆d = 1,5 µm. Să se determine valorile deformaţiilor specifice alematerialului epruvetei pe direcţia aplicării forţei de tracţiune şi transversal laaceastă direcţie.

RezolvareLa aplicarea forţei de tracţiune cu intensitatea F = 7850 N se generează în

materialul epruvetei tensiuni normale, orientate în direcţia de aplicare a forţei, cuintensitatea

0SF=σ , S0 fiind aria secţiunii transversale iniţiale a porţiunii calibrate

a epruvetei, 5,78410

422

00 ≅== ππdS mm2; ca urmare, 100

5,787850 ==σ N/mm2.

Deformaţia specifică a materialului epruvetei pe direcţia aplicării forţei de

tracţiune este 0005,0100

10005,1000

0 === −−L

LLε . Deoarece Eε = 2⋅105⋅0,0005 =

100 N/mm2 = σ, rezultă că epruveta este deformată elastic.Diametrul epruvetei (în porţiunea calibrată) la aplicarea forţei de tracţiune

F a devenit 9985,90015,0100 =−=∆−= ddd mm. Ca urmare, deformaţiaspecifică a materialului epruvetei pe direcţia transversală direcţiei de solicitare la

tracţiune este: 00015,010

109985,90

0 −=== −−d

ddtε .

Observaţie. Raportul, cu semn schimbat, între deformaţiile specifice alematerialului pe direcţia transversală direcţiei de solicitare la tracţiune şi pe direcţiaaplicării forţei de tracţiune este denumit coeficient de contracţie transversală

(Poisson) εεµ t−= ; în cazul aplicaţiei, coeficientul de contracţie transversală al

materialului epruvetei este 3,00005,000015,0 =−= −µ .

A.3.3. O sârmă cilindrică confecţionată din Feα este supusă la tracţiunemonoaxială, aplicând o forţă, de intensitate monoton crescătoare, pe direcţia axei


150

longitudinale a acesteia. Direcţia forţei de tracţiune F este orientată în raport custructura cristalină a cinci cristale adiacente ale materialului barei, astfel încâtunghiurile α, β, şi γ, dintre această direcţie şi axele ortogonale Ox, Oy şi Oz, careformează sistemul de reprezentare al celulelor elementare corespunzătoarestructurii fiecărui cristal, au măsurile precizate în tabelul 3.1. Să se stabilească încare dintre cele cinci cristale se iniţiază procesul de deformare plastică al barei.

Tabelul 3.1. Orientarea cristalelor în raport cu direcţia forţei detracţiune monoaxială la deformarea unei sârme din Feα

Cristalul α β γ cosα cosβ cosγ1 88015′ 8009′ 100 0,03054 0,17107 0,984812 71016′ 83015′ 200 0,32116 0,11754 0,939693 64021′ 75030′ 300 0,43287 0,25038 0,866034 60035′ 65030′ 400 0,49116 0,41469 0,766045 600 600 450 0,50000 0,50000 0,70711

RezolvareAşa cum s-a arătat în scap.3.3, deformarea plastică a cristalelor care

alcătuiesc structura cristalină a unui material metalic se realizează prin deplasareadislocaţiilor în planele de alunecare (planele cristalografice cu densitatea atomicămaximă), pe direcţiile preferenţiale de alunecare (direcţiile cu densitatea atomicămaximă), sub acţiunea tensiunilor tangenţiale τ, produse de solicitările mecaniceaplicate asupra meterialului. Rezultă astfel că, în cazul unui material metalicpolicristalin, procesul de deformare plastică se iniţiază în cristalul în caretensiunea tangenţială τ ce corespunde unui sistem de alunecare al cristalului(adică, este realizată pe o direcţie preferenţială de alunecare aparţinând unui plande alunecare) are intensitatea maximă. Pentru a stabili relaţia de calcul aintensităţii tensiunilor tangenţiale τ, corespunzătoare unui sistem de alunecare alunui cristal, se utilizează schema din figura 3.29, în care sârma cilindrică (cu ariasecţiunii trensversale S0) se consideră alcătuită dintr-un singur cristal ce conţineun sistem de alunecare a cărei orintare în raport cu direcţia forţei de tracţiune Feste caracterizată prin măsurile unghiurilor Φ (dintre direcţia forţei F şi normala laplanul de alunecare PA) şi λ (dintre direcţia forţei F şi direcţia preferenţială dealunecare DA ∈ PA). In aceste circumstanţe, aria planului de alunecare este

ΦcosS

PAS 0= , componenta sarcinii axiale, care acţionează în planul de alunecarepe direcţia preferenţială de alunecare, are intensitatea FDA = Fcosλ şi, ca urmare,tensiuniea tangenţială τ are intensitatea dată de relaţia (legea lui Schmid):

ΦcoscosSF

S

F

PA

DA λ==τ0

. (3.22)


151

Deoarece 0S

F = ct., rezultă că procesul de deformare plastică al

materialului sârmei începe în cristalul caracterizat prin cea mai mare valoare aprodusului pu = cosλcosΦ.

Pentru a determina măsurile unghiurilor λ şi Φ, ce caracterizează orientareasistemelor de alunecare ale cristalelor care intră în alcătuire sârmei din Feα (custructură cristalină de tip CVC), se utilizează schema din figura 3.30 şi se apeleazăla noţiunile cunoscute din liceu privind vectorii şi operaţiile cu vectori; astfel:

Fig. 3.29. Schema pentru demonstrarealegii lui Schmid

Fig. 3.30. Orientarea cristalelor cu structurăcubică ale unei sârme din Fe în raport cu

sistemul de solicitare la tracţiune al acesteia

• sistemul triortogonal în care s-a reprezentat celula elementară CFC aunui cristal de Feα, are axele Ox, Oy, Oz definite de versorii (vectorii unitariorintaţi în direcţia pozitivă a fiecărei axe), x , y , z ;

• o direcţie cu indicii [hkl] este definită de vectorul unitar:

[ ] [ ]zlykxhdlkh

hkl ++++

=222

1 ; (3.23)

• normala la planul cu indicii Miller (hkl) este definită de vectorul unitar:

[ ] [ ]zlykxhnlkh

hkl ++++

=222

1 ; (3.24)

• direcţia de aplicare a forţei de tracţiune F este definită de vectorulunitar: Fd = cosα x +cosβ y +cosγ z ;

• cosinusul unghiului dintre două direcţii definite de vectorii unitari 1v şi

2v are valoarea egală cu produsul scalar 1v ⋅ 2v .


152

Sistemele de alunecare corespunzătoare structurii CVC a Feα sunt (aşacum s-a arătat în scap. 3.3) cele prezentate în tabelul 3.2.

Valorile maxime ale produselor pu = cosλcosΦ corespunzătoare sistemelorde alunecare ale celor 5 cristale din structura sârmei sunt redate în tabelul 3.3.

Tabelul 3.2. Sistemele de alunecare ale structurilor cristaline CVCPlanul dealunecare )(hkln Direcţia de

alunecare [ ]hkld

[ 1 11] [ ]111d = 31 (− x + y + z )

(110) )110(n = )(21

yx +[1 1 1] [ ]111d =

31 ( x − y + z )

[111][ ]111d =

31 ( x + y + z )

( 1 10) )011(n = )(21

yx +−[11 1 ] [ ]111d =

31 ( x + y − z )

[ 1 11] [ ]111d = 31 (− x + y + z )

(101) )101(n = )(21

zx +[11 1 ] [ ]111d =

31 ( x + y − z )

[1 1 1] [ ]111d = 31 ( x − y + z )

( 1 01) )011(n = )(21

zx +−[111] [ ]111d =

31 ( x + y + z )

[11 1 ] [ ]111d = 31 ( x + y − z )

(001) )011(n = )(21

zy +[1 1 1] [ ]111d =

31 ( x − y + z )

[111][ ]111d =

31 ( x + y + z )

(0 1 1) )110(n = )(21

zy +−[ 1 11] [ ]111d =

31 (− x + y + z )

Tabelul 3.3. Valorile maxime ale pu = cosλcosΦ la cinci cristale adiacente din structura uneisârme din Fe solicitată la tracţiune (aplicaţia A.3.3)

Nr.cristal

Planul dealunecare

cosΦ= )(hklF nd ⋅ Direcţia dealunecare

cosλ= ][hklF dd ⋅ pu=cosλcosΦ

1 (101) 0,71796 [ 1 11] 0,64972 0,46647

2 (011) 0,74757 [1 1 1] 0,66009 0,49346

3 (011) 0,78942 [1 1 1] 0,60536 0,477884 (011) 0,83490 [1 1 1] 0,48642 0,40611

5 (011) 0,85356 [1 1 1] 0,40825 0,34847


153

Pe baza rezultatelor prezentate în tabelul 3.3, se poate aprecia că (în zonadefinită de cele cinci cristale adiacente considerate în aplicaţie) procesul dedeformare plastică al sârmei din Feα este iniţiat în cristalul 2, prin deplasareadislocaţiilor în sistemul de alunecare alcătuit din planul (011) şi direcţia [1 1 1].

A.3.4. La încercarea la tracţiune a unui material metalic s-a utilizat oepruvetă rotundă cu diametrul (în porţiune calibrată) d0 = 10 mm şi distanţa(lungimea) iniţială între repere L0 = 100 mm şi s-au înregistrat următoarele date: laaplicarea forţei F1 = 7850 N, distanţa între repere a fost L1 = 100,05 mm şi epruvetaa prezentat numai deformaţii elastice; la aplicarea forţei F2 = 15700 N, distanţaîntre repere a fost L2 = 100,35 mm; forţa maximă suportată de epruvetă înainte derupere a fost Fmax = 31400 N. Să se stabilească dacă tensiunea corespunzătoareforţei F2 este mai mare decât limita de curgere Rp0,2 a materialului supus încercăriişi să se determine rezistenţa la tracţiune Rm a acestui material.

RezolvareAria secţiunii transversale în porţiunea calibrată a epruvetei utilizate la

încercare a fost 5,784210

4

20

0 === ⋅ππdS mm2. Tensiunile mecanice de întindere σ1,σ2 şi deformaţiile specifice ε1, ε2, corespunzătoare încărcării epruvetei cu forţele

F1, F2, au avut mărimile: 1005,78

785001

1 === SFο N/mm2;

57815700

02

2 ,SF ==σ =

200= N/mm2; 0005,0100

10005,1000

0101

1 ==== −∆ −L

LLLLε ; ===ε −∆

002

02

2 LLL

LL

00350100

10035100 ,, == − . Deoarece la aplicarea forţei de tracţiune F1 materialul

epruvetei s-a comportat elastic, este respectată legea lui Hooke 11 εσ E= şi sepoate determina valoarea modulului de elasticitate longitudinală al materialului

511 102

0005,0100 ⋅=== ε

σE N/mm2. Deformaţia specifică de natură elastică

corespunzătoare aplicării forţei de tracţiune F2 a avut valoarea Eel2

2σ=ε =

5102

200

⋅=

= 0,001 < ε2 şi, deci, sub acţiunea forţei F2 materialul epruvetei s-a deformatelasto-plastic, valoarea deformaţiei specifice de natură plastică (remanentă) fiind

0025,0001,00035,0222 =−=−= ep εεε > 0,002 (sau 0,2 %); rezultă astfel căsolicitarea epruvetei cu forţa de tracţiune F2 corespunde unei solicitări care producetensiuni mecanice deasupra limitei de curgere Rp0,2 a materialului (σ2 > Rp0,2).

Rezistenţa la tracţiune a materialului epruvetei încercate este400

5,7831400

0max === S

FmR N/mm2.


154

A.3.5. Prin încercarea la tracţiune a unui material metalic, folosind oepruvetă rotundă, cu d0 = 10 mm şi L0 = 100 mm, s-au obţinut următoarelecaracteristici mecanice: E = 2⋅105 N/mm2; Rp0,2 = 250 N/mm2; Rm = 450 N/mm2 şiA = 20 %. a) Să se stabilească intensitatea forţei maxime suportate de epruvetăînainte de rupere Fmax şi distanţa (lungimea) ultimă între reperele epruvetei Lu.b) Să se compare elasticitatea materialului încercat cu elasticitatea unui altmaterial metalic, având E = 1,5⋅105 N/mm2 şi Rp0,2 = 300 N/mm2.

Rezolvarea) Aria secţiunii transversale în porţiunea calibrată a epruvetei utilizate la

încercare a fost 5,78410

422

00 === ⋅ππdS mm2. Aplicând relaţiile de definire a

caracteristicilor Rm şi A, prezentate în scap. 3.3, rezultă: 0SRF mmax = =35325578450 =⋅= , N şi 120)1(100)1( 100

201000 =+=+= A

u LL mm.b) Pentru aprecierea capacităţii de deformare elastică a materialului pentru

care s-a făcut încercarea la tracţiune se calculează valoarea energiei Ue, cu relaţia

dată în scap. 3.3: 15625,052

22,0

1022250

2 ===⋅⋅E

RpeU N/mm2 = 1,5625⋅10-4 J/mm3.

Procedând în acelaşi mod pentru materialul cu care se face comparaţia, rezultă:4

52' 100,3105,12

300 −⋅==⋅⋅eU J/mm3 şi, deoarece Ue < '

eU , se poate aprecia că

materialul pentru care s-a făcut încercarea la tracţiune are elasticitatea mai micădecât materialul cu care se face comparaţia.

A.3.6. Un metal A are tsA = 700oC, EA = 5⋅104 N/mm2 şi ReA = 200 N/mm2,iar un metal B are tsB = 900oC, EB = 105 N/mm2 şi ReB = 400 N/mm2. a) Să sedetermine care dintre cele două metale are capacitatea de deformare elastică(elasticitatea) mai mare. b) Să se precizeze care dintre cele două metale seecruisează prin deformare plastică la temperatura tdp = 420oC.

Rezolvarea) Pentru aprecierea capacităţii de deformare elastică a celor două metale se

calculează valorile energiei Ue (pe care o absoarbe fiecare dintre materiale ladeformarea elastică până la curgere şi care este eliberată când solicitările mecanicecare au produs deformarea îşi încetează acţiunea), cu relaţia dată în scap.

3.3: ERe

eU 22

= . Rezultă: 44

2 1041052

200 −⋅==⋅⋅eAU J/mm3, 4

52 108

102400 −⋅==⋅eBU J/mm3

şi, deoarece UeB > UeA, se poate aprecia a metalul B are capacitatea de deformareelastică mai mare decât metalul A.

b) In scap. 3.4 s-a arătat că deformarea plastică cu ecruisare se produce dacătemperatura la care se realizeză deformarea respectă condiţia Tdp < Trp ≅ 0,4Ts(deformare plastică la rece). In conformitate cu datele din enunţul aplicaţiei,


155

tdp = 420 oC, adică Tdp = 420 + 273 = 693 K, iar temperaturile de recristalizare primarăale metalelor sunt: TrpA = 0,4TsA = 0,4(tsA + 273) = 0,4(700 + 273) ≅ 389 K < Tdp şiTrpB = 0,4TsB = 0,4(tsB + 273) = 0,4(900 + 273) ≅ 469 K < Tdp. Rezultă astfel că, latdp = 420 oC, ambele metale considerate în aplicaţie sunt deformate plastic la cald(fără ecruisare).

A.3.7. Un material metalic se deformează plastic fără ecruisare latemperaturi mai mari ca 500 oC, în timp ce deformarea plastică la temperaturi maimici ca 500oC produce ecruisarea acestuia. Să se stabilească valoriletemperaturilor trp şi ts ale acestui material.

Răspuns: trp = 500oC şi ts ≅ 1660oCA.3.8. La încercarea la tracţiune a unui aliaj pe bază de aluminiu

(duraluminiu) s-a utilizat o epruvetă rotundă cu diametrul (în porţiunea calibrată)d0 = 10 mm şi distanţa (lungimea) între repere L0 = 50 mm şi s-au înregistratdatele prezentate în tabelul 3.4. Să se construiască diagrama încercării la tracţiune(DIT) şi curba caracteristică convenţională la tracţiune (CCCT) pentru materialulsupus încecării şi să se determine valorile următoarelor caracteristici mecanice aleacestui material: modulul de elasticitate E, limita de curgere convenţională Rp0,2,limita de extensie convenţională Rt0,5, rezistenţa la tracţiune Rm şi alungireaprocentuală după rupere A.

Tabelul 3.4. Rezultatele încercării la tracţiune a epruvetei din duraluminiuNr.det.

Forţa detracţiune F,

N

Distanţa dintrerepere L,

mm

Nr.det.

Forţa detracţiune F,

N

Distanţa dintrerepere L,

mm1 0 50,0000 12 22000 50,30002 2000 50,0180 13 24000 50,45003 4000 50,0350 14 26000 50,70004 6000 50,0525 15 28000 50,85005 8000 50,0700 16 29750 51,20006 10000 50,0880 17 31250 51,70007 12000 50,1055 18 32600 52,50008 14000 50,1230 19 33950 53,60009 16000 50,1405 20 34500 * 55,100010 18000 50,1580 21 34375 57,500011 20000 50,1755 22 33150 60,0000 **

*F = Fmax ; ** L = Lu (măsurată după ruperea epruvetei)RezolvareDatele înregistrate în tabelul 3.4 la efectuarea încercării la tracţiune se pot

utiliza direct pentru construirea curbei (reprezentate în fig. 3.31) F = g(∆L),∆L = L − L0, numită diagrama încercării la tracţiune (DIT).


156

Fig. 3.31. DIT, CCCT şi CCRT pentru epruveta din duraluminiu

Datele din tabelul 3.4 se prelucrează astfel încât, pentru fiecare pereche devalori (F, ∆L) înregistrată în timpul efectuării încercării, să se stabilească perechea

de valori (σ, ε), cu 0S

F=σ şi 1000LL∆=ε , S0 fiind aria secţiunii transversale

iniţiale a epruvetei (în secţiunea calibrată), 5,78410

422

00 === ⋅ππdS mm2.

Rezultatele obţinute în acest mod sunt redate în tabelul 3.5 şi au stat la bazaconstruirii curbei σ = f(ε), numită curba caracteristică convenţională la tracţiune(CCCT); aşa cum se poate observa examinând figura 3.31, dacă se alegconvenabil scările de reprezentare ale mărimilor de pe axele de coordonate, CCCTşi DIT coincid.

CCCT evidenţiază faptul că, pentru tensiuni σ < 254,78 Ν/mm2

dependenţa σ = f(ε) este liniară şi respectă legea lui Hooke, σ = Eε (materialulepruvetei suferă numai deformaţii elastice). Pornind de la această observaţie,rezultă că, pentru determinarea valorii modulului de elasticitate longitudinală

(Young) E se poate utiliza relaţia εσ=E , cu perechea de valori (σ, ε)

corespunzătoare oricărui punct din zona de comportare elastică a materialului


157

epruvetei încercate. Pentru a diminua efectele produse de erorile de măsurare amărimilor care stau la baza calculării coordonatelor (σ, ε) ale punctelor dinporţiunea liniară a CCCT, se recomandă a se determina o valoare medie a

caracteristicii E, folosind relaţia: ∑=

=N

i i

iN

E1

1ε

σ, ( ii ,εσ ), i = 1…N, fiind

coordonatele punctelor obţinute experimental pentru porţiunea liniară a CCCT;rezultă astfel că valoarea cea mai probabilă a modulului de elasticitatelongitudinală al materialului epruvetei încercate este:

00281,082,203

00246,034,178

00211,087,152

00176,039,127

00140,091,101

00105,043,76

00070,096,50

00036,048,25

101 ( +++++++=E

72417)00351,0

78,25400316,0

30,229 =++ N/mm2.

Tabelul 3.5. Tensiunile mecanice şi deformaţiile specifice procentuale înregistrateîn cursul încercării la tracţiune a epruvetei din duraluminiu

Nr.det

σ,N/mm2

ε,%

σ*,N/mm2

ε*,%

Nr.det

σ,N/mm2

ε,%

σ*,N/mm2

ε*,%

0 0 0 0 0 11 280,25 0,600 281,94 0,59821 25,48 0,036 25,49 0,0360 12 305,73 0,900 308,48 0,89602 50,96 0,070 50,99 0,0700 13 331,21 1,400 335,85 1,39033 76,43 0,105 76,51 0,1049 14 356,69 1,700 362,75 1,68574 101,91 0,140 102,05 0,1399 15 378,98 2,400 388,08 2,37175 127,39 0,176 127,61 0,1758 16 398,09 3,400 411,62 3,34356 152,87 0,211 153,19 0,2108 17 415,29 5,000 436,05 4,87907 178,34 0,246 178,78 0,2457 18 432,48 7,200 463,62 6,95268 203,82 0,281 204,39 0,2806 19 439,49 10,20 484,32 9,71279 229,30 0,316 230,02 0,3155 20 437,90 15,00 503,58 13,976210 254,78 0,351 255,67 0,3504 21 422,29 20,00 506,75 18,2322

Observaţie. Conform dezvoltărilor din statistica matematică, dacă la oîncercare experimentală se înregistrează N perechi de valori ale mărimilor x şi y,notate (xi, yi), i = 1…N, iar reprezentarea grafică a punctelor având coordonatele(xi, yi), i = 1…N sugerază o dependenţă liniară între mărimile x şi y, atuncicoeficienţii a0 şi a1 ai ecuaţiei y = a1x + a0, care reprezintă (analitic) cu cea maimare fidelitate (probabilitate) această dependenţă, se obţin, folosind metoda celormai mici pătrate (Gauss), prin rezolvarea următorului sistem de ecuaţii liniare:

∑∑==

=+N

ii

N

ii yxaNa

1110 ; ∑∑∑

====+

N

iii

N

ii

N

ii yxxaxa

11

21

10 ;


158

soluţiile acestui sistem sunt:

;)(

1 1

22

1 1 1 1

2

0

∑ ∑

∑ ∑ ∑ ∑

= =

= = = =

−

−= N

i

N

iii

N

i

N

i

N

i

N

iiiiii

xxN

yxxxya .

)(1 1

22

1 1 11

∑ ∑

∑ ∑ ∑

= =

= = =

−

−= N

i

N

iii

N

i

N

i

N

iiiii

xxN

yxyxNa (3.25)

La determinarea valorii modulului de elasticitate longitudinală E, soluţiile(3.25) se pot utiliza în două moduri:

* se consideră că dependenţa dintre mărimea εσ=y şi oricare din

variabilele x = ε sau x = σ este de forma y = a0 = ct.; ca urmare, ecuaţia de regresie

are a1 = 0, ∑ ∑ ∑= = =

=N

i

N

i

N

iiiii yxyxN

1 1 1, expresia lui a0 devine:

N

yEa

N

ii∑

=== 10 (adică,

valoarea cea mai probabilă a modulului de elasticitate longitudinală este media

aritmetică a valorilor ,yi

ii ε

σ= N...i 1= determinate folosind rapoartele

coordonatelor obţinute experimental pentru punctele situate în porţiunea liniară aCCCT) şi rezultă (aşa cum s-a arătat anterior) valoarea E = 72417 N/mm2;

* se consideră că dependenţa dintre mărimea y = σ şi variabila x = ε este(conform legii lui Hooke) de forma y = a1x; ca urmare, ecuaţia de regresie

are a0 = 0, ∑ ∑ ∑ ∑= = = =

=N

i

N

i

N

i

N

iiiiii yxxxy

1 1 1 1

2 , expresia lui a1 devine: ∑

∑

=

=== N

ii

N

ii

x

yEa

1

11 şi

rezultă valoarea E = 72530 N/mm2.

Limita de curgere convenţională Rp0,2 a materialului epruvetei încercatereprezintă (aşa cum s-a precizat în scap. 3.4) tensiunea la care deformaţiaspecifică de natură plastică atinge valoarea εp = 0,2 % (εp = 0,002). Folosinddatele din tabelul 3.5, rezultă:

* la tensiunea σ10 = 254,78 N/mm2, deformaţia specifică totală a fostε10 = ε10e + ε10p = 0,00351 (0,351 %), componenta elastică a acestei deformaţii

fiind 00351072417

782541010 ,,

Ee ≅==εσ

(0,351 %), iar componenta de natură plastică

având valoarea ε10p = ε10 – ε10e = 0 (materialul epruvetei a suferit numaideformaţii elastice);

* la tensiunea σ11 = 280,25 N/mm2, deformaţia specifică totală a fost


159

ε11 = ε11e + ε11p = 0,00600 (0,600 %), componenta elastică a acestei deformaţii

fiind 00387,072417

25,2801111 ≅==

Eeσε (0,387 %), iar componenta de natură plastică

având valoarea ε10p = ε10 – ε10e = 0,00600 – 0,00387 = 0,00213 (0,213 % > 0,2 %),ceea ce arată că σ11 > Rp0,2 (materialul epruvetei a suferit deformaţii elasto – plastice).

Aceste rezultate sugerează posibilitatea obţinerii valorii tensiunii σ ≡ Rp0,2prin interpolare liniară, folosind schema prezentată în figura 3.32, astfel:

≅−+=−+= )78,25425,280(78,254)(213,0200,0

101110

102,0 σσσε

ε

p

ppR 278,7 N/mm2.

Fig.3.32. Schema de interpolare pentru stabilirea valorilor caracteristicilor Rp0,2 şi Rt0,5

Limita de extensie convenţională Rt0,5 a materialului epruvetei încercatereprezintă (aşa cum s-a precizat în scap. 3.4) tensiunea la care deformaţiaspecifică totală (ε = εe + εp) atinge valoarea ε = 0,5 % (ε = 0,005). Folosind dateledin tabelul 3.5, rezultă:

* la tensiunea σ10 = 254,78 N/mm2, deformaţia specifică totală a fostε10 = ε10e + ε10p = 0,00351 (0,351 % < 0,5 %);

* la tensiunea σ11 = 280,25 N/mm2, deformaţia specifică totală a fostε11 = ε11e + ε11p = 0,00600 (0,600 % > 0,5 %).

Aceste rezultate sugerează posibilitatea obţinerii valorii tensiunii 50,tR≡σprin interpolare liniară, pe baza schemei din figura 3.32, astfel:

−−−

ε

ε

εε

εε

εε −=σ−σ

−−

−σ= 7825435106000

3510600035105000

7825435105000 ()( 1110

10

11

1011

1010

1050 ,

,,

,,,,

,,,

,tR

280,25) ≅ 270,0 N/mm2.


160

Conform definiţiei date în scap. 3.4, rezistenţa la tracţiune a materialului

epruvetei este: 5,4395,78

34500

0

max ===S

FmR N/mm2, iar alungirea procentuală după

rupere are valoarea: 2010010050

5060

0

0 ==−= −

L

LLuA %.

Observaţie. La rezolvarea aplicaţiei s-a considerat că deformaţiile(alungirile) specifice ale materialului epruvetei încercate la tracţiune sunt definiteconvenţional, cu relaţia (obţinută prin particularizarea primei relaţii din grupul

(3.2)): 100

0 −=−

=LL

L

LLε . De asemenea, tensiunile de întindere la care este supus

materialul epruvetei încercate au fost definite convenţional, cu relaţia: 0S

F=σ , S0

fiind aria secţiunii transversale iniţiale a epruvetei (în porţiunea calibrată). Acesterelaţii sunt convenabile pentru descrierea fenomenelor de solicitare – deformaredin faza iniţială a încercării, când materialul epruvetei este solicitat în domeniulelastic, deformaţiile axiale sunt mici şi aria secţiunii transversale a epruveteisupuse la întindere se modifică puţin.

Pentru a facilita înţelegerea fenomenelor de solicitare – deformare în fazasolicitării elasto – plastice a materialului epruvetei, se pot utiliza următoarelemărimi (Ludwik):

* deformaţia specifică reală εεεε*, definită (ţinând seama că modificarea dela L0 la L a distanţei dintre reperele trasate în porţiunea calibrată a epruvetei seface treptat, prin atingerea unui şir de valori instantanee L0, L1, L2, …, Li, …, Ln-1,Ln = L) cu relaţia:

∑= −

−

−

− −=

−++

−+

−=

n

i i

ii

n

n

L

LL

L

LL

L

LL

L

LL

1 1

1

1

1

1

12

0

01* ...ε ; (3.26)

utilizând noţiunile cunoscute din analiza matematică, pentru ∞→n rezultă:

00 L

LL

dL lnL

L

* ==ε ∫ , (3.27)

iar legătura dintre deformaţia specifică reală ε* şi deformaţia specificăconvenţională ε este:

)1ln(* += εε ; (3.28)* tensiunea reală σσσσ*, definită cu relaţia:

SF* =σ , (3.29)

S fiind aria secţiunii transversale a epruvetei solicitate la tracţiune cu forţa


161

F; atunci când materialul epruvetei suferă deformaţii plastice, acţionează legeavolumului constant (prin deformarea plastică a materialelor metalice se modificăforma şi dimensiunile acestora, dar se păstrează neschimbat volumul), se poate scrierelaţia S0L0 = SL şi, ca urmare, relaţia de definiţie a tensiunii reale σ* capătă forma:

)1(00

0

0

* +=== εσσLL

SF

SS

SF . (3.30)

Folosind mărimile σ* şi ε*, definite anterior, se poate construi graficuldependenţei σ* = f1(ε*), numit curba caracteristică reală la tracţiune (CCRT) amaterialului epruvetei încercate. De exemplu, pe baza rezultatelor încercării latracţiune a epruvetei din duraluminiu rezultă valorile σ* şi ε* redate în tabelul 3.5şi CCRT prezentată (împreună cu CCCT) în figura 3.31.

Tabelul 3.6. Datele necesare stabilirii expresiei analitice a CCRT pentru duraluminiuNr Nr.

detσ*,

N/mm2ε*

yi= lg *iσ xi = lg *

iε 2ix xiyi

1 11 281,94 0,005982 2,450151 -2,223148 4,942389 -5,4470492 12 308,48 0,008960 2,489233 -2,047705 4,193094 -5,0972133 13 335,85 0,013903 2,526142 -1,856894 3,448057 -4,6907784 14 362,75 0,016857 2,559609 -1,773217 3,144297 -4,5387425 15 388,08 0,023717 2,588917 -1,624949 2,640459 -4,2068586 16 411,62 0,033435 2,614501 -1,475802 2,177990 -3,8584857 17 436,05 0,048790 2,639537 -1,311668 1,720472 -3,4621968 18 463,62 0,069526 2,666165 -1,157852 1,340622 -3,0870259 19 484,32 0,097127 2,685131 -1,012661 1,025483 -2,71912810 20 503,58 0,139762 2,702071 -0,854611 0,730360 -2,30922011 21 506,75 0,182322 2,704795 -0,739162 0,546360 -1,999282

N

11 28,62625 -16,07767 25,90958 -41,41598

Pentru utilizarea în calculele inginereşti, este uzuală descrierea analitică aCCRT a materialelor metalice printr-o funcţie putere de forma:

mA )( ** εσ = , (3.31)A fiind denumit coeficient (modul) de rezistenţă, iar m – exponent de ecruisare;A şi m se pot determina fără dificultate, dacă se foloseşte observaţia că funcţia(3.31) devine liniară prin logaritmare, lgσ* = lgA + mlgε*, iar a0 = lgA şi a1 = mrezultă aplicând soluţiile (3.25). De exemplu, în cazul aliajului pe bază dealuminiu la care s-a făcut încercarea la tracţiune, considerând perechile de valori(xi = lgε*; yi = lgσ*) redate în tabelul 3.6 şi aplicând soluţiile (3.25), se obţinvalorile: a0 = lgA = 2,859696 ⇒ A = 723,9 N/mm2 şi a1 = m = 0,176.


162

CCRT construită analitic, folosind expresia σ* = 723,9(ε*)0,176, pentrualiajul pe bază de aluminiu analizat este reprezentată în figura 3.31 (împreună cuDIT, CCCT şi CCRT construite pe baza datelor obţinute la încercarea la tracţiunea materialului).

Având la dispoziţie expresia analitică a CCRT se pot determina cuuşurinţa valorile mărimilor (precizate în scap. 3.4) ce descriu elasticitatea şiplasticitatea materialului, folosind relaţiile:

E

R pe

e dU2

22,0

*max

0

** ≅= ∫ε

εσ şi ∫∫ −==*

0

***

*max

**r

e

r

e

p UddUεε

ε

εσεσ , (3.32)

*maxeε fiind valoarea deformaţiei specifice reale corespunzătoare tensiunii σ* = Rp0,2

(sau Rt0,5), iar *rε – valoarea deformaţiei specifice reale la care se produce ruperea

materialului solicitat la tracţiune monoaxială. De exemplu, în cazul aliajului pe bazăde aluminiu analizat, având Rp0,2 = 278,7 N/mm2, E = 72417 N/mm2 si *

rε = 0,182322(v. tabelul 3.5), rezultă: Ue = 5,36⋅10-4 J/mm3 şi Up = 8,32⋅10-2 J/mm3>>Ue.

A.3.9. Dintr-un oţel (aliaj Fe – C) pentru construcţii, având5102 ⋅=E N/mm2, Rp0,2 = 350 N/mm2 şi Rm = 500 N/mm2, se confecţionează

două bare de tracţiune, cu secţiunea transversală dreptunghiulară, ca cele dinfigura 3.15: o bară fără concentratori de tensiuni şi o bară cu crestături laterale înformă de U; dimensiunile barelor sunt: h = 150 mm, H = 160 mm, r = 5 mm, ariasecţiunii transversale este S0 = 1500 mm2, iar relaţia de calcul pentru coeficientul

de concentrare a tensiunilor cσ este: nrh

,,

)(c ][1

62123

1

−∆

−∆+=σ , cu

hH=∆ şi exponentul

n definit de relaţia rt

rt,

n+−∆

+−∆=

1

501. a) Să se determine valoarea coeficientului de

concentrare a tensiunilor cσ pentru bara cu crestături laterale în formă de U. b) Săse calculeze, pentru fiecare din cele două bare, intensitatea maximă a forţei detracţiune monoaxială la care materialul suferă numai deformaţii elastice. c) Să seanalizeze cum se modifică valoarea coeficientului cσ, dacă h, r şi S0 îşi menţinvalorile date, iar cota H ia valori între 151 mm şi 200 mm. d) Să se analizeze cumse modifică valoarea coeficientului cσ, dacă h, H şi S0 îşi menţin valorile date, iarraza r ia valori între 0,2 mm şi 15 mm.

Rezolvarea) Pentru bara cu crestături laterale în formă de U, având h = 150 mm,

H = 160 mm şi r = 5 mm, rezultă 52150160

2=

−=

−= hHt mm, 0666671150160Δ ,== ,


163

531055

55

10671

5010671,n

,

,,==

+−

+− şi 71125310]

620666671123515010666671

[1 ,,,,,

),(c =

−⋅

−+=σ .

b) Pentru ca materialul barei fără concentratori de tensiuni să sufere numaideformaţii elastice, când bara este solicitată la tracţiune monoaxială (în lungulaxei longitudinale, aşa cum se indică în fig. 3.15), trebuie îndeplinită condiţia:

2,00

pn RSF ≤=σ ; în consecinţă, intensitatea maximă a forţei de tracţiune este:

== 020 SRF ,pmax 350⋅1500 = 5,25⋅105 N. In cazul barei cu crestături laterale,condiţia neapariţiei deformaţiilor plastice la baza concentratorilor, în cursulsolicitării barei la tracţiune monoaxială (în lungul axei longitudinale, aşa cum se

indică în fig. 3.15), este: 2,00

max pn RccSF ≤== σσσσ şi, ca urmare, intensitatea

forţei de tracţiune aplicate nu trebuie să depăşească valoarea:

55

max02,0*max 1094,1

711,21025,5 ⋅≅=== ⋅

σσ c

F

c

SR pF N.

c) Utilizând relaţiile de calcul din enunţul aplicaţiei, rezultă că dependenţadintre valoarea coeficientului de concentrare a tensiunilor la baza crestăturilorlaterale în formă de U ale barei de tracţiune şi lăţimea barei H are aspectulprezentat în figura 3.33. a; se observă că, în condiţiile menţinerii valorilorprecizate în enunţ pentru cotele h şi r, mărirea cotei H determină creştereavalorilor coeficientului de concentrare a tensiunilor (creşterea acuităţiiconcentratorului de tensiuni).

Fig. 3.33. Variaţia coeficientului de concenrare a tensiunilor cσ în funcţie de:a) lăţimea barei de tracţiune H; b) raza la vârful crestăturilor r.


164

d) Utilizând relaţiile de calcul din enunţul aplicaţiei, rezultă că dependenţadintre valoarea coeficientului de concentrare a tensiunilor la baza crestăturilorlaterale în formă de U ale barei de tracţiune şi raza la vârful crestăturilor r areaspectul prezentat în figura 3.33. b; se observă că, în condiţiile menţineriivalorilor precizate în enunţ pentru cotele H şi h, mărirea cotei r determinămicşorarea valorilor coeficientului de concentrare a tensiunilor (reducereaacuităţii concentratorului de tensiuni).

A.3.10. La încercarea de încovoiere prin şoc, la diferite temperaturi, a unuioţel (aliaj Fe-C) pentru construcţii s-au înregistrat rezultatele prezentate în tabelul3.7. a) Să se construiască diagrama de variaţie a energiei de rupere KV în funcţiede temperatura la care s-a făcut încercarea şi să se determine pe aceasta valoriletemperaturilor de tranziţie ductil – fragil tKV28 şi t0,5 ale oţelului supus încercării.b) Să se aprecieze dacă există riscul comportării fragile a unei bare de tracţiune,confecţionată din acest oţel şi solicitată la temperatura t = 0 oC.

Tabelul 3. 7. Rezultatele încercării de încovoiere prin şoc a unui oţel pentru construcţiit, oC +50 +20 +10 0 -10 -20 -30 -40 -50 -60 -70 -80 -90KV, J 60 58 55 50 45 40 33 25 20 15 12 10 10

Rezolvarea) Diagrama KV = f(t) este prezentată în figura 3.34. Tinând seama de

definiţiile date în scap. 3.7 şi utilizând diagrama KV = f(t), rezultă că, pentru oţelulprecizat în enunţul aplicaţiei, temperatura de tranziţie ductil – fragil tKV28 (temperaturala care energia de rupere ia valoarea KV = 28 J) are valoarea tKV28 = -36 oC, energia derupere corespunzătoare comportării ductile la rupere (energia de rupere de nivelductil) este KVd = 60 J, iar temperatura de tranziţie ductil – fragil t0,5 (temperatura lacare energia de rupere ia valoarea KV = 0,5KVd) are valoarea t0,5 = -34 oC.

Observaţie. In multe aplicaţii, pentru a putea determina mai uşortemperaturile de tranziţie ductil – fragil definite cu diverse criterii convenţionale(v. scap. 3. 7), este necesar să se dea o exprimare analitică funcţiei KV = f(t),definită prin punctele ale căror coordonate (t, KV) au fost obţinute experimental,pe baza încercării la încovoiere prin şoc. Una din soluţiile furnizate de literaturade specialitate pentru rezolvarea acestei probleme în cazul oţelurilor pentruconstrucţii constă în a considera dependenţa KV = f(t) ca o funcţie sigmoidă, cuexpresia analitică:

][ 1011

910

+= +−−+ ]K)rtt(K[edKVKV , (3.33)

în care KVd reprezintă valoarea energiei de rupere de nivel ductil stabilităprin încercarea la încovoiere prin şoc, tr este o temperatură de referinţă(aleasă dintre temperaturile la care s-a efectuat încercarea de încovoiere


165

prin şoc) la care s-a înregistrat o valoare a energiei de rupere KVr şi ocomportare ductil – fragilă a materialului supus încercării, K1 = 0,0557, iarK0 are valoarea dată de relaţia:

rd

dr

KVKV

KVKVK−

−=

1,0ln0 (3.34)

Considerând expresia (3.33) afuncţiei KV = f(t), rezultă următoarelerelaţii de determinare a valorilortemperaturilor de tranziţie tKV28 şi t0,5 aleotelurilor pentru construcţii:

1028

281

11

028

d

drKV KV

KV

KK

K lntt−

−−−= ;

1

05,0

223,0

K

Krtt

+−= . (3.35)

Pentru datele din enunţul aplicaţiei,rezultă: KVd = 60 J, tr = −20 oC, KVr = 40 J,K1 = 0,0557,

4060601040

0 −⋅−= ,lnK = 0,531 şi

curba KV = f(t) exprimată analitic de (3.33) are configuraţia prezentată în figura 3.34;folosind relaţiile (3.35), rezultă valorile temperaturilor de tranziţie:

3366282860

055701

055705310

28 20 ,ln,,

,KVt −=

−−

−−−= oC şi 53305570

2230531050 20 ,

,,,

,t −=−−= + oC.

b) Deoarece te = 0oC este mai mare decât temperaturile de tranziţie tKV28 şit0,5 ale materialului piesei, se poate aprecia că exploatarea piesei la aceastătemperatură se realizează în condiţiile unei comportări predominant ductile amaterialului acesteia .

A.3.11. O bară cilindrică trebuie dimensionată astfel încât să poată fisolicitată la tracţiune monoaxială (în lungul axei longitudinale) cu o forţăF = 20000 N, la temperatura te = 600 oC, o durată τe = 100000 ore (după care seprescrie a fi înlocuită). Bara se confecţionează dintr-un oţel (aliaj Fe-C), avândtemperatura de solidificare-topire ts = 1500 oC şi rezistenţa tehnică de durată

Cr

o600100000/R = 150 N/mm2. Să se stabilească valoarea minimă a diametrului barei D.

Rezolvare.Temperatura de solidificare - topire a materialului din care se confecţionează

bara este ts = 1500 oC şi, ca urmare, temperatura sa de recristalizare primară are

Fig.3.34. Dependenţa KV = f(t) la un oţelpentru construcţii


166

valoarea Trp = 0,4Ts = 0,4(1500 + 273) = 709 K sau trp = 709 – 273 ≅ 436 oC. Deoarecetemperatura la care este solicitată bara este te = 600 oC > 436 oC = trp, rezultă că întimpul exploatării se produce degradarea materialului acesteia prin fluaj (v. scap. 3.8).

Pentru a nu se produce ruperea prin fluaj a barei pe durata de utilizareτe = 100000 ore, este necesar ca tensiunea de tracţiune din bară σe să fieinferioară rezistenţei tehnice de durată a materialului din care se

confecţionează aceasta CrR

o600100000/ (σe ≤ C

rRo600100000/ ). Pe baza acestui raţionament

rezultă condiţia: 24

D

Fe π

σ = ≤ Cr

o600100000/R şi valoarea minimă a diametrului barei

este:

2 o600100000

C/rR

FDπ

= =2150

20000⋅π

=13 mm.

Observaţie. La proiectarea construcţiilor tehnice, se utilizează, de obicei, aşanumitele rezistenţe admisibile ale materialelor, ale caror valori se obţin prindivizarea caracteristicilor mecanice (obţinute prin încercări) cu coeficienţi desiguranţă cs > 1. De exemplu, în cazul prezentei aplicaţii, se poate utiliza (în locul

caracteristicii CrR

o600100000/ ) rezistenţa admisibilă Raf =

s

Cr

c

Ro600100000/ şi, dacă se adoptă

cs = 2, rezultă Raf = 2150 = 75 N/mm2, a cărei utilizare în relaţia de dimensionare

conduce la o valoare a diametrului minim al barei de tracţiune D = 18,4 mm.A.3.12. La încercarea la oboselă a unui oţel (aliaj Fe-C), folosind o solicitare

de tracţiune monoaxială alternant - simetrică, s-au obţinut rezultatele prezentate întabelul 3. 8. a) Folosind aceste rezultate, să se construiască curba de durabilitate laoboseală (Wöhler) a oţelului şi să se stabilească valoarea rezistenţei la oboseală aacestuia σO. b) Să se analizeze dacă există riscul ruperii prin oboseală a unei barecilindrice cu diametrul D = 50 mm, confecţionată din acest oţel şi supusă uneisolicitări variabile de tracţiune alternant – simetrică cu Femax = 2⋅105 N

Tabelul 3. 8. Rezultatele încercării la oboseală a unui oţelTensiunea maximă a

solicitării variabile σmax, N/mm2 450 400 330 270 240 220 200Numărul de cicluri de

solicitare până la rupere Nr

103 104 105 106 NR NR NR

NR – nu s-a produs ruperea după 108 cicluri de solicitareRezolvarea) Curba de durabilitate la oboselă a oţelului, construită folosind

rezultatele din tabelul 3.8, este prezentată în figura 3.35. Această curbă


167

corespunde funcţiei σmax = f0(Nr), cu Nr reprezentat la scară logaritmică şievidenţiază faptul că oţelul analizat are rezistenţa la oboselă σo = 240 N/mm2.

b) Conform celor prezentate înscap. 3.8, ruperea prin oboselă a bareinu se produce, dacă la proiectareaacesteia s-a respectat criteriul (delimitare a tensiunilor) σemax < σo.Deoarece ciclurile de solicitarevariabilă de tracţiune alternant –simetrică ale barei din oţel au

1022

5

2max

max50

10244≅==

⋅

⋅⋅

ππσ

D

Fe N/mm2,

rezultă σemax = 102 N/mm2 < 240 N/mm2 = σoşi, ca urmare, nu există riscul ruperii prinoboseală a acesteia.

A.3.13. La determinarea durităţiiBrinell a unei piese metalice s-a utilizatun penetrator sferic din carburi metalice,

cu diametrul D = 10 mm şi un grad de solicitare Ks = 30, diametrul urmeilăsate de penetrator pe piesă fiind d = 4,0 mm. Care a fost valoarea durităţiimaterialului piesei?

Răspuns: F = KsD2 = 30⋅100 = 3000 kgf, iar duritatea materialului pieseieste 206,5 HBW.

A.3.14. Duritatea Brinell a unei piese metalice, determinată cu ajutorul unuipenetrator sferic din oţel, cu diametrul D = 5 mm, apăsat cu forţa F = 750 kgf, a fost280 HBS 5/750/15. Să se stabilească valoarea diametrului urmei lăsate depenetrator pe piesă la determinarea durităţii şi să se estimeze valoarea care seobţine dacă se determină duritatea aceleiaşi piese cu un penetrator sferic din oţel,cu diametrul D = 2,5 mm şi forţa F = 187,5 kgf.

Răspuns: d = 1,81 mm; Ks =30; utilizarea penetratorului cu D = 2,5 mm şia forţei F = 187,5 kgf asigură acelaşi grad de solicitare ca în cazul folosiriipenetratorului cu D = 5 mm şi a forţei F = 750kgf (Ks = 30) şi, ca urmare,valoarea estimată a durităţii este 280 HBS 2,5/187,5/15.

A.3.15. La determinarea durităţii Brinell a unei piese metalice se foloseşteun penetrator sferic din carburi metalice, montat într-un dispozitiv care permitemăsurarea adâncimii remanente de pătrundere a acestuia în materialul piesei. Săse stabilească valoarea durităţii piesei şi mărimea diametrului urmei lăsate depenetrator pe piesă, dacă diametrul penetratorului a fost D = 10 mm, forţa de

Fig.3.35. Curba de durabilitate laoboseală (Wöhler) a unui oţel


168

apăsare aplicată pe acesta a avut intensitatea F = 3000 kgf, iar adâncimearemanentă de pătrundere a penetratorului în piesă a fost h = 0,38 mm.

RezolvareAşa cum s-a precizat în scap. 3.10, duritatea Brinell se calculează cu relaţia

pSFHBW = , Sp fiind aria suprafeţei urmei lăsate de penetrator pe piesa căreia i se

măsoară duritatea. Deoarece urma lăsata de penetrator pe piesă are forma unei calote

sferice, Sp = πDh = ( )222

dDDD −−π şi rezultă: HBW = DhF

π =

38,0103000

⋅⋅π = 251

şi d = ( )22 2hDD −− = ( )22 38,01010 ⋅− = 3,82 mm.A.3.16. La determinarea durităţii Vickers a unei piese metalice s-a folosit

o forţă de apăsare F = 30 kgf, iar diagonala urmei lăsate de penetrator a fostd = 0,410 mm. Să se stabilească valoarea durităţii Vickers a piesei şi să seestimeze valoarea care se obţine dacă se determină duritatea aceleiaşi piesefolosind o forţă de apăsare F = 10 kgf.

Răspuns: Duritatea piesei este 331 HV; folosind F = 10 kgf, se obţineduritatea 331 HV10.

A.3.17. Duritatea Rockwell a unei piese din oţel (aliaj Fe-C) este 52 HRC,iar a unei piese din alamă (aliaj Cu-Zn) este 25 HRF. Care au fost adâncimile depenetrare remanentă e la determinarea durităţilor acestor piese?

Răspuns: e = 48 HR = 0,096 mm, la determinarea durităţii piesei din oţel(cu penetrator conic din diamant) şi e = 105 HR = 0,21 mm, la determinareadurităţii piesei din alamă ( cu penetrator sferic din oţel).

A.3.18. Metalele A şi B sunt complet solubile în stare lichidă, insolubile înstare solidă şi formează un sistem de aliaje binare cu transformare eutectică (cudiagrama de echilibru de tipul celei prezentate în fig. 2.6). Stiind că metalele A şiB au (la ta) rezistenţele la tracţiune RmA = 150 N/mm2 şi RmB = 550 N/mm2, să seestimeze valoarea rezistenţei la tracţiune a aliajului cu %Am = 20% şi compoziţiaaliajului cu rezistenţa la tracţiune Rm = 390 N/mm2.

RezolvareAplicând legea lui Kurnacov (enunţată în scap. 3.11), se construieşte

diagrama de variaţie a rezistenţei la tracţiune în funcţie de compoziţia aliajelor,prezentată în figura 3.36. Ecuaţia dreptei după care se modifică rezistenţa la

tracţiune în funcţie de compoziţia aliajelor este: mBmmBmA

m RA%RRR +⋅−

=100

.

Utilizând această ecuaţie, rezultă că rezistenţa la tracţiune aaliajului cu %Am = 20% este: 5502020 100

550150 +== ⋅−%mA%mR = 470 N/mm2, iar


169

aliajul cu Rm = 350 N/mm2 are concentraţia masică de component A:

%Am= =⋅−−

100mBmA

mBm

RR

RR100

550150550350 ⋅

−− = 50%.

Observaţie. Rezultatele care se obţinaplicând legea lui Kurnakov se confirmă binepe cale experimentală, dacă cele două fazecare alcătuiesc structura aliajelor suntomogene şi uniform distribuite în structură,iar forţele de legătură dintre faze au aceiaşiintensitate în toată masa aliajelor. In cazulsistemului analizat această condiţie nu esteîndeplinită, deoarece:

* cele două faze care alcătuiescstructura la ta a aliajelor se află

(v. scap.2.5.3) atât în amestecul mecanic eutectic (A+B), cât şi sub formă decristale separate (faze preeutectice);

* forţele de legătură dintre formaţiunile cristaline de A şi B aleeutecticului sunt mai mari decât forţele de legătură dintre cristalelepreeutectice. Datorită acestor particularităţi structurale, curba reală devariaţie a rezistenţei la tracţiune în funcţie de compoziţia aliajelor are abateride la liniaritate (are configuraţia marcată cu linie punctată în fig. 3.36) şirezultatele care se obţin aplicând formularea din scap. 3.11 a legii luiKurnacov sunt numai estimative.

A.3.19. Metalele A şi B sunt complet solubile în stare lichidă, insolubile înstare solidă şi formează un compus definit cu topire incongruentă AnBm, având%AmAnBm = 60 %. Stiind că la ta metalul A are duritatea HVA = 250, metalul B areduritatea HVB = 150, iar compusul AnBm are duritatea HVAnBm = 700, să seestimeze valoarea durităţii aliajului A-B cu %Am = 50 % şi compoziţia unui altaliaj al sistemului A-B care are duritatea egală cu a acestuia.

RezolvareDiagrama de echilibru a sistemului de aliaje binare A-B este de tipul celei

prezentate în figura 2.24. Aplicând legea lui Kurnacov (enunţată în scap. 3.11)pentru acest sistem de aliaje, se obţine diagrama de variaţie a durităţii în funcţie decompoziţia aliajelor prezentată în figura 3.37. Funcţia ce corespunde dependenţeidintre duritate şi compoziţia aliajelor se poate exprima analitic astfel:

mAnBmmBmmAnBm

BAnBm AA,HVA%HVA%

HVHV % %cu ≤+⋅−

=

Fig. 3.36. Diagrama de variaţie a Rmpentru aliajele sistemului

din aplicaţia A.3.18


170

mAnBmmmAnBm

AnBmmAnBmBm

mAnBm

AAnBm AA,A%HVA%

HVA%HV

A%

HVHV % %cu 100

100

100>

−⋅−⋅

+⋅−

−=

Deoarece aliajul precizat în enunţul aplicaţiei are %Am = 50 % < 60 % = %AmAnBm,se utilizează prima dintre expresiile anterioare şi rezultă: HV%Am=50% =

.6081505060150700 ≅+⋅− Analizând diagrama din figura 3.37, se observă că

aliajul care are aceeaşi duritate ca şi aliajul cu %Am = 50% se caracterizează prin%Am > %AmAnBm; ca urmare, se utilizează a doua expresie a funcţiei HV şi rezultă:

%Am = AAnBm

AnBmmAnBmAm%Am%

HVHV

HVA%HVA%HV )(−

⋅− +−= 10010050 = 68,2 %.

Observaţie. In cazul aliajelorsistemului A-B, având %Am < %AmAnBm = 60 %,sunt valabile precizările făcute în observaţiade la aplicaţia A.3.18 şi curba reală devariaţie a durităţii funcţie de compoziţiaaliajelor este cea prezentată cu linie punctatăîn diagrama din figura 3.37.

Aliajele având %Am > %AmAnBm = 60%au la ta structura alcătuită din cristalelefazelor A şi AnBm distribuite uniform şivariaţia durităţii în funcţie de compoziţiaaliajelor este liniară (respectă legea luiKurnacov).

A.3.20. Metalele A şi B suntcomplet solubile în stare lichidă, insolubile în stare solidă şi formează un compusdefinit cu topire congruentă AnBm, având %AmAnBm = 70 %. Stiind că (la ta) metalulA are duritatea HBA = 120, metalul B are duritatea HBB = 150, iar compusul AnBmare duritatea HBAnBm = 500, să se estimeze valoarea durităţii aliajului cu %Am = 80% şi compoziţia unui alt aliaj al sistemului A-B care are duritatea egală cu aacestuia.

Răspuns: Diagrama de echilibru a sistemului de aliaje binare A-B este detipul celei prezentate în figura 2.18. Aplicând legea lui Kurnacov, rezultă:HB%Am=80% = 373, iar aliajul cu duritatea egală cu a aliajului cu %Am = 80 % are%Am = 44,7 %.

Fig. 3.37. Diagrama de variaţie aHV pentru aliajele sistemului

din aplicaţia A.3.19

Capitolul 4 Studiul aliajelor din sistemul Fier - Carbon

171

Capitolul 4

STUDIUL ALIAJELOR DIN SISTEMULFIER - CARBON

4.1. Introducere

Studiul sistemului fier - carbon prezintă o importanţă deosebită din punctde vedere ingineresc, deoarece acest sistem cuprinde aliajele cu cea mai largăutilizare practică: oţelurile şi fontele.

Componentul principal (de bază) al aliajelor sistemului fier - carbon estefierul. Fierul este un metal alb - argintiu, cu temperatura de solidificare - topirets = 1538 oC şi următoarele caracteristici fizico - mecanice (la temperaturaambiantă): densitatea ρ = 7850 kg/m3, modulul de elasticitate E = 2,05⋅105 N/mm2,limita de curgere Re = 100...140 N/mm2, rezistenţa la tracţiune Rm = 200...250 N/mm2,alungirea procentuală după rupere A = 40...50%, coeficientul de gâtuireZ = 70...90%, duritatea 45...55 HBS, energia de rupere KV = 170...200 J. Fierulare două forme alotropice sau modificaţii proprii (v. scap. 1.6): Feα, cu structurăcristalină CVC, stabil sub temperatura tc1 = 910 oC şi în intervalul de temperaturi(tc2 = 1392 oC; ts = 1538 oC) şi Feγ, cu structură cristalină CFC, stabil în intervalulde temperaturi (tc1 = 910 oC; tc2 = 1392 oC); Feα stabil în intervalul de temperaturi(tc2 = 1392 oC; ts = 1538 oC) este numit şi Feδ. Fierul prezintă proprietăţimagnetice sub temperatura tCFe = 768 oC (numită punctul Curie al Fe), pesteaceastă temperatură fiind nemagnetic (paramagnetic).

Componentul de aliere al aliajelor fier - carbon este carbonul. Carbonulformează cu fierul compusul definit Fe3C (carbura de fier), denumit în tehnicăcementită, caracterizat printr-o concentraţie masică de 6,67% C; cementita esteun compus interstiţial de tip geometric (v. scap. 2.2.2), cu reţea cristalinăcomplexă şi temperatura de solidificare - topire tsCem ≅ 1250 oC. Cementita aredensitatea apropiată de cea corespunzătoare fierului (ρCem ≅ 7600 kg/m3), este o


172

fază dură (duritatea cementitei este de aproximativ 800 HV) şi prezintă proprietăţimagnetice sub temperatura tCCem = 215 oC (numită punctul Curie al cementitei).

Cementita este o fază metastabilă; prin menţinere de lungă durată latemperatură ridicată şi/sau în prezenţa siliciului, cementita se descompune în fierşi grafit (carbon liber). Grafitul este o formă alotropică (modificaţie) a carbonului,caracterizată printr-o structură cristalină de tip hexagonal şi un punct de sublimare(transformare a grafitului solid în carbon gazos), tsubC ≅ 3540 oC. Grafitul aredensitatea mult mai mică decât fierul (ρC ≅ 2500 kg/m3) şi prezintă caracteristicide rezistenţă mecanică foarte scăzute. Grafitul este forma stabilă de existenţă acarbonului în aliajele fier - carbon.

Având în vedere cele prezentate anterior rezultă că sistemul de aliaje fier -carbon poate fi analizat în două variante:

* sistemul metastabil fier - cementită (Fe - Fe3C), în care carbonul estelegat sub formă de cementită;

* sistemul stabil fier - grafit (Fe - C), în care carbonul se află sub formăde grafit (carbon liber).

4.2. Diagrama de echilibru metastabil Fe - Fe3C.Oţelurile carbon şi fontele albe

4.2.1. Descrierea diagramei Fe - Fe3C

Diagrama de echilibru metastabil Fe - Fe3C (construită experimental) esteprezentată în figura 4.1, notaţiile din diagramă fiind făcute în conformitate cuprescripţiile din SR EN 10052: 1996. Abscisele (concentraţiile masice de carbon)şi ordonatele (temperaturile) punctelor caracteristice ale diagramei sunt precizateîn tabelul 4.1.

Fazele care apar în diagrama de echilibru metastabil Fe - Fe3C sunt:* L este soluţia lichidă a componentelor Fe şi C;* γγγγ, denumită austenită, este soluţia solidă interstiţială de carbon în Feγ

(γ ≡ Feγ(C)). Poziţia şi extinderea în diagramă ale domeniului monofazic alaustenitei (NJESG) sunt determinate de stabilitatea modificaţiei Feγ şi de variaţiacu temperatura a solubilităţii carbonlui în aceasta; aşa cum rezultă examinânddiagrama, concentraţia masică maximă a carbonului în austenită este de 2,11% şise poate realiza la temperatura de 1148 oC (v. coordonatele punctului E);

*αααα, denumită ferită, este soluţia solidă interstiţială de carbon înmodificaţia Feα stabilă la temperturi joase (α ≡ Feα (C)), iar δ, denumită feritădelta este soluţia solidă interstiţială de carbon în modificaţia Feα ≡ Feδ stabilă la


173

temperaturi ridicate (δ ≡ Feδ(C)). Poziţiile şi extinderile în diagramă aledomeniilor monofazice ale feritei (GPQ şi AHN) sunt determinate de stabilitateamodificaţiei Feα şi de variaţia cu temperatura a solubilităţii carbonlui în aceasta;aşa cum rezultă examinând diagrama, concentraţia maximă a carbonului în ferităeste de 0,02 % şi se poate realiza la temperatura de 727 oC (v. coordonatelepunctului P), iar concentraţia maximă a carbonului în ferita delta este de 0,10% şise realizează la temperatura de 1495 oC (v. coordonatele punctului H);

Fig. 4.1. Diagrama metastabilă Fe-Fe3C

Tabelul 4.1. Coordonatele punctelor din diagrama metastabilă Fe-Fe3CPunctul A B C D E F G H J K N P Q SAbscisa,

%Cm0 0,54 4,30 6,67 2,11 6,67 0 0,10 0,16 6,67 0 0,02 0,002 0,77

Ordonata,oC 1538 1495 1148 1250 1148 1148 910 1495 1495 727 1392 727 ta 727


174

* Fe3C este compusul definit (faza daltonidă) cu denumirea tehnicăcementită şi caracteristicile prezentate anterior.

Liniile de transformare fazică (ale căror semnificaţii pot fi stabilite cuuşurinţă pe baza datelor prezentate în scap. 2.5) delimitează în spaţiul diagramei11 domenii: 4 domenii monofazice (L, δ, γ şi α) şi 7 domenii bifazice (L+δ; L+γ;L+Fe3C; δ+γ; γ+Fe3C; α+γ şi α+Fe3C). Aplicând legea fazelor pentru acest sistemde aliaje, se obţin următoarele rezultate: în domeniile monofazice, V = 2 (sistemuleste bivariant); în domeniile bifazice şi pe liniile de transformare ABCD, AH,HN, JN, JE, GS, ES, GP şi PQ (cu excepţia punctelor A, C, D, G, J, N şi S), V = 1(sistemul este monovariant); pe liniile de transformare (izotermele) HJB, ECF şiPSK (cu excepţia punctelor B, E, H şi P) şi în punctele A, D, G şi N, V = 0(sistemul este invariant).

4.2.2. Transformările structurale ale aliajelor sistemuluimetastabil Fe-Fe3C

Analizând diagrama de echilibru metastabil Fe - Fe3C, se observă căaliajele pot suferi (la încălzire sau răcire), funcţie de concentraţia de carbon aacestora, următoarele transformări structurale:

a) Aliajele a căror verticală este situată între punctele H şi B ale diagramei(aliajele cu concentraţia masică de carbon situată în intervalul (0,10%;0,54%))suferă la temperatura de 1495oC (temperatura punctelor de intersecţie dintreverticalele corespunzătoare aliajelor şi izoterma HJB) transformarea peritectică:

răcire

LB(0,54%C) + δH(0,10%C) γJ(0,16%C); (4.1) încălzire

b) Aliajele a căror verticală este situată între punctele E şi C ale diagramei(aliajele cu concentraţia masică de carbon situată în intervalul (2,11%;6,67%))suferă la temperatura de 1148oC (temperatura punctelor de intersecţie dintreverticalele corespunzătoare aliajelor şi izoterma ECF) transformarea eutectică:

răcireLC(4,30%C) (γE(2,11%C) + Fe3C); (4.2)

încălzire amestec eutectic

amestecul mecanic de austenită şi cementită format prin transformareaeutectică (cu structura alcătuită din formaţiuni cristaline globulare de austenităuniform distribuite într-o masă de cementită) este denumit ledeburită;

c) Aliajele a căror verticală este situată între punctele P şi K ale diagramei(aliajele cu concentraţia masică de carbon situată în intervalul (0,02%;6,67%))suferă la temperatura de 727oC (temperatura punctelor de intersecţie dintre


175

verticalele corespunzătoare aliajelor şi izoterma PSK) transformarea eutectoidă: răcire

γS(0,77%C) (αP(0,02%C) + Fe3C); (4.3) încălzire

amestec eutectoidamestecul mecanic de ferită şi cementită format prin transformareaeutectoidă (cu structura alcătuită din formaţiuni cristaline lamelare alternante deferită şi cementită) este denumit perlită.

Dacă un aliaj care a suferit transformarea eutectică este adus (prin răcire)în condiţiile realizării transformării eutectoide, austenita din ledeburită setransformă în perlită; ledeburita a cărei austenită a suferit transformarea eutectoidăeste denumită ledeburită transformată şi are structura alcătuită din globule deperlită (formate din lamele alternante de ferită şi cementită) uniform distribuiteîntr-o masă de cementită.

4.2.3. Clasificarea aliajelor sistemului metastabil Fe-Fe3C

Aliajele din diagrama Fe - Fe3C se clasifică şi se denumesc în funcţie deconcentraţia lor de carbon şi, în consecinţă, în funcţie de transformările structuralepe care le pot suferi la încălzire sau răcire; categoriile unei astfel de clasificări şidenumirile aliajelor din fiecare categorie se prezintă astfel:

A. aliajele având concentraţia masică de carbon situată în intervalul(2,11%;6,67%), care pot suferi atât transformarea eutectică, cât şi transformareaeutectoidă, sunt denumite fonte albe;

A.1. fonta albă având concentraţia masică de carbon de 4,30% estedenumită fontă albă eutectică;

A.2. fontele albe având concentraţia masică de carbon mai mică decât ceacorespunzătoare fontei albe eutectice sunt denumite fonte albe hipoeutectice;

A.3. fontele albe având concentraţia masică de carbon mai mare decât ceacorespunzătoare fontei albe eutectice sunt denumite fonte albe hipereutectice;

B. aliajele având concentraţia masică de carbon situată în intervalul (0,02%;2,11%],care pot suferi numai transformarea eutectoidă, sunt denumite oţeluri carbon;

B.1. oţelul carbon având concentraţia masică de carbon de 0,77% estedenumit oţel carbon eutectoid;

B.2. oţelurile carbon având concentraţia masică de carbon mai mică decât ceacorespunzătoare oţelului carbon eutectoid sunt denumite oţeluri carbon hipoeutectoide;

B.3. oţelurile carbon având concentraţia masică de carbon mai mare decât ceacorespunzătoare oţelului carbon eutectoid sunt denumite oţeluri carbon hipereutectoide;

C. aliajele având concentraţia masică de carbon cel mult egală cu 0,02%sunt cunoscute sub denumirea generică de fier tehnic.


176

4.2.4. Structurile de echilibru ale oţelurilor carbon şifontelor albe

Particularităţile formării structurilor la fontele albe şi oţelurile carbon sepot evidenţia analizând transformările la răcirea din stare lichidă ale diferitelortipuri de astfel de aliaje. Pentru exemplificare, se analizează transformările larăcirea din stare lichidă pentru patru aliaje ale sistemului Fe - Fe3C (cu verticalelemarcate I, II, III şi IV în fig. 4.1).

a) Aliajul I este o fontă albă hipereutectică ale cărei transformări la răcireadin stare lichidă se prezintă astfel:

* la temperatura t0 fonta este în stare lichidă şi se menţine în această starepână la temperatura t1;

* în intervalul de temperaturi (t1;t2), în fonta lichidă apar formaţiunicristaline aciculare de cementită; cementita separată din L este denumităcementită primară. Datorită formării cementitei primare se degajă căldură(curba de răcire a fontei este concavă), iar concentraţia de carbon a fazei L scadedupă linia t1C;

* datorită transformării anterioare, la atingerea temperaturii t2 = 11480C(corespunzătoare izotermei ECF) faza L are concentraţia masică de carboncorespunzătoare abscisei punctului C (4,30%) şi sunt îndeplinite condiţiiledesfăşurării transformării eutectice:

LC(4,30%C) ⇒ (γE(2,11%C) + Fe3C); Ledeburită

transformarea eutectică decurge la temperatură constantă (curba de răcire a fonteiprezintă un palier la t2 = 1148oC), în urma desfăşurării acestei transformăristructura fontei fiind alcătuită din doi constituenţi: cementită primară (Fe3C') şiledeburită (Led);

* la răcirea fontei în intervalul de temperaturi (t2;t3), solubiliatea carbonuluiîn austenită scade după linia ES şi carbonul în exces (ce nu mai poate fi dizolvat deaustenită) se separă sub formă de cementită; cementita separată din austenită estedenumită cementită secundară; datorită formării cementitei secundare se degajăcăldură (curba de răcire a fontei este concavă), iar concentraţia de carbon a fazei γscade după linia ES. Cementita secundară se depune pe formaţiunile de cementităpreexistente în structura fontei (cementita primară şi cementita din ledeburită) şi nuapare ca o fază distinctă (decelabilă microscopic) a acestei structuri;

* datorită separării cementitei secundare, la atingerea temperaturii t3 = 727oC(corespunzătoare izotermei PSK) austenita are concentraţia masică de carbon


177

corespunzătoare abscisei punctului S (0,77%) şi sunt îndeplinite condiţiiledesfăşurării transformării eutectoide:

γS(0,77%C) ⇒ (αP(0,02%C) + Fe3C);

Perlitătransformarea eutectoidă decurge la temperatură constantă (curba de răcire afontei prezintă un palier la t3 = 727oC) şi afectează formaţiunile globulare deaustenită ale ledeburitei, în urma desfăşurării acestei transformări structura fonteifiind alcătuită din doi constituenţi: cementită primară (Fe3C') şi ledeburitătransformată (LedTr);

* la răcirea fontei în intervalul de temperaturi (t3;ta), solubilitateacarbonului în ferită scade după linia PQ şi carbonul în exces (ce nu mai poate fidizolvat de ferită) se separă sub formă de cementită; cementita separată din ferităeste denumită cementită terţiară; datorită formării cementitei terţiare se degajăcăldură şi curba de răcire a fontei este concavă. Cementita terţiară se depune peformaţiunile de cementită preexistente în structura fontei şi nu apare ca o fazădistinctă (decelabilă microscopic) a acestei structuri.

Pe baza celor prezentate rezultă că, la temperatura ambiantă, structurafontei albe hipereutectice este alcătuită din:

faze: ferită (αααα) şi cementită (Fe3C);constituenţi: ledeburită transformată (LedTr) şi cementită primară (Fe3C’).b) Aliajul II este o fontă albă hipoeutectică ale cărei transformări la răcirea

din stare lichidă se prezintă astfel:* la temperatura t0 fonta este în stare lichidă şi se menţine în această stare

până la temperatura t1;* în intervalul de temperaturi (t1;t2), în fonta lichidă apar cristale

poligonale de austenită; datorită formării cristalelor de austenită se degajă căldură(curba de răcire a fontei este concavă), iar concentraţia de carbon a fazei L creştedupă linia t1C;

* datorită transformării anterioare, la atingerea temperaturii t2 = 1148oC(corespunzătoare izotermei ECF) faza L are concentraţia masică de carboncorespunzătoare abscisei punctului C (4,30%) şi sunt îndeplinite condiţiiledesfăşurării transformării eutectice:

LC(4,30%C) ⇒ (γE(2,11%C) + Fe3C); Ledeburită

transformarea eutectică decurge la temperatură constantă (curba de răcire a fonteiprezintă un palier la t2 = 1148oC), în urma desfăşurării acestei transformări structurafontei fiind alcătuită din doi constituenţi: austenită (γ) şi ledeburită (Led);

* la răcirea fontei în intervalul de temperaturi (t2;t3), solubilitateacarbonului în austenită scade după linia ES şi carbonul în exces (ce nu mai poatefi dizolvat de austenită) se separă sub formă de cementită secundară, se degajă


178

căldură (curba de răcire a fontei este concavă), iar concentraţia masică de carbon afazei γ scade după linia ES;

* datorită separării cementitei secundare, la atingerea temperaturii t3 = 727oC(corespunzătoare izotermei PSK) austenita are concentraţia masică de carboncorespunzătoare abscisei punctului S (0,77%) şi sunt îndeplinite condiţiiledesfăşurării transformării eutectoide:

γS(0,77%C) ⇒ (αP(0,02%C) + Fe3C);

Perlitătransformarea eutectoidă decurge la temperatură constantă (curba de răcire afontei prezintă un palier la t3 = 727oC) şi afectează atât cristalele de austenităformate prin cristalizarea fazei lichide, cât şi formaţiunile globulare de austenităale ledeburitei, în urma desfăşurării acestei transformări structura fontei fiindalcătuită din trei constituenţi: ledeburită transformată (LedTr), perlită (P) şicementită secundară (Fe3C'').

* la răcirea fontei în intervalul de temperaturi (t3;ta), solubilitateacarbonului în ferită scade după linia PQ şi carbonul în exces (ce nu mai poate fidizolvat de ferită) se separă sub formă de cementită; cementita separată din ferităeste denumită cementită terţiară; datorită formării cementitei terţiare se degajăcăldură şi curba de răcire a fontei este concavă; cementita terţiară se depune peformaţiunile de cementită preexistente în structura fontei şi nu apare ca o fazădistinctă (decelabilă microscopic) a acestei structuri.

Pe baza celor prezentate rezultă că, la temperatura ambiantă, structurafontei albe hipoeutectice este alcătuită din:

faze: ferită (αααα) şi cementită (Fe3C);constituenţi: ledeburită transformată (LedTr), perlită (P) şi cementită

secundară (Fe3C”).c) Aliajul III este un oţel carbon hipereutectoid ale cărei transformări la

răcirea din stare lichidă se prezintă astfel:* la temperatura t0 oţelul este în stare lichidă şi se menţine în această stare

până la temperatura t1;* în intervalul de temperaturi (t1;t2) se produce cristalizarea primară a oţelului,

faza lichidă transformându-se în cristale poligonale de austenită; datorită formăriicristalelor de austenită se degajă căldură (curba de răcire a oţelului este concavă);

* în intervalul de temperaturi (t2;t3) are loc răcirea structurii monofaziceaustenitice, fără a se produce modificări structurale (curba de răcire a oţeluluieste convexă).

* sub temperatura t3 (corespunzătoare punctului de intersecţie dintreverticala aliajului şi linia ES a diagramei) concentraţia masică de carbon a oţeluluianalizat depăşeşte conţinutul procentual de carbon care poate fi dizolvat deaustenită şi, ca urmare, carbonul în exces (ce nu mai poate fi dizolvat de austenită)


179

se separă sub formă de cementită secundară (dispusă ca o reţea la margineacristalelor de austenită); datorită formării cementitei secundare se degajă căldură(curba de răcire a oţelului este concavă), iar concentraţia de carbon a fazei γ scadedupă linia t3S;

* datorită separării cementitei secundare, la atingerea temperaturii t4 = 727oC(corespunzătoare izotermei PSK) austenita are concentraţia masică de carboncorespunzătoare abscisei punctului S (0,77%) şi sunt îndeplinite condiţiiledesfăşurării transformării eutectoide:

γS(0,77%C) ⇒ (αP(0,02%C) + Fe3C);

Perlitătransformarea eutectoidă decurge la temperatură constantă (curba de răcire aoţelului prezintă un palier la t4 = 727 0C), în urma desfăşurării acestei transformăristructura oţelului fiind alcătuită din doi constituenţi: perlită (P) şi cementităsecundară (Fe3C'');

* la răcirea oţelului în intervalul de temperaturi (t4;ta), solubilitateacarbonului în ferită scade după linia PQ şi carbonul în exces (ce nu mai poate fidizolvat de ferită) se separă sub formă de cementită terţiară; datorită formăriicementitei terţiare se degajă căldură şi curba de răcire a oţelului este concavă;cementita terţiară se depune pe formaţiunile de cementită preexistente în structuraoţelului şi nu apare ca o fază distinctă (decelabilă microscopic) a acestei structuri.

Pe baza celor prezentate rezultă că, la temperatura ambiantă, structuraoţelului carbon hipereutectoid este alcătuită din:

faze: ferită (αααα) şi cementită (Fe3C);constituenţi: perlită (P) şi cementită secundară (Fe3C”).c) Aliajul IV este un oţel carbon hipoeutectoid ale cărei transformări la

răcirea din stare lichidă se prezintă astfel:* la temperatura t0 oţelul este în stare lichidă şi se menţine în această stare

până la temperatura t1;* în intervalul de temperaturi (t1;t2) începe cristalizarea primară a oţelului,

faza lichidă transformându-se în cristale poligonale de ferită delta; formareacristalelor de ferită delta este însoţită de o degajare de căldură (curba de răcire aoţelului este convexă) şi de variaţii (crescătoare) ale concentraţiilor de carbon alefazei lichide (după linia AB) şi feritei delta (după linia AH).

* datorită transformării anterioare, la atingerea temperaturii t2 = 1495oC(corespunzătoare izotermei HJB) sunt îndeplinite condiţiile pentru desfăşurareatransformării peritectice:

LB(0,54%C) + δH(0,10%C) ⇒ γJ(0,16%C);

* între t2 şi t3 procesul de cristalizare primară a oţelului se definitivează,faza lichidă rămasă la sfârşitul transformării peritectice solidificându-se sub formă


180

de cristale de austenită; procesul de solidificare este însoţit de o degajare decăldură (curba de răcire a oţelului este concavă);

* în intervalul de temperaturi (t3;t4) are loc răcirea structuriimonofazice austenitice, fără a se produce modificări structurale (curba derăcire a oţelului este convexă);

* sub temperatura t4 din austenită se formează cristale de ferită, acestproces fiind determinat de necesitatea desfăşurării transformării alotropice Feγ ⇒Feα; se observă că t4 < tG = 910oC, ceea ce conduce la concluzia că transformareaalotropică Feγ ⇒ Feα este frânată de existenţa carbonului dizolvat interstiţial înaustenită; datorită formării feritei se produce o degajare de căldură (curba derăcire a oţelului este concavă), iar concentraţia masică de carbon a austeniteivariază după curba t4S;

* datorită formării feritei, la atingerea temperaturii t5 = 727oC(corespunzătoare izotermei PSK) austenita are concentraţia masică de carboncorespunzătoare abscisei punctului S (0,77%) şi sunt îndeplinite condiţiiledesfăşurării transformării eutectoide:

γS(0,77%C) ⇒ (αP(0,02%C) + Fe3C);

Perlită

transformarea eutectoidă decurge la temperatură constantă (curba de răcire aoţelului prezintă un palier la t5 = 727oC), în urma desfăşurării acestei transformăristructura oţelului fiind alcătuită din doi constituenţi: perlită (P) şi ferită (α);

* la răcirea oţelului în intervalul de temperaturi (t5;ta), solubilitateacarbonului în ferită scade după linia PQ şi carbonul în exces (ce nu mai poatefi dizolvat de ferită) se separă sub formă de cementită terţiară (Fe3C''');datorită formării cementitei terţiare se degajă căldură şi curba de răcire aoţelului este concavă.

Pe baza celor prezentate rezultă că, la temperatura ambiantă, structuraoţelului carbon hipoeutectoid este alcătuită din:

faze: ferită (αααα) şi cementită (Fe3C);constituenţi: perlită (P), ferită (αααα) şi cementită terţiară (Fe3C''').Pe baza analizelor de tipul celor efectuate mai înainte se pot stabili

structurile (faze şi constituenţi), la orice temperatură, pentru orice aliaj dinsistemul Fe - Fe3C. Principalele date privind structurile la temperaturaambiantă ale aliajelor sistemului Fe - Fe3C (fonte albe şi oţeluri carbon) suntprezentate în tabelul 4.2.

Aplicând principiile şi metodele prezentate anterior (v. scap. 2.5) se potconstrui diagramele structurale (de faze şi de constituenţi), la orice temperatură,pentru sistemul de aliaje analizat; de exemplu, diagramele structuralecorespunzătoare temperaturii ambiante sunt prezentate în figura 4.2. Cu ajutorul


181

acestor diagrame se pot determina conţinuturile procentuale de faze şi constituenţiîn structurile de echilibru ale fontelor albe şi oţelurilor carbon, la oricetemperatură. De asemenea, diagramele structurale pot fi utilizate pentru a estimaconcentraţia masică a carbonului (%C) pentru orice fontă albă sau oţel carbon lacare, prin examinarea unor probe (eşantioane) la microscopul metalografic, s-austabilit conţinuturile procentuale ale diverşilor constituenţi care alcătuiescmicrostructura; astfel:

* dacă microstructura vizionată la microscop corespunde unui oţel carbonhipoeutectoid (v. tabelul 4.2), iar conţinutul procentual de perlită în aceastămicrostructură are valoarea %P, concentraţia masică de carbon a oţelului carbonhipoeutectoid se poate estima cu relaţia:

100750020 P%,,C% m += ; (4.4)

Fig. 4.2. Diagramele structurale la temperatura ta ale aliajelor din sistemul metastabil Fe-Fe3C

* dacă microstructura vizionată la microscop este alcătuită numai dinperlită (100 %P), proba examinată este din oţel carbon eutectoid, cu concentraţiade carbon %Cm = 0,77 %;

* dacă microstructura vizionată la microscop corespunde unui oţel carbonhipereutectoid (v. tabelul 4.2), iar conţinutul procentual de cementită secundară înaceastă microstructură are valoarea %Fe3C'', concentraţia masică de carbon aoţelului carbon hipereutectoid se poate determina cu relaţia:

100

95770 3''

mCFe%,,C% += ; (4.5)


182

Tabelul 4.2. Structurile la temperatură ambiantă ale oţelurilor carbon şi fontelor albe

Denumireaaliajului Faze Constituenţi Microstructura

aliajului

OŢEL CARBONHIPOEUTECTOID

%Cm ∈ (0,02 %;0,77 %)

FERITĂ,CEMENTITĂ

PERLITĂ,FERITĂ,

CEMENTITĂTERŢIARĂ

OŢEL CARBONEUTECTOID%Cm = 0,77 %

FERITĂ,CEMENTITĂ PERLITĂ

OŢEL CARBONHIPEREUTECTOID

%Cm ∈ (0,77 %;2,11 %]

FERITĂ,CEMENTITĂ

PERLITĂ,CEMENTITĂSECUNDARĂ

FONTĂ ALBĂHIPOEUTECTICĂ

%Cm ∈ (2,11 %;4,3 %)

FERITĂ,CEMENTITĂ

LEDEBURITĂTRANSFORMATĂ,

PERLITĂ,CEMENTITĂSECUNDARĂ

FONTĂ ALBĂEUTECTICĂ%Cm = 4,3 %

FERITĂ,CEMENTITĂ

LEDEBURITĂTRANSFORMATĂ

FONTĂ ALBĂHIPEREUTECTICĂ

%Cm ∈ (4,3 %;6,67 %)

FERITĂ,CEMENTITĂ

LEDEBURITĂTRANSFORMATĂ,

CEMENTITĂPRIMARĂ


183

* dacă microstructura vizionată la microscop corespunde unei fonte albehipoeutectice (v. tabelul 4.2), iar conţinutul procentual de ledeburită transformatăîn această microstructură are valoarea %LedTr, concentraţia masică de carbon afontei albe hipoeutectice se poate determina cu relaţia:

100192112 LedTr%,,C% m += ; (4.6)

* dacă microstructura vizionată la microscop este alcătuită numai dinledeburită transformată (100% LedTr), proba examinată este din fontă albăeutectică, cu concentraţia masică de carbon de 4,3%;

* dacă microstructura vizionată la microscop corespunde unei fonte albehipereutectice (v. tabelul 4.2), iar conţinutul procentual de cementită primară înaceastă microstructură are valoarea %Fe3C', concentraţia masică de carbon afontei albe hipereutectice se poate determina cu relaţia:

10037234 3 'CFe%,,C% m += . (4.7)

Aplicând principiile şi metodele prezentate anterior (v. scap. 2.5) se potconstrui şi diagramele de variaţie a conţinuturilor procentuale de faze şi/sauconstituenţi în funcţie de temperatură pentru orice oţel carbon sau fontă albă.

4.3. Oţelurile carbon folosite în tehnică

4.3.1. Proprietăţile structurilor de echilibruale oţelurilor carbon

Conform prezentării anterioare, oţelurile carbon sunt aliaje fier - carbonavând concentraţia masică de carbon situată în intervalul (0,02%;2,11%].

Analiza transformărilor la răcirea din stare lichidă a oţelurilor carbon aevidenţiat că constituentul tipic al structurii de echilibru a acestora esteeutectoidul perlită, care alcătuieşte singur structura (la oţelul eutectoid) sauîmpreună cu constituenţii monofazici separaţi preeutectoid: ferita (la oţelurilehipoeutectoide) sau cementita secundară (la oţelurile hiperuetectoide).

Pentru aprecierea proprietăţilor mecanice ale oţelurilor carbon, în tabelul4.3 sunt prezentate valorile rezistenţei la tracţiune Rm, durităţii HB sau HV şialungirii procentuale după rupere A, pentru constituenţii care pot intra înalcătuirea structurilor de echilibru ale oţelurilor carbon: ferită, cementită şi perlită.

Se obervă că ferita fiind o soluţie solidă interstiţială de carbon în Feα, areproprietăţi de plasticitate foarte bune, dar prezintă duritate şi rezistenţă mecanicăreduse, cementita are duritate mare, dar prezintă proprietăţi de plasticitate şi de


184

rezistenţă la tracţiune foarte scăzute, în timp ce perlita care este un amestecmecanic de ferită (88,7%) şi cementită (11,3%) are rezistenţă mecanicăridicată (datorită efectului de întărire/ranforsare pe care îl au lamelele dure decementită asupra masei de bază feritice a acestui constituent) şi plasticitaterelativ redusă.

Tabel 4.3. Caracteristici mecanice ale constituenţilor structurali de echilibru ai oţelurilor

Caracteristici mecanice

Constituent Rezistenţa la tracţiuneRm, N/mm2 Duritatea

Alungireaprocentuală după

rupere A, % Ferită 280 80 HBS 50 Cementită - 800 HV - Perlită 800 200 HBS 10

Deoarece tipul şi conţinuturile procentuale al constituenţilor structuralidepind de concentraţia masică de carbon, şi proprietăţile oţelurilor carbon suntdependente de aceasta, aşa cum se observă în diagrama din figura 4.3, careconţine curbele de variaţie a valorilor caracteristicilor Rm, A şi HB în funcţie deconcentraţia masică de carbon a oţelurilor. Configuraţia acestor curbesugerează următoarele:

*oţelurile carbon hipoeu-tectoide cu conţinut scăzut decarbon au caracteristici deplasticitate foarte bune, darrezistenţă mecanică şi duritatescăzute, în timp ce la oţelurilecarbon hipoeutectoide cuconcentraţie masică de carbonridicată, rezistenţa la tracţiune şiduritatea cresc, dar scadealungirea procentuală după rupere(caracteristica de plasticitate),datorită creşterii conţinutuluiprocentual de perlită şi reduceriiconţinutului procentual de feritădin structura lor;

* oţelurile eutectoide aurezistenţa la tracţiune maximădatorită structurii completperlitice;

Fig. 4.3. Variaţia principalelor caracteristici mecaniceale oţelurilor carbon în funcţie de

concentraţia masică de carbon


185

* oţelurile hipereutecoide se caracterizează prin variaţia monotoncrescătoare a durităţii odată cu concentraţia masică de carbon, datorită măririiconţinutului procentual de cementită (constituent dur) şi prin micşorareacontinuă a rezistenţei la tracţiune şi a alungirii procentuale după rupere odatăcu creşterea concentraţiei masice de carbon, datorită accentuării efectelorexistenţei în structura de echilibru a acestor oţeluri a reţelei de cementită.

4.3.2. Impurităţile şi elementele însoţitoare ale oţelurilor carbon

Oţelurile carbon folosite în tehnică se obţin prin procedee tehnologice deproducere indirectă, la aplicarea cărora materia primă de bază o constituiefontele, iar procesul principal ce se realizează constă din reducerea concentraţieide carbon a materiei prime la nivelul corespunzător oţelurilor care trebuieobţinute. Procedeele de producere indirectă a oţelurilor carbon sunt de tippirometalurgic, procesele fizico-chimice care se realizează la aplicarea lordesfăşurându-se la temperaturi ridicate, cu materiile prime aflate în stare topită;pentru îndepărtarea componentelor nedorite ale materiei prime şi asigurarea uneipurităţi convenabile a oţelului elaborat se folosesc materiale ajutătoare, numitefondanţi, care se combină chimic cu aceste componente şi determină formareaunor produse metalurgice secundare, numite zgure, care, având densitatea maimică decât cea corespunzătoare oţelului, se separă la suprafaţa băii de oţel topit şipot fi îndepărtate cu uşurinţă. La elaborarea oţelurilor prin astfel de procedee separcurg două etape importante:

* în prima etapă, numită etapa de afinare, încărcătura agregatului deelaborare, alcătuită din fontă (împreună, eventual, cu deşeuri de fontă şi oţel,denumite generic “fier vechi”) şi fondanţi, este adusă în stare topită şi este supusăunui proces de oxidare (de obicei, prin insuflarea de oxigen în încărcătura topită);deoarece încărcătura agregatului de elaborare conţine în cea mai mare parte fier,procesul de oxidare debutează prin formarea unor cantităţi importante de FeO,prin intermediul căruia se realizează apoi decarburarea materiei prime (oxidareacarbonului din materia primă) şi transformarea ei în oţel, conform reacţiei:

C + FeO ⇒ Fe + CO↑ ;* în cea de-a doua etapa, numită etapa de dezoxidare, se realizează

îndepărtarea (reducerea) FeO din oţelul lichid elaborat, prin introducerea unorelemente cu afinitate chimică faţă de oxigen mai mare decât a fierului; proceselede dezoxidare se declanşează şi se realizează pentru oprirea reacţiilor dedecarburare în momentul când oţelul elaborat a atins concentraţia de carbon dorităşi pentru asigurarea unor bune caracteristici de utilizare ale oţelului elaborat.


186

Datorită proceselor fizico-chimice care se desfăşoară la elaborarea lor prinprocedeele industriale actuale, oţelurile carbon folosite în tehnică conţin (pelângă fier şi carbon) şi concentraţii mici de alte elemente chimice, introduseintenţionat sau întâmplător în timpul proceselor de elaborare (cu materiile prime şimaterialele utilizate, din atmosfera sau din materialele de căptuşire ale agregatelorde elaborare etc.) şi care nu sunt (sau nu pot fi în condiţii economice) completîndepărtate în timpul desfăşurării acestor procese. În funcţie de natura influenţelorpe care le au asupra structurii şi proprietăţilor tehnologice şi de utilizare aleoţelurilor carbon, aceste elemente chimice sunt denumite impurităţi (cele cuinfluenţe negative) sau elemente însoţitoare (cele cu influenţe pozitive).

Sulful este un element care apare în compoziţia chimică a oţelurilor carbondatorită prezenţei sale în materiile prime de bază (fontele) folosite la elaborare.

Sulful se poate dizolva în concentraţii masice mici (sub 0,1%) în fierulsolid şi poate forma cu fierul compusul definit FeS (sulfura de fier, caracterizatăprintr-o concentraţie masică de 36,4% S); datorită acestor particularităţi, cristaleledendritice de austenită care se formează la începutul procesului de solidificare aoţelurilor, dizolvă cantităţi reduse de sulf, iar oţelul lichid rămas în spaţiileinterdendritice îşi măreşte concentraţia de sulf şi, la temperatura de 985oC, suferătransformarea eutectică : L30%S ⇒ γ + FeS , sulfura de fier dispunându-se subformă de reţea discontinuă la marginea cristalelor dendritice de austenită. Reţeuade FeS prezintă caracteristici scăzute de plasticitate şi tenacitate şi trece în starelichidă când temperatura oţelului depăşeşte 985oC şi, ca urmare, la oţelurile careconţin sulf şi sunt supuse deformării plastice la cald la temperaturi mai mari de800oC se manifestă un fenomen de decoeziune a cristalelor de austenită prinfisurarea sau topirea reţelei intercristaline de FeS, fenomen numit fragilitate lacald; datorită acestei influenţe nefavorabile (negative), sulful este considerat oimpuritate a oţelurilor carbon, concentraţia masică a acestui element în oţelurilecarbon folosite în tehnică fiind limitată la max. 0,06%.

Fosforul, ca şi sulful, este un element care apare în compoziţia chimică aoţelurilor carbon datorită prezenţei sale în materiile prime de bază (fontele)folosite la elaborare.

Fosforul se dizolvă interstiţial în fierul solid în concentraţii masice relativmari; solubilitatea fosforului în Feα este mai mare decât în Feγ , iar prezenţafosforului în ferită sau austenită determină micşorarea solubilităţii carbonului înaceste soluţii solide.

Deoarece fosforul este mult mai solubil în fierul lichid decât în fierulsolid, la cristalizarea primară a oţelurilor carbon apare fenomenul de segregare afosforului: fosforul se distribuie neuniform în cristalele de austenită ce seformează prin solidificarea oţelului lichid, zonele centrale ale cristalelor deaustenită (care se formează la începutul solidificării) fiind sărace în fosfor, iar


187

zonele marginale ale acestor cristale (care se formează spre sfârşitul solidificării,prin cristalizarea lichidului interdendritic îmbogăţit în fosfor) concentrând practicîntreaga cantitate de fosfor a oţelului. Segregaţiile fosforului (separărilepreferenţiale ale fosforului) sunt dificil de eliminat, deoarece fosforul are razaatomică mare şi difuzia acestui element în fier (pentru uniformizarea concentraţieisale în masa cristalelor care alcătuiesc structura oţelurilor) se activează greu şi sedefăşoară cu intensitate scăzută, chiar dacă oţelurile sunt încălzite şi menţinute latemperaturi ridicate pentru efectuarea diverselor prelucrări tehnologice (deformareplastică, tratamente temice etc.).

Prezenţa segregaţiilor fosforului are două efecte negative (nefavorabile)asupra caracteristicilor de utilizare ale oţelurilor:

* micşorează tenacitatea (ridică temperatura de tranziţie ductil-fragil ttr) şiface ca oţelurile să prezinte (la temperatura ambiantă şi la temperaturi joase)tendinţa spre comportarea fragilă la rupere, fenomen denumit fragilitate la rece;

* determină formarea la oţelurile hipoeutectoide deformate plastic la cald aunor structuri alcătuite din şiruri (benzi) alternante de ferită şi perlită, orientate îndirecţia de deformare plastică, care conferă acestor oţeluri o anizotropieaccentuată a caracteristicilor de rezistenţă mecanică şi tenacitate; formareastructurilor în benzi se poate explica astfel:

- oţelurile hipoeutectoide se încălzesc pentru deformarea plastică la cald îndomeniul austenitic, cristalele de austenită care alcătuiesc structura acestor oţeluriavând marginile mai bogate în fosfor şi mai sărace în carbon decât zonele lorcentrale (fosforul dizolvat interstiţial în Feγ micşorează solubilitatea carbonului înaustenită);

- deformarea plastică a cristalelor de austenită determină redistribuireazonelor bogate în fosfor sub formă de şiruri paralele cu direcţia în care serealizează deformarea;

- la răcirea oţelurilor după deformarea plastică, zonele bogate în fosfor alecristalelor de austenită, având concentraţii de carbon scăzute, constituie locurilede germinare preferenţială a cristalelor de ferită preeutectoidă, iar austenita săracăîn fosfor dispusă între şirurile de ferită se transformă în perlită.

Datorită influenţelor nefavorabile (negative) anterior prezentate, fosforuleste considerat o impuritate a oţelurilor carbon, concentraţia masică a acestuielement în oţelurile carbon folosite în tehnică fiind limitată la max. 0,06%.

Azotul este un element care apare în compoziţia chimică a oţelurilorcarbon, datorită contactului oţelurilor lichide cu atmosfera agregatelor în care suntelaborate. Azotul se dizolvă interstiţial în fierul solid în concentraţii masice relativmari, solubilitatea azotului în Feγ fiind mult mai mare decât în Feα; datorităacestor particularităţi, la răcirea lentă a oţelurilor sub temperatura de 600oC existătendinţa separării azotului în exces (ce nu mai poate fi dizolvat de ferită) sub


188

forma nitrurii de fier Fe4N.Oţelurile carbon elaborate prin procedeele tehnologice industriale obişnuite

sunt răcite relativ rapid după solidificare, astfel că procesele de difuzie a azotuluisunt blocate şi structura la temperatură ambiantă a acestor oţeluri conţine cristale deferită suprasaturată în azot ; dacă oţelurile cu o astfel de structură sunt încălzite (întimpul prelucrării tehnologice sau utilizării) la temperaturi mai mari ca 250oC,difuzia azotului este activată şi suprasaturarea în azot a feritei este diminuată saueliminată prin separarea Fe4N. Apariţia în structură a fazei Fe4N (compus geometricde tip interstiţial, v. scap. 2.2.2) determină creşterea durităţii şi micşorareatenacităţii oţelurilor, fenomen denumit îmbătrânire sau fragilitate de albastru(deoarece în jurul temperaturii de 250oC, la care se declanşează procesele deformare a fazei ce determină fragilizarea, oţelurile capătă culoarea albastră);procesele de separare a fazei Fe4N sunt accelerate dacă oţelurile carbon sunt supuseunor operaţii de deformare plastică la rece.

Datorită influenţei nefavorabile (negative) anterior prezentate, azotul esteconsiderat o impuritate a oţelurilor carbon, concentraţia masică a acestui elementîn oţelurile carbon folosite în tehnică fiind limitată (în funcţie de procedeul deelaborare folosit şi de destinaţia oţelurilor) la 0,005...0,015 %.

Oxigenul este un element care apare în compoziţia chimică a oţelurilorcarbon datorită umidităţii materiilor prime şi materialelor folosite la elaborare,contactului oţelurilor lichide cu atmosfera agregatelor în care sunt elaborate sauparticularităţilor tehnologice ale procedeelor de elaborare utilizate (insuflarea deoxigen în etapa de afinare).

Oxigenul se află în structura oţelurilor carbon sub formă de oxizi (înprincipal, FeO), prezenţa în cantitate mare (datorită nedezoxidării corespunzătoarea oţelurilor la elaborare sau datorită încălzirii şi menţinerii oţelurilor în atmosfereoxidante în cursul prelucrării tehnologice sau utilizării lor în diverse aplicaţii) şidispunerea nefavorabilă a oxizilor (de exemplu, sub forma unei reţeleintercristaline) determinând micşorarea tenacităţii oţelurilor şi comportarea lornecorespunzătoare (fisurarea) la deformarea plastică.

Datorită influenţelor nefavorabile (negative), oxigenul este considerat oimpuritate a oţelurilor carbon, concentraţia masică a acestui element în oţelurilecarbon folosite în tehnică fiind limitată la max. 0,05%.

Hidrogenul este un element care apare în compoziţia chimică a oţelurilorcarbon datorită umidităţii materiilor prime şi materialelor folosite la elaborare.

Datorită razei atomice foarte mici, hidrogenul se dizolvă interstiţial şidifuzează uşor în fier. În cursul răcirii oţelurilor după solidificare, atomii dehidrogen dizolvaţi în fier difuzează (datorită scăderii accentuate a solubilităţiihidrogenului în fier odată cu temperatura), se acumulează în zonele cuimperfecţiuni ale structurii cristaline (concentrări de dislocaţii, limite de


189

subcristale, limite de cristale etc.) şi se transformă în hidrogen molecular (care arecapacitate scăzută de deplasare prin difuzie); datorită creşterii presiunii, în zonelecu acumulări de hidrogen din structura oţelurilor se produc microfisuri, numitefulgi, care se evidenţiază pe suprafeţele de rupere ale oţelurilor ca nişte microzonecirculare sau eliptice, mate, de culoare deschisă şi care, generând un efectînsemnat de concentrare a tensiunilor mecanice, determină scăderea rezistenţeimecanice şi tenacităţii oţelurilor.

Datorită acestor influenţe nefavorabile (negative), hidrogenul esteconsiderat o impuritate a oţelurilor carbon.

Siliciul este un element care apare în compoziţia chimică a oţelurilorcarbon datorită prezenţei sale în materiile prime de bază (fontele) folosite laelaborare şi datorită introducerii sale intenţionate (sub formă de aliaj Fe-Si, numitferosiliciu) în etapa de dezoxidare a elaborării.

Introducerea siliciului în oţelurile lichide aflate în curs de elaboraredetermină declanşarea reacţiei de dezoxidare: FeO + Si ⇒ Fe + SiO2, omare parte din SiO2 format trecând în zgură, iar restul rămânând în oţeluri subformă de incluziuni.

Datorită acestei influenţe favorabile (pozitive) , siliciul este considerat unelement însoţitor al oţelurilor carbon, concentraţia masică a acestui element înoţelurile carbon folosite în tehnică fiind de 0,2...0,5%.

Manganul, ca şi siliciul, este un element care apare în compoziţiachimică a oţelurilor carbon datorită prezenţei sale în materiile prime de bază(fontele) folosite la elaborare şi datorită introducerii sale intenţionate (sub formăde aliaj Fe-Mn, numit feromangan) în etapa de dezoxidare a elaborării.

Introducerea manganului în oţelurile lichide aflate în curs de elaboraredetermină declanşarea reacţiei de dezoxidare: FeO + Mn ⇒ Fe + MnO, omare parte din MnO format trecând în zgură, iar restul rămânând în oţeluri subformă de incluziuni.

Deoarece afinitatea chimică faţă de sulf a manganului este mai maredecât a fierului, introducerea manganului în oţelurile lichide aflate în curs deelaborare determină şi desfăşurarea reacţiei de desulfurare: FeS + Mn ⇒ Fe +MnS, o parte din MnS formată trecând în zgură, iar restul rămânând în oţeluri;în aceste condiţii, în structura primară a oţelurilor elaborate nu mai apareeutecticul uşor fuzibil (γ + FeS), ci eutecticul (γ + MnS), cu temperatura detrecere în stare lichidă de aproximativ 1600oC şi fenomenul (negativ) defragilitate la cald nu se mai poate produce.

Datorită influenţelor favorabile (pozitive) anterior menţionate,manganul este considerat un element însoţitor al oţelurilor carbon,concentraţia masică a acestui element în oţelurile carbon folosite în tehnicăfiind de 0,5...0,8%.


190

4.3.3. Aprecierea purităţii oţelurilor

Concentraţiile masice ale impurităţilor şi elementelor însoţitoare conţinute deoţelurile carbon se pot determina prin metode fizico-chimice speciale. Ţinând seamacă solubilitatea acestor componente în fier este mică şi că cea mai mare parte dincantitatea de astfel de componente prezentă în oţeluri este legată sub formă decompuşi chimici (oxizi: FeO, MnO, SiO2 etc., silicaţi: (FeO)⋅SiO2, (FeO)2⋅SiO2,(MnO)⋅SiO2 etc., sulfuri: FeS, MnS etc., nitruri), denumiţi (datorită caracterului lorchimic şi modului de distribuire în structura oţelurilor) incluziuni nemetalice, pentruaprecierea purităţii oţelurilor se foloseşte în mod curet metoda metalograficămicroscopică de determinare a conţinutului de incluziuni nemetalice, reglementată lanoi în ţară prin STAS 5949. La aplicarea acestei metode se parcurg următoarele etape:

* din produsul sau semifabricatul din oţel supus cercetării se prelevează maimulte (cel puţin trei) probe (eşantioane) metalografice, care se pregătesc, prinşlefuire şi lustruire (fără a fi atacate cu reactivi metalografici), pentru examinarea lamicroscopul metalografic; dacă produsul sau semifabricatul din care se extragprobele metalografice a fost prelucrat prin deformare plastică, suprafeţele planepregătite prin şlefuire şi lustruire trebuie să conţină direcţia de deformare, astfel încâtla examinarea microscopică să se poată evidenţia comportarea la deformare aincluziunilor existente (incluziuni plastice, incluziuni fragile, incluziuni nedeformate);

* fiecare eşantion metalografic este examinat la microscopul metalograficla mărirea de 100 X, căutându-se cele mai impure trei câmpuri (câmpurile pe carese evidenţiază cele mai mari conţinuturi de impurităţi); aprecierea conţinutului deincluziuni al fiecăruia din aceste câmpuri se face considerând pe rând diversetipuri de incluziuni, definite ţinând seama de natura chimică, de formaparticulelor, de modul de dispunere în structură şi de caracteristicile de plasticitateale incluziunilor (de exemplu, oxizi punctiformi, silicaţi fragili, silicaţi plastici,silicaţi nedeformabili etc.) şi comparând imaginea microscopică cu un grup deimagini etalon, în care fiecare imagine este însoţită de un număr convenţional(cuprins între 1 şi 5), numit punctaj; conţinutul corespunzător fiecărui tip deincluziuni se exprimă prin punctajul corespunzător imaginii etalon care prezintă ocantitate de incluziuni echivalentă celei constatate în câmpul examinatmicroscopic;

* după examinarea tuturor probelor şi stabilirea punctajelor pe tipuri deincluziuni se stabilesc diverse caracteristici de apreciere globală a conţinutului deincluziuni nemetalice (şi, indirect, a purităţii) oţelului cercetat: punctajul maximpe tipuri de incluziuni, punctajul mediu pe tipuri de incluziuni, suma punctajelorpe acelaşi câmp etc.


191

4.4. Diagrama de echilibru stabil Fe - C.Fontele cenuşii

Diagrama de echilibru stabil Fe-C (construită experimental) areconfiguraţia asemănătoare diagramei de echilibru metastabil Fe − Fe3C, darunele linii şi puncte caracteristice au poziţiile uşor modificate. Ţinând seama deaceastă particularitate, aşa cum se poate vedea în figura 4.4, diagramele deechilibru Fe - C şi Fe - Fe3C se reprezintă împreună, liniile cu poziţii modificateale diagramei Fe - C fiind desenate punctat, iar literele care marchează punctelecaracteristice cu poziţii modificate ale diagramei Fe - C (aceleaşi ca şi îndiagrama Fe - Fe3C) sunt însoţite de semnul ‘ (prim). Abscisele (concentraţiilemasice de carbon) şi ordonatele (temperaturile) punctelor caracteristice alediagramei de echilibru stabil Fe - C sunt precizate în tabelul 4.4.

Fazele care apar în diagrama de echilibru stabil Fe - C au semnificaţiacunoscută: L este soluţia lichidă a componentelor Fe şi C; γ - austenita (soluţiasolidă interstiţială de carbon în Feγ, γ ≡ Feγ(C)); α, - ferita (soluţia solidăinterstiţială de carbon în modificaţia Feα stabilă la temperturi joase,α ≡ Feα(C)); C - grafitul (carbonul liber).

În cazul aliajelor din sistemul fier-carbon, formarea structurilor înconformitate cu diagrama de echilibru stabil Fe - C este posiblă dacă suntîndeplinite simultan următoarele condiţii:

* aliajele au concentraţia masică de carbon suficient de ridicată pentru ase asigura apariţia grafitului (carbonului liber) în structurile care se formează larăcirea lor din stare lichidă; ca urmare, în general, formarea unor structuri avândgrafitul ca fază este posibilă numai în cazul fontelor;

* aliajele sunt răcite foarte lent (cu viteză foarte mică) din stare lichidă,pentru asigurarea desfăşurării transformărilor structurale în condiţiilecorespunzătoare atingerii stărilor de echilibru stabil; deoarece viteza de răcire aaliajelor turnate în forme este invers proporţională cu grosimea pereţilorproduselor sau semifabricatelor care trebuie realizate, rezultă că structurileavând grafitul ca fază pot să se formeze numai în piesele cu pereţi groşi turnatedin aliaje fier-carbon;

* aliajele au în compoziţia chimică (pe lângă fier şi carbon) concentraţiimasice suficient de mari de siliciu (şi alte elemente cu efect grafitizant, cum ar fifosforul, aluminiul, nichelul şi cuprul); prezenţa siliciului în aliajele fier-carbontopite asigură (în timpul solidificării şi răcirii lor) formarea cu prioritate a unorcompuşi de tipul Fe3Si, FeSi sau FeSi2, care fixează fierul, împiedică formareacementitei (Fe3C) sau produce descompunerea acesteia (prin reacţii de tipul


192

Fe3C + Si ⇒ Fe3Si + C) şi asigură carbonul liber necesar constituiriigermenilor de grafit.

Ţinând seama de condiţiile anterior prezentate, rezultă că formareaintegrală a structurilor în conformitate cu diagrama de echilibru stabil Fe-C esteposibilă numai în cazul fontelor care au în compoziţie concentraţii suficient demari de Si şi care sunt răcite foarte lent din stare lichidă; pe măsură ceconcentraţiile de Si ale fontelor scad şi/sau vitezele cu care sunt răcite din starelichidă cresc, transformările structurale se produc parţial (sau nu se producdeloc) în conformitate cu diagrama de echilibru stabil Fe-C şi parţial (sau integral)în conformitate cu diagrama de echilibru metastabil Fe − Fe3C.

Fig. 4.4. Diagrama de echilibru stabil Fe-C

Tabelul 4.4. Coordonatele punctelor din diagrama stabilă Fe − CPunctul A C‘ D‘ E‘ F‘ G K‘ P‘ Q S‘Abscisa,

%Cm0 4,26 100 2,08 100 0 100 0,02 0,00.. 0,68

Ordonata,oC 1538 1154 3540 1154 1154 910 738 738 ta 738


193

A. Pentru a evidenţia modul de formare a structurilor în conformitate cudiagrama de echilibru stabil Fe-C, se consideră cazul unei fonte hipoeutectice careare în compoziţie o concentraţie suficient de mare de siliciu şi este răcită foartelent din stare lichidă. Transformările structurale ale acestei fonte ( marcată pediagrama de echilibru din fig.4.4 prin verticala I) sunt prezentate în continuare:

* la temperatura t0 fonta se află în stare lichidă şi se menţine în aceastăstare până la temperatura t1;

* în intervalul de temperaturi (t1;t2), în fonta lichidă apar cristale poliedricede austenită, iar concentraţia de carbon a fazei L creşte după linia t1C‘;

* datorită transformării anterioare, la atingerea temperaturii t2 = 1153oC(corespunzătoare izotermei E‘C‘F‘), faza L are concentraţia masică de carboncorespunzătoare abscisei punctului C‘ (4,26%) şi sunt îndeplinite condiţiiledesfăşurării transformării eutectice:

L ⇒ Feγ(C) + C sau L ⇒ γ + Grafit.Transformarea eutectică se poate desfăşura nu numai prin mecanismul

direct prezentat mai înainte, care presupune formarea simultană din L a cristalelorde austenită şi grafit, ci şi printr-un mecanism indirect, care presupune relizareamai întâi a transformării eutectice în conformitate cu diagrama de echilibrumetastabil (formarea din faza L a unui amestec de austenită şi cementită) şidescompunerea ulterioară a cementitei în austenită şi grafit:

L ⇒ Feγ(C) + Fe3C sau L ⇒ γ + Fe3C ⇓ ⇓

Feγ(C) + C γ + Grafit. Rezultatul desfăşurării transformării eutectice (prin oricare din cele douămecanisme descrise mai înainte) este amestecul mecanic de austenită şi grafit,denumit eutectic cu grafit; deoarece acest eutectic este de tip neregulat, fiindalcătuit dintr-o fază metalică (austenita) şi o fază nemetalică (grafitul) care nu-şiinfluenţează reciproc germinarea, aspectul metalografic al acestui eutectic esteatipic, cele două faze ale sale apărând ca două faze distincte (spre deosebire deaspectul metalografic tipic al amestecurilor mecanice, care se caracterizează prindistribuirea uniformă a cristalelor unei faze în masa alcătuită din cristaleleceleilalte faze sau prin distribuirea alternantă a formaţiunilor cristaline lamelareale celor două faze).

Forma grafitului care rezultă prin transformarea eutectică este determinatăde următoarele particularităţi ale apariţiei acestei faze: a) fiecare germen de grafitcare apare în faza lichidă (în principal datorită efectelor anterior menţionate aleprezenţei siliciului în compoziţia fontei) are formă lamelară (deoarece grafitul arestructură cristalină de tip hexagonal şi dezvoltarea germenilor se realizeazăpreferenţial pe direcţiile conţinute în planul bazal, cu indicii Miller-Bravais (0001))şi este înconjurat rapid (pe feţe) de câte doi germeni de austenită; b) creşterea


194

fiecărui germen de grafit se face pe seama carbonului transferat prin difuzie din fazalichidă; germenul se dezvoltă preferenţial în circumferinţă (deoarece în zonacircumferinţei germenul este în contact direct cu faza lichidă din care sealimentează cu carbon) şi mai puţin în grosime (deoarece alimentarea cu carbonpentru creşterea grosimii germenului este dificilă, carbonul trebuind să traversezeprin difuzie germenii de austenită care îl învelesc). Datorită acestor particularităţi,grafitul care rezultă prin transformarea eutectică are formă lamelară.

* La răcirea fontei în intervalul de temperaturi (t2,t3), solubilitateacarbonului în austenită scade după linia E‘S‘ şi carbonul în exces (ce nu mai poatefi dizolvat de austenită) se separă sub formă de grafit; preluând convenţia denotare a cementitei la aliajele care îşi formează structurile după diagrama deechilibru metastabil Fe-Fe3C, grafitul separat din austenită este denumit grafitsecundar. Grafitul secundar se depune pe formaţiunile lamelare de grafitpreexistente în structura fontei şi nu se poate evidenţia ca o fază distinctă(decelabilă microscopic) a acestei structuri.

* Datorită separării grafitului secundar, la atingerea temperaturii t3 = 727oC(corespunzătoare izotermei P‘S‘K‘) austenita are concentraţia masică de carboncorespunzătoare abscisei punctului S‘ (0,68%) şi sunt îndeplinite condiţiiledesfăşurării transformării eutectoide:

Feγ(C) ⇒ Feα(C) + C sau γ ⇒ α + Grafit.Transformarea eutectoidă se poate desfăşura nu numai prin mecanismul

direct prezentat mai înainte, care presupune formarea simultană din austenită acristalelor de ferită şi grafit, ci şi printr-un mecanism indirect, care presupunerelizarea mai întâi a transformării eutectoide în conformitate cu diagrama deechilibru metastabil (formarea din austenită a unui amestec de ferită şi cementită)şi descompunerea ulterioară a cementitei în ferită şi grafit:

Feγ(C) ⇒ Feα(C) + Fe3C sau γ ⇒ α + Fe3C ⇓ ⇓

Feα(C) + C α + Grafit.Deoarece grafitul se depune în principal pe formaţiunile lamelare de grafit

deja existente în structura fontei, amestecul mecanic de ferită şi grafit, numiteutectoid cu grafit, nu are aspectul metalografic tipic unui amestec eutectoid şise poate considera că structura fontei analizate va fi alcătuită după desfăşurareatransformării eutectoide din doă faze distincte: ferită şi grafit lamelar.

* La răcirea fontei în intervalul (t3;ta), solubilitatea carbonului în ferităscade după linia P‘Q şi carbonul în exces (ce nu mai poate fi dizolvat de ferită) sesepară sub formă de grafit terţiar, care se depune pe formaţiunile de grafitpreexistente în structura fontei şi nu apare ca o fază distinctă (decelabilămicroscopic) a acestei structuri.

Pe baza celor prezentate rezultă că, la temperatura ambiantă, structura fontei


195

analizate este alcătuită din :faze: ferită (αααα) şi grafit;constituenţi: ferită (αααα) şi grafit lamelar.Fontele care conţin grafit în structură sunt denumite precizând: a) forma

grafitului şi/sau metoda de activare a grafitizării; b) constituenţii metalografici carealcătuiesc masa metalică de bază a fontei la ta. Fontele care conţin în structură grafitlamelar, obţinut (în principal) datorită efectului grafitizant al Si introdus în compoziţiaacestora la elaborare (în stare lichidă), sunt numite fonte cenuşii; ca urmare, încondiţiile de solidificare şi răcire anterior menţionate fonta analizată este o fontăcenuşie feritică (″cenuşie″, pentru că are în structură grafit lamelar şi ″feritică″,pentru că structura masei metalice de bază a fontei este alcătuită din cristale de ferită).

B. Dacă fonta analizată (aliajul marcat prin verticala I pe diagrama din fig.4.4) are o concentraţie de Si mai mică şi/sau este răcită mai rapid din stare lichidă decâtîn cazul considerat anterior (cazul A), unele din transformările structurale nu se maiproduc în conformitate cu diagrama de echilibru stabil Fe-C, ci după diagrama deechilibru metastabil Fe-Fe3C. Astfel, este posibil ca transformările structurale de latemperaturi ridicate (începutul cristalizării primare, transformarea eutectică şisepararea grafitului secundar din austenită) să se desfăşoare în conformitate cudiagrama de echilibru stabil Fe-C, iar transformarea eutectoidă (şi toate transformărileulterioare) să se producă în conformitate cu diagrama de echilibru metastabilFe − Fe3C:

Feγ(C) ⇒ [Feα(C) + Fe3C] sau γ ⇒ (α + Fe3C). Perlită Perlită

In acest caz fonta analizată va prezenta la ta o structură alcătuită din:faze: ferită (αααα), cementită (Fe3C) şi grafit;constituenţi: perlită (P) şi grafit lamelar;

ca urmare, în condiţiile mai sus menţionate fonta analizată este o fontă cenuşieperlitică.

C. Dacă fonta analizată (aliajul marcat prin verticala I pe diagrama din fig.4.4)are o concentraţie de Si foarte mică şi/sau este răcită rapid din stare lichidă, toatetransformările structurale se vor produce în conformitate cu diagrama de echilibrumetastabil Fe-Fe3C (aşa cum s-a prezentat în scap. 4.2 b) şi fonta va prezenta la ta ostructură de fontă albă hipoeutectică, alcătuită din:

faze: ferită (αααα) şi cementită (Fe3C);constituenţi: ledeburită transformată (LedTr), perlită (P) şi cementită

secundară (Fe3C”).D. Evident, este posibil ca transformările structurale ale fontei analizate să se

realizeze în condiţii intermediare cazurilor anterior considerate:* în condiţii intermediare cazurilor A şi B fonta prezintă la ta o structură

alcătuită din:


196

faze: ferită (αααα), cementită (Fe3C) şi grafit;constituenţi: ferită (αααα), perlită (P) şi grafit lamelar;

ca urmare, în aceste condiţii fonta analizată este o fontă cenuşie ferito-perlitică.* în condiţii intermediare cazurilor B şi C fonta prezintă la ta o structură

alcătuită din:faze: ferită (αααα), cementită (Fe3C)şi grafit;constituenţi: ledeburită transformată (LedTr), perlită (P), cementită

secundară (Fe3C”) şi grafit lamelar; deoarece această structură este o combinaţie între structurile fontei cenuşiiperlitice şi fontei albe hipoeutectice, fonta analizată este denumită în acest cazfontă pestriţă.

Având în vedere particularităţile (anterior prezentate) ale formăriistructurilor în cazul fontelor cenuşii, la elaborarea, prelucrarea şi utilizarea acestoraliaje trebuie luate în consideraţie următoarele aspecte:

a) Structura pieselor turnate din fontă cenuşie este determinată deconcentraţile carbonului şi siliciului în compoziţia fontei şi de viteza de răcire apieselor turnate, care are valori cu atât mai mari cu cât piesele au pereţii maisubţiri. Pentru a putea estima tipul structurii care se formează la solidificarea şirăcirea pieselor turnate din fontă se foloseşte diagrama structurală a fontelorprezentată în figura 4.5; această diagramă conţine domeniile corespunzătoarediferitelor structuri ale pieselor turnate din fontă, în funcţie de grosimea pereţilorpieselor turnate s (în mm), înscrisă în abscisa diagramei şi de suma concentraţiilormasice de carbon şi siliciu ale fontei din care se realizează piesele %(C+Si),înscrisă în ordonata diagramei.

b) Caracteristicile de rezistenţă mecanică, plasticitate şi tenacitate alefontelor cenuşii sunt influenţate atât de tipul structurii masei metalice de bază, câtşi de prezenţa în structură a formaţiunilor de grafit lamelar.

* Fontele cu masa metalică de bază perlitică au cea mai mare rezistenţămecanică (cele mai mari valori ale caracteristicilor Rm şi HB) şi plasticitatea ceamai scăzută (cele mai mici valori ale caracteristicilor A şi Z), în timp ce fontele cumasa metalică de bază feritică au caracteristicile de rezistenţă mecanică cele maiscăzute, dar prezintă plasticitatea cea mai mare; evident, fontele cu masa metalicăde bază ferito-perlitică au caracteristicile de rezistenţă mecanică şi plasticitatesituate la niveluri intermediare celor corespunzătoare fontelor perlitice şi feritice;

* Caracteristicile de rezistenţă mecanică, plasticitate şi tenacitate alefontelor sunt influenţate esenţial de cantitatea, forma, dimensiunile şi distribuţiagrafitului în structura acestor aliaje; grafitul este o fază fragilă, cu rezistenţămecanică foarte scăzută, astfel că formaţiunile de grafit lamelar din structurafontelor cenuşii se comportă ca nişte discontinuităţi (goluri, fisuri) carediminuează secţiunea portantă (care preia solicitările mecanice) a pieselor din


197

fontă şi exercită un puternic efect de concentrator de tensiuni (care determinămicşorarea plasticităţii şi tenacităţii pieselor din fonte cenuşii şi sporirea tendinţeiacestora către comportarea fragilă la rupere).

Fig. 4.5 Diagrama structurală a fontelor

Creşterea plasticităţii şi tenacităţii fontelor cu grafit în structură,concomitent cu sporirea caracteristicilor de rezistenţă mecanică, se poate realizaprin finisarea (micşorarea dimensiunilor), distribuirea uniformă şi rotunjirea(sferoidizarea) formaţiunilor de grafit.

4.5. Fontele maleabile

Fontele maleabile sunt fonte care au în structură formaţiuni compacte şirotunjite de grafit, numite aglomerări sau cuiburi de grafit. Datorită formeirotunjite, efectul de concentrare a tensiunilor mecanice produs de acesteconcentrări este redus şi fontele maleabile prezintă caracteristici de plasticitate şitenacitate superioare caracteristicilor corespunzătoare fontelor cenuşii (cu grafit


198

lamelar) echivalente(cu acelaşi conţinut procentual de grafit în structură); atributul“maleabile” conferit acestor fonte din aceste motive, nu trebuie să conducă laideea că semifabricatele şi piesele din astfel de materiale pot fi prelucrate prindeformare plastică.

Piesele din fonte maleabile se obţin printr-un proces tehnologic careimplică parcurgerea a două etape:

* în prima etapă, piesele cu configuraţia şi dimensiunile dorite serealizează prin turnare din fontă albă (fontă cu conţinut scăzut de siliciu, la caretoate transformările structurale la răcirea din stare lichidă se realizează înconformitate cu diagrama de echilibru metastabil Fe-Fe3C); de obicei se utilizeazăfonte albe hipoeutectice şi, ca urmare, structura care se obţine după solidificarea şirăcirea până la ta conţine fazele: ferită şi cementită şi constituenţii: ledeburitătransformată, perlită şi cementită secundară;

* în etapa a doua , piesele turnate cu structură de fontă albă sunt supuseunor operaţii tehnologice care constau din reîncălzirea (recoacerea) pieselor latemperaturi înalte, menţinerea îndelungată a pieselor la aceste temperaturi şi/saurăcirea foarte lentă a pieselor de la aceste temperaturi, în scopul descompuneriitotale sau parţiale a cementitei şi generării în structura piesei a cuiburilor de grafit(carbon liber); datorită naturii şi efectelor operaţiilor care se execută, această etapăeste denumită etapa tratamentului termic de recoacere de maleabilizare.

Structura masei metalice de bază a pieselor din fontă maleabilă şiconţinutul procentual al cuiburilor de grafit în această structură sunt determinateatât de regimul termic al tratamentului de maleabilizare efectuat (caracterizat prinvalorile temperaturilor de încălzire, duratele de menţinere la aceste temperaturi,mărimea vitezelor de răcire de la temperaturile de lucru etc.) cât şi de caracterulneutru sau oxidant al mediului în care se execută tratamentul. Principalelemodalităţi de efectuare a tratamentului de recoacere de maleabilizare suntprezentate în continuare.

4.5.1. Maleabilizarea în mediu neutru

In acest caz agregatul în care se execută tratamentul de maleabilizare esteun cuptor (special) cu atmosferă controlată sau un cuptor obişnuit, în care pieseledin fontă albă ce urmează a fi tratate se introduc împachetate într-un mediu neutrualcătuit din nisip şi/sau praf de şamotă. În funcţie de scopul urmărit (structura carese doreşte a fi conferită pieselor tratate) există două variante de realizare amaleabilizării în mediu neutru.

A. In cazul în care se doreşte ca structura pieselor după maleabilizare săaibă masa metalică de bază complet feritică, tratamentul termic de maleabilizarese conduce astfel:


199

* piesele turnate din fontă albă se încălzesc la ti1 = 930…1000oC şi semenţin la această temperatură o durată τm1 = 8…30 ore, funcţie de compoziţiachimică a fontei din care s-au turnat piesele (caracterizată prin concentraţiilemasice de carbon şi siliciu ale fontei) şi de grosimea pieselor turnate supusetratamentului; încălzirea la ti1 face ca structura pieselor turnate să conţină fazelecementită şi austenită (v. diagrama de echilibru metastabil Fe-Fe3C), iarmenţinerea îndelungată la ti1 determină realizarea unei prime etape de grafitizare afontei, prin descompunerea cementitei conform schemei:

Fe3C ⇒ Feγ(C) + C;cementită austenită grafit

* piesele turnate se răcesc lent (cu viteza de 40…50oC/oră) până la 750oCşi apoi foarte lent (cu viteza de 2…5oC/oră) până la 630…650oC; datorită răciriifoarte lente, la traversarea temperaturilor din zona izotermei tP’S’K’ se producetransformarea eutectoidă conform schemei:

Feγ(C) ⇒ Feα(C) + Fe3Caustenită ferită cementită

⇓ Feα(C) + C;

ferită grafit

* piesele turnate sunt răcite în aer până la ta; datorită transformărilorstructurale descrise anterior, piesele vor prezenta la ta o structură alcătuită din:

faze: ferită (αααα) şi grafit;constituenţi: ferită (αααα) şi grafit;

această structură corespunde unei fonte maleabile feritice (“maleabilă” deoarececonţine cuiburile de grafit obţinute prin aplicarea tratamentului de maleabilizare şi“feritică” deoarece structura masei metalice de bază este alcătuită numai dingrăunţi cristalini de ferită); întreaga cantitate de carbon conţinută de fontă se aflădispusă în structură sub formă de grafit (carbon liber) şi, ca urmare, suprafeţele derupere (spargere) ale pieselor cu o astfel de structură au culoare închisă şi acesttip de fontă este denumit: fontă maleabilă feritică cu miez negru (sesimbolizează Fmn).

Modul de conducere (descris anterior) al tratamentului de maleabilizarepentru obţinerea pieselor cu structură de fontă maleabilă feritică cu miez negrueste prezentat sintetic în diagrama din figura 4.6.

B. În cazul în care se doreşte ca structura pieselor după maleabilizare săaibă masa metalică de bază perlitică, tratamentul termic de maleabilizare seconduce astfel:

* piesele turnate din fontă albă se încălzesc la ti1 = 930…1000oC şi semenţin la această temperatură o durată τm1 = 8…30 ore, funcţie de compoziţiachimică a fontei din care sau turnat piesele (caracterizată prin concentraţiile


200

masice de carbon şi siliciu ale fontei) şi de grosimea pieselor turnate supusetratamentului; încălzirea la ti1 face ca structura pieselor turnate să conţină fazelecementită şi austenită (v. diagrama de echilibru metastabil Fe-Fe3C), iarmenţinerea îndelungată la ti1 determină realizarea unei prime etape de grafitizare afontei prin descompunerea cementitei conform schemei:

Fe3C ⇒ Feγ(C) + C; cementită austenită grafit

Fig. 4.6. Diagrama tratamentului de recoacere de maleabilizare pentru obţinereafontelor maleabile feritice

* după menţinerea la ti1, piesele turnate se răcesc în aer până la ta; datoritărăcirii cu viteză mare, la traversarea temperaturilor din zona izotermei tPSK seproduce transformarea eutectoidă, conform, schemei:

Feγ(C) ⇒ Feα(C) + Fe3C; austenită ferită cementită

perlitădatorită transformărilor structurale descrise anterior piesele vor prezenta la ta ostructură alcătuită din:

faze: ferită (αααα), cementită (Fe3C) şi grafit;constituenţi: perlită lamelară (P) şi grafit;


201

această structură corespunde unei fonte maleabile perlitice (“maleabilă”deoarece conţine cuiburi de grafit obţinute prin aplicarea tratamentului demaleabilizare şi “perlitică”, deoarece structura masei metalice de bază estealcătuită numai din perlită); fontele maleabile perlitice se simbolizează Fmp.

Modul de conducere (descris anterior) al tratamentului de maleabilizarepentru obţinerea pieselor cu structură de fontă maleabilă perlitică este prezentatsintetic în diagrama din figura 4.7.

Fig. 4.7. Diagrama tratamentului de maleabilizare pentru obţinerea fontelor maleabile perlitice

Pentru creşterea caracteristicilor de plasticitate şi tenacitate ale maseimetalice de bază, piesele din fontă maleabilă perlitică se pot supune uneireîncălziri (recoaceri) la ti2 = 700…710oC şi unei menţineri la această temperaturăcu durata τm2 = 10…15 ore (urmată de răcirea pieselor în aer până la ta), pentrutransformarea perlitei lamelare în perlită globulară (transformarea cementiteilamelare în cementită globulară), aşa cum se arată în figura 4.7.


202

4.5.2. Maleabilizarea în mediu oxidant

In acest caz, agregatul în care se execută tratamentul de maleabilizare este uncuptor (special) cu atmosferă controlată oxidantă sau un cuptor obişnuit, în carepiesele din fontă albă ce urmează a fi tratate se introduc împachetate într-un mediuoxidant, alcătuit din minereu de fier sau arsură (oxid) de fier. Regimul termic altratamentului este identic celui corespunzător aplicării variantei de maleabilizare A şipiesele vor avea la ta (după aplicarea tratamentului) structura alcătuită din:

faze: ferită (αααα) şi grafit;constituentţi: ferită (αααα) şi grafit.Deoarece mediul în care se află piesele din fontă în timpul maleabilizării

este oxidant, carbonul liber (grafitul) din stratul superficial al pieselorreacţionează cu oxigenul din acest mediu, formându-se CO şi CO2 care se degajăîn atmosfera cuptorului. Datorită acestui proces, concentraţia de carbon în stratulsuperficial al pieselor devine mai mică decât cea existentă în miezul pieselor, secrează un gradient (diferenţă) al concentraţiei de carbon şi se activează un procesde difuzie care transferă carbonul din miezul pieselor spre stratul lor superficial şiasigură continuitatea reacţiilor de oxidare a carbonului (prin care se realizeazădecarburarea pieselor).

Modul de conducere a tratamentului de maleabilizare şi reacţiile de oxidarea carbonului care se produc concomitent cu maleabilizarea determină obţinereaunor piese cu structură de fontă maleabilă feritică, în care ponderea formaţiunilorde grafit este foarte redusă, putând ajunge de multe ori chiar la zero (reacţiile deoxidare pot afecta practic întreaga cantitate de carbon a pieselor tratate şi acesteacapătă în urma maleabilizării o structură monofazică feritică, asemănătoarestructurii oţelurilor hipoeutectoide cu conţinut foarte scăzut de carbon); datorităacestor particularităţi structurale, suprafeţele de rupere (spargere) ale pieselor dinfontă maleabilizată în mediu oxidant au culoare deschisă şi acest tip de fontă estedenumit fontă maleabilă feritică cu miez alb (se simbolizează Fma).

4.6 Fontele modificate

Fontele modificate se obţin introducând în fontele cenuşii (aliajeFe-C-Si) lichide (elaborate şi pregătite pentru turnarea pieselor) cantităţi micide substanţe (numite modificatori) care schimbă mecanismul obşnuit (valabilîn cazul fontelor cenuşii, v. scap. 4.4.) al germinării şi creşterii formaţiunilorde grafit la solidificarea fontelor.

Introducerea modificatorilor are următoarele efecte principale:


203

* asigură formarea în fontele cenuşii topite a unor particule insolubile decompuşi chimici (oxizi, carburi, nitruri) care determină germinarea eterogenă afazelor la solidificarea fontei; datorită acestui efect, prezenţa modificatoriloraccelerează procesele de solidificare (ceea ce echivalează cu o creştere a subrăciriisau cu o creştere a vitezei de răcire la solidificare) şi determină tendinţa desfăşurăriitransformărilor la solidificare şi răcire în conformitate cu diagrama de echilibrumetastabil Fe-Fe3C (formarea unor structuri de fontă albă); această tendinţă nedorităeste eliminată, dacă, odată cu sau după introducerea modificatorilor se adaugă ocantitate suplimentară de elemente grafitizante (se face o postmodificare cuelemente grafitizante: Si, Al, Ni…);

* asigură efectele unor substanţe active, care intervin în procesul formăriigrafitului în structura fontelor şi determină generarea unor formaţiuni de grafitcu altă configuraţie decât cea lamelară.

Deoarece modificatorii sunt substanţe foarte active, reacţiile acestora cufonta lichidă în care se introduc pot fi violente şi pot da naştere la accidente; dinaceste motive, la modificarea fontelor trebuie luate măsuri speciale (folosirea unoroale speciale de modificare, aplicarea unor tehnologii adecvate de introducere amodificatorilor etc.).

In funcţie de tipul modificatorilor utilizaţi şi de efectele produse prinintroducerea acestora, există mai multe categorii de fonte modificate.

A. Fonte modificate cu grafit lamelar; în acest caz se utilizează camodificatori Ca şi Ba, iar ca elemente de postmodificare şi ajutătoare - Si, Al, Zr,Ti; în prezent pentru realizarea fontelor din această categorie, se utilizeazăferoaliaje complexe de tipul Fe-Si-Al-Ba-Ca, cunoscute sub denumirea comercialăde aliaje MODIFIN. Modificatorii şi celelalte elemente ajutătoare introduse înfonta cenuşie topită formează particule insolubile (de tipul CaO, BaO, SiO2, Al2O3,TiC, AlN…) fine, foarte numeroase şi uniform distribuite, pe care se realizeazăgerminarea grafitului şi austenitei la transformarea eutectică (v. scap 4.4). Ca urmare,solidificarea şi răcirea fontei conduce la obţinerea unei structuri cu un număr mare deformaţiuni fine de grafit lamelar cu marginile rotunjite, uniform distribuite în masametalică de bază, care, în funcţie de conţinuturile de carbon şi siliciu ale fontei, poatefi feritică, ferito-perlitică sau perlitică (v. fig.4.8).

B. Fonte modificate cu grafit nodular (fonte nodulare); în acest caz seutilizează ca modificator magneziul (împreună, uneori, cu cantităţi mici de ceriu),iar ca elemente de postmodificare şi ajutătoare - Si, Ni, Sr, Ca, Al; în prezent,pentru realizarea fontelor din această categorie, se utilizează feroaliaje ternare detipul Fe-Si-Mg sau feroaliaje complexe de tipul Fe-Si-Mg-Ca-Al, cunoscute subdenumirea comercială de aliaje NODULIN.

Prezenţa modificatorilor şi a celorlalte elemente introduse în fonta cenuşietopită are, în acest caz, două efecte:


204

Fig. 4.8. Microstructurile fontelor modificate

* asigură germinarea eterogenă a formaţiunilor de grafit pe un număr marede particule insolubile fine şi uniform distribuite (de tipul CaO, MgO, SiO2,Al2O3, TiC, AlN…);

* modifică mecanismul creşterii germenilor lamelari de grafit, deoarecereacţionează cu oxigenul şi sulful dizolvate pe suprafeţele acestor germeni şipermite dezvoltarea uşoară a lor pe toate direcţiile (generarea unor formaţiunisferoidale sau nodulare de grafit).

Datorită acestor efecte, solidificarea şi răcirea fontei conduce la obţinereaunei structuri cu un număr mare de formaţiuni fine de grafit nodular, uniformdistribuite în masa metalică de bază, care, în funcţie de conţinuturile de carbon şisiliciu ale fontei, poate fi feritică, ferito-perlitică sau perlitică (v. fig. 4.8).

Datorită dimensiunilor mici, a formei rotunjite şi a distribuirii uniforme agrafitului în structură, fontele cu grafit nodular au cele mai bune caracteristici derezistenţă mecanică, plasticitate şi tenacitate.

C. Fonte modificate cu grafit vermicular; în acest caz se utilizează camodificator magneziul (împreună, uneori, cu cantităţi mici de ceriu) iar caelemente de postmodificare şi ajutătoare - Si, Al şi Ti. Prezenţa modificatorilor şia celorlalte elemente introduse în fonta cenuşie topită are în acest caz aceleaşiefecte ca la obţinerea fontelor cu grafit nodular, numai că datorită prezenţei Ti şiAl, procesele de nodulizare nu pot fi definitivate şi în structura fontei apar


205

formaţiuni de grafit lamelar scurte şi groase (grafit vermicular), caracterizate prinrapoarte între lungime şi grosime mai mici ca 20; în funcţie de conţinuturile decarbon şi siliciu, structura masei metalice de bază a acestor fonte poate fi feritică,ferito-perlitică sau perlitică (v.fig. 4.8).

Sintetizând datele prezentate anterior privind diversele categorii de fontecu grafit în structură rezultă tabelul 4.5, care cuprinde denumirile tuturorcategoriilor de fonte utilizate în tehnică.

Tabelul 4.5. Tipuri de fonte cu grafit utilizate în tehnică

STRUCTURA MASEI METALICE DE BAZĂFORMAGRAFITULUI FERITICĂ FERITO-

PERLITICĂ PERLITICĂLAMELAR

(lamele mari)FONTĂ CENUŞIE

FERITICĂFONTĂ CENUŞIE

FERITO-PERLITICĂFONTĂ CENUŞIE

PERLITICĂCUIBURI

(grafit obţinut prinmaleabilizare)

FONTĂ MALEABILĂFERITICĂ

(Fmn sau Fma)-

FONTĂMALEABILĂPERLITICĂ

LAMELAR FIN(lamele fine -modificare cuMODIFIN)

FONTĂMODIFICATĂ CU

GRAFIT LAMELARFERITICĂ


GRAFIT LAMELARFERITO-PERLITICĂ


GRAFITLAMELARPERLITICĂ

NODULAR(grafit sferoidal -

modificare cuNODULIN)


GRAFIT NODULAR


GRAFIT NODULARFERITO-PERLITICĂ


GRAFITNODULARPERLITICĂ

VERMICULAR(grafit vermicular -

modificare cuNODULIN)


GRAFITVERMICULAR

FERITICĂ


GRAFITVERMICULAR

FERITO-PERLITICĂ


GRAFITVERMICULAR

PERLITICĂ

Cuvinte cheieafînare, 185austenită, 172cementită, 171cementită primară, 176cementită secundară, 176cementită terţiară, 177dezoxidare, 185diagrama strucutrală a fontelor, 196elemente însoţitoare, 186eutectic cu grafit, 193

eutectoid cu grafit, 194ferită, 172fondant, 185fontă albă, hipoeutectică,eutectică,hipereutectică, 175fontă cenuşie feritică, 195fontă cenuşie perlitică, 195fontă cenuşie ferito-perlitică, 196fontă maleabilă, 197


206

fontă maleabilă cu miez alb, 202fontă maleabilă cu miexz negru, 199fontă maleabilă feritică, 199fontă maleabilă perlitică, 201fontă modificată, 202fontă modificată cu grafit lamelar, 203fontă modificată cu grafit vermicular, 204fontă nodulară, 203fontă pestriţă, 196fontă modificată cu grafit vermicular, 204fontă nodulară, 203fontă pestriţă, 196fragilitate la albastru, 188fragilitate la cald, 186fragilitate la rece, 187fulgi, 189grafit (carbon liber), 172

grafit lamelar, 194impurităţi, 186incluziuni nemetalice, 190ledeburită, 174ledeburită transformată, 175, 177maleabilizare în mediu neutrumaleabilizare în mediu oxidant, 202modificator, 202oţel carbon, hipoeutectoid, eutectoid,hipereutectoid, 175perlită, 175punctaj, 190recoacere de maleabilizare, 198segregare, 186sistem metastabil fier - cementită, 172structură în benzi, 187zgură, 185

Bibliografie

1. Colan H. ş.a., Studiul metalelor, Editura Didactică şi Pedagogică,Bucureşti, 1983

2. Gâdea S., Petrescu M., Metalurgie fizică şi studiul metalelor, p. II.,Editura Didactică şi Pedagogică, Bucureşti, 1981

3. Geru N., Metalurgie fizică, Editura Didactică şi Pedagogică, Bucureşti, 19824. Protopopescu H., Metalografie şi tratamente termice, Editura Didactică şi

Pedagogică, Bucuresti, 19835. Rădulescu M. ş. a., Atlas metalografic, Editura Tehnică, Bucureşti, 19716. Saban R. s.a., Studiul si ingineria materialelor, Editura Didactică şi

Pedagogică, Bucuresti, 19957. Schumann H., Metalurgie fizică, Editura Tehnică, Bucureşti, 19628. Shackelford F. J., Introduction to materials science for engineers,

Macmillan Publishing Company, New York, 19919. Truşculescu M. Studiul metalelor, Editura Didactică şi Pedagogică,

Bucureşti, 197710. Van Vlack L. H., Elements of Materials Science and Engineering,

Addison-Wesley Reading, Massachusetts, 1989.11. * * * Metals Handbook Ninth Edition, vol. 9, American Society for

Metals, Ohio, 198512. * * * Manualul inginerului metalurg, Editura Tehnică, Bucureşti, 1978


207


T.4.1. Care este componentul de bază (principal) al oţelurilor şi fonteloralbe: a) carbonul; b) ferita: c) fierul; d) siliciul?

T.4.2. Soluţia solidă interstiţială de carbon în Feα este denumită:a) austenită; b) cementită; c) perlită; d) ferită?

T.4.3. Soluţia solidă interstiţială de carbon în Feγ este denumită: a) ferită;b) austenită; c) cementită; d) perlită?

T.4.4. Care din următoarele caracteristici corespund cementitei: a) este osoluţie solidă interstiţială de carbon în Feα; b) este o fază daltonidă, cu formulaFe3C; c) este o fază moale şi tenace; d) este un compus definit, cu densitatea multmai mică decât a fierului?

T.4.5. Ce denumire are amestecul mecanic care rezultă prin transformareaeutectică produsă la răcirea fontelor albe: a) perlită; b) cementită; c) austenită; d)ledeburită?

T.4.6. Ce denumire are amestecul mecanic care rezultă prin transformareaeutectoidă produsă la răcirea fontelor albe şi oţelurilor carbon: a) perlită;b) cementită; c) austenită; d) ledeburită?

T.4.7. Care este alcătuirea constituentului numit ledeburită transformată:a) globule de ferită distribuite într-o masă de ferită; b) globule de perlitădistribuite într-o masă de ferită; c) globule de perlită distribuitre într-o masă decementită; d) lamele alternante de ferită şi cementită?

T.4.8. Care din următoarele definiţii corespund oţelurilor carbon: a) aliajeleFe – Fe3C la care se poate produce numai transformarea eutectoidă; b) aliajele Fe – Fe3Cla care se poate produce atât transformarea eutectică, cât şi transformarea eutectoidă;c) aliajele Fe – Fe3C care au concentraţia masică de carbon situată în intervalul(0,02 %;2,11 %]; d) aliajele Fe – Fe3C care conţin perlită în structura la ta ?

T.4.9. Care din următoarele definiţii corespund fontelor albe: a) aliajele Fe– Fe3C la care se poate produce numai transformarea eutectoidă; b) aliajeleFe – Fe3C la care se poate produce atât transformarea eutectică, cât şitransformarea eutectoidă; c) aliajele Fe – Fe3C care au concentraţia masică decarbon situată în intervalul (2,11 %; 6,67 %); d) aliajele Fe – Fe3C care conţinledeburită transformată în structura la ta ?

T.4.10. Care din următoarele transformări structurale se pot produce(în condiţii de echilibru) la răcirea unui oţel hipoeutectoid cu concentraţia masicăde carbon %Cm = 0,3 %: a) transformarea peritectică: L + δ ⇒ γ; b) transformareaperitectică: L ⇒ γ + Fe3C; c) transformarea eutectoidă: L ⇒ γ + Fe3C;d) transformarea eutectoidă: γ ⇒ α + Fe3C ?


208

T.4.11. Aliajul a cărei structură la ta este alcătuită din constituenţii perlităşi cementită secundară este: a) o fontă albă hipoeutectică; b) o fontă albăeutectică; c) un oţel carbon hipereutectoid; d) un oţel carbon hipoeutectoid?

T.4.12. Aliajul a cărei structură la ta este alcătuită din constituenţii perlită,ferită şi cementită terţiară este: a) o fontă albă hipoeutectică; b) o fontă albăeutectică; c) un oţel carbon hipereutectoid; d) un oţel carbon hipoeutectoid?

T.4.13. Aliajul a cărei structură la ta este alcătuită din constituenţiiledeburită transformată, perlită şi cementită secundară este: a) o fontă albăhipoeutectică; b) o fontă albă hipereutectică; c) un oţel carbon hipereutectoid;d) un oţel carbon eutectoid?

T.4.14. Aliajul a cărei structură la ta este alcătuită din constituenţii ledeburitătransformată şi cementită primară este: a) o fontă albă eutectică; b) o fontă albăhipereutectică; c) un oţel carbon hipereutectoid; d) un oţel carbon hipoeutectoid?

T.4.15. Care din următoarele aliaje au structura la ta alcătuită din fazeleferită şi cementită: a) fontele albe hipoeutectice; b) fontele albe hipereutectice;c) oţelurile carbon hipereutectoide; d) oţelurile carbon hipoeutectoide?

T.4.16. Aliajul a cărei structură la t = 900oC este alcătuită din constituenţiiledeburită şi cementită primară este: a) o fontă albă hipereutectică; b) o fontă albăeutectică; c) un oţel carbon hipereutectoid; d) un oţel carbon hipoeutectoid?

T.4.17. Aliajul a cărei structură la t = 950 oC este alcătuită numai dincristale de austenită este: a) o fontă albă hipereutectică; b) o fontă albă eutectică;c) un oţel carbon eutectoid; d) un oţel carbon hipoeutectoid?

T.4.18. Aliajul a cărei structură la t = 900 oC este alcătuită din constituenţiiledeburită, austenită şi cementită secundară este: a) o fontă albă hipereutectică;b) o fontă albă eutectică; c) o fontă albă hipoeutectică; d) un oţel carbon hipoeutectoid?

T.4.19. Care din următoarele impurităţi prezente în compoziţia unui oţelcarbon determină apariţia fenomenului de fragilitate la cald: a) fosforul; b)hidrogenul; c) sulful; d) azotul?

T.4.20. Care din următoarele impurităţi prezente în compoziţia unui oţelcarbon determină apariţia fenomenului numit fragilitate de albastru: a) fosforul;b) hidrogenul; c) sulful; d) azotul?

T.4.21. Care din următoarele impurităţi prezente în compoziţia unui oţelcarbon hipoeutectoid determină formarea structurii în benzi după deformareaplastică la cald a oţelului: a) fosforul; b) oxigenul; c) sulful; d) azotul?

T.4.22. Care din următoarele impurităţi prezente în compoziţia unui oţelcarbon determină apariţia în structură a defectelor numite fulgi: a) fosforul;b) hidrogenul; c) sulful; d) azotul?

T.4.23. Care din următoarele afirmaţii sunt adevărate: a) azotul este oimpuritate a oţelurilor carbon deoarece produce fenomenul de fragilitate la rece;


209

b) fosforul este o impuritate a oţelurilor carbon deoarece produce fenomenul defragilitate la albastru; c) manganul este o impuritate a oţelurilor carbon deoareceproduce dezoxidarea şi desulfurarea acestora; d) sulful este o impuritate aoţelurilor carbon deoarece produce fenomenul de fragilitate la cald?

T.4.24. Care din următoarele afirmaţii sunt adevărate: a) sulful este oimpuritate a oţelurilor carbon deoarece produce fenomenul de fragilitate la rece;b) azotul este o impuritate a oţelurilor carbon deoarece produce fenomenul defragilitate la albastru; c) fosforul este o impuritate a oţelurilor carbon deoarecedetermină formarea structurilor în benzi, dacă oţelurile sunt deformate plastic larece; d) manganul este un element însoţitor în oţelurile carbon, deoerece producedezoxidarea şi desulfurarea acestora ?

T.4.25. Care sunt constituenţii ce alcătuiesc structura la ta a unei fontecenuşii feritice: a) perlită şi grafit lamelar; b) perlită, ferită şi grafit lamelar;c) ledeburită transformată şi grafit lamelar; d) ferită şi grafit lamelar?

T.4.26. Care sunt constituenţii ce alcătuiesc structura la ta a unei fontecenuşii ferito - perlitice: a) perlită şi grafit lamelar; b) perlită, ferită şi grafitlamelar; c) ledeburită transformată şi grafit lamelar; d) ferită şi grafit lamelar?

T.4.27. Care din următoarele fonte, având %Cm = 3,5 %, are în compoziţie oconcentraţie mai mare de siliciu: a) fonta albă hipoeutectică; b) fonta cenuşie feritică;c) fonta cenuşie perlitică; d) fonta maleabilă feritică cu miez negru?

T.4.28. Care din următoarele fonte, având %Cm = 3,5 %, are cele mai bunecaracteristici de plasticitate şi tenacitate: a) fonta albă hipoeutectică; b) fonta cenuşieferitică; c) fonta maleabilă feritică cu miez negru; d) fonta nodulară feritică?

T.4.29. Care din următoarele tipuri de fonte se obţin prin maleabilizarea înmediu neutru a unei fonte albe: a) fonta maleabilă perlitică; b) fonta maleabilăferitică cu miez alb; c) fonta maleabilă feritică cu miez negru; d) fonta cenuşieferito – perlitică?

T.4.29. Care din următoarele afirmaţii privind fontele maleabile feritice cumiez alb sunt adevărate: a) aceste fonte se obţin printr-un tratament demaleabilizare în mediu neutru aplicat fontelor albe; b) structura la ta a acestorfonte are ca faze ferita şi grafitul; c) structura la ta a acestor fonte este alcătuită dinconstituenţii ferită şi grafit sub formă de cuiburi; d) aceste fonte sunt maleabile şipot fi prelucrate prin deformare plastică?

T.4.30. Care din următoarele afirmaţii privind fontele maleabile feritice cumiez negru sunt adevărate: a) aceste fonte se obţin printr-un tratament demaleabilizare în mediu oxidant aplicat fontelor albe; b) structura la ta a acestorfonte are ca faze ferita, cementita şi grafitul lamelar; c) structura la ta a acestorfonte este alcătuită din constituenţii ferită şi grafit sub formă de cuiburi; d) acestefonte sunt maleabile şi pot fi prelucrate prin deformare plastică?


210

T.4.31. Care din următoarele afirmaţii privind fontele maleabile perliticesunt adevărate: a) aceste fonte se obţin printr-un tratament de maleabilizare înmediu neutru aplicat fontelor albe; b) structura la ta a acestor fonte are ca fazeferita, cementita şi grafitul; c) structura la ta a acestor fonte este alcătuită dinconstituenţii ferită, perlită şi grafit sub formă de cuiburi; d) deşi sunt denumitemaleabile, aceste fonte nu se pot prelucra prin deformare plastică?

T.4.32. Care din următoarele afirmaţii privind fontele modificate cugrafit lamelar sunt adevărate: a) modificatorii utilizaţi pentru obţinerea acestorfonte sunt Ca şi Ba; b) la aceste fonte, postmodificarea cu Si se face deoarecemodificatorii au efect antigrafitizant; c) în funcţie de concentraţiile carbonuluişi siliciului, structura masei metalice de bază a acestor fonte poate fi feritică,ferito – perlitică sau perlitică; d) aceste fonte au în structura la ta grafit lamelargrosolan, cu marginile ascuţite?

T.4.33. Care din următoarele afirmaţii privind fontele modificate cu grafitnodular sunt adevărate: a) pentru obţinerea acestor fonte se introduc modificatoriîn fontele albe lichide; b) la aceste fonte se face postmodificarea cu Si, deoarecemajoritatea modificatorilor au efect antigrafitizant; c) pentru obţinerea acestorfonte se adaugă feroaliaje de tip NODULIN în fontele cenuşii lichide; d) fontelecu grafit nodular perlitice au structura la ta alcătuită numai din fazele ferită şigrafit nodular?

T.4.34. Care din următoarele fonte conţin în structura la ta formaţiuni degrafit: a) fonta maleabilă perlitică; b) fonta albă eutectică; c) fonta nodularăferitică; d) fonta cenuşie ferito – perlitică?

T.4.35. Care din următoarele aliaje conţine în structura la ta constituentulperlită: a) oţelul carbon hipoeutectoid; b) oţelul carbon eutectoid; c) oţelul carbonhipereutectoid; d) fonta albă hipoeutectică?

T.4.36. Care din următoarele aliaje au structura la ta alcătuită dinfazele ferită şi grafit: a) fonta cu grafit vermicular feritică; b) fonta cu grafitnodular feritică; c) fonta maleabilă feritică cu miez negru; d) fonta maleabilăferitică cu miez alb?

T.4.37. Care din următoarele aliaje au structura la ta alcătuită din fazeleferită, cementită şi grafit: a) fonta cu grafit vermicular perlitică; b) fonta pestriţă;c) fonta maleabilă feritică cu miez alb; d) fonta cenuşie ferito - perlitică?

T.4.38. Care din următoarele aliaje au structura la ta alcătuită numai dinfazele ferită şi cementită: a) fonta cu grafit vermicularperlitică; b) fonta cu grafitnodular feritică; c) fonta albă hipoeutectică; d)oţelul carbon hipereutectoid?

T.4.39. Care din următoarele aliaje conţin cementita secundară ca unconstituent al structurii la ta: a) fonta albă hipereutectică; b) oţelul carbonhipereutectoid; c) fonta pestriţă; d) fonta maleabilă perlitică; e) fonta cenuşieferito – perlitică; f) fonta albă hipoeutectică?


211

T.4.40. Completaţi locurile libere din tabelul următor

Structura de echilibru la taDenumirea aliajului

Faze Constituenţi

Oţel carbon hipoeutectoid Ferită, Cementită

Fontă cu grafit nodularferitică

Fontă albă hipereutectică

Perlită, Cementităsecundară

Ledeburitătransformată,

Cementită primară

Fontă cenuşie ferito -perlitică

Perlită, Grafit lamelar

Perlită, Grafit nodular

Fontă maleabilă perlitică

Fontă modificată cu grafitlamelar feritică Ferită, Grafit

Aplicaţii

A.4.1. Să se determine concentraţiile atomice ale carbonului,corespunzătoare absciselor punctelor caracteristice ale diagramei de echilibrumetastabil Fe – Fe3C.

RezolvareDin tabelul 1.1, se extrag masele atomice ale componentelor aliajelor

sistemului Fe – Fe3C: maFe = 55,85 şi maC = 12,01. Aplicând relaţiile (2.3),considerând concentraţiile masice ale carbonului din tabelul 4.1, se obţinrezultatele prezentate în tabelul 4.6.


212

Tabelul 4.6. Concentraţiile atomice ale carbonului corespunzătoare absciselorpunctelor caracteristice ale diagramei de echilibru metastabil Fe – Fe3C

Punctul pediagramaFe – Fe3C

A,G,N,Q B C D,F,K E H J P S

% Cm 0 0,54 4,30 6,67 2,11 0,10 0,16 0,02 0,77

% Cat 0 2,46 17,28 25,00 9,11 0,46 0,74 0,09 3,48

A.4.2. Pentru sistemul de aliaje Fe – Fe3C, să se construiască diagramelestructurale de constituenţi la ta şi la t = 725oC (t = tPSK – ∆t) şi să se traseze peacestea liniile de demarcaţie ale conţinuturilor procentuale de faze în constituenţiieterogeni (bifazici): perlită şi ledeburită transformată.

Răspuns: Diagramele structurale de constituenţi sunt prezentate în figura 4.9.A.4.3. Să se determine raportul conţinuturilor procentuale ale fazelor în

ledeburită, la sfârşitul transformării eutectice (t = tECF – ∆t) şi înainte dedeclanşarea transformării eutectoide (t = tPSK + ∆t).

RezolvareSe consideră fonta albă eutectică (în structura căreia, după

transformarea eutectică, conţinutul procentual de ledeburită este de 100 %) şise calculează (folosind regula segmentelor inverse) conţinuturile procentualeale fazelor în structura acesteia; rezultă:

* la t = tECF – ∆t, 0,52100%11,267,63,467,6 ==

−−

Ledγ %, %Fe3CLed = 48,0 % şi

raportul conţinuturilor procentuale ale fazelor care alcătuiesc ledeburita(amestecul mecanic de austenită şi cementită produs prin desfăşurarea

transformării eutectice) este ;083,1)(4852

3%% ==∆−= tECFttLedCFe

Ledγ

* la t = tPSK + ∆t, 2,40100%77,067,63,467,6 ==

−−

Ledγ %, %Fe3CLed = 59,8 %

şi raportul conţinuturilor procentuale ale fazelor care alcătuiesc ledeburita este

672,0)(8,592,40

3%% ==∆+= tPSKttLedCFe

Ledγ .

Modificarea constatată a raportului conţinuturilor procentuale de faze înledeburită se explică prin micşorarea solubilităţii carbonului în austenită odatăcu micşorarea temperaturii de la tECF la tPSK şi separării din austenită acarbonului în exces (care nu mai poate fi dizolvat) sub formă de cementită.


213

a.

b.Fig. 4.9. Diagramele structurale de constituenţi pentru sistemul de aliaje Fe – Fe3C:

a - la t = ta; b - la t = tPSK − ∆t


214

A.4.4. Să se determine raportul conţinuturilor procentuale ale fazelor înperlită, la sfârşitul transformării eutectoide ( t = tPSK – ∆t) şi la ta.

RezolvareSe consideră oţelul eutectoid (în structura căruia, după transformarea eutectoidă,

conţinutul procentual de perlită este de 100 %) şi se calculează (folosind regulasegmentelor inverse) conţinuturile procentuale ale fazelor în structura acestuia; rezultă:

* la t = tPSK – ∆t, 7,88100%02,067,677,067,6 ==

−−

Pα %, %Fe3CP = 11,3 % şi

raportul conţinuturilor procentuale ale fazelor care alcătuiesc perlita (amesteculmecanic de ferită şi cementită produs prin desfăşurarea transformării eutectoide)

este ;850,7)(3,117,88

3%% ==∆−= tPSKttPCFe

Pα

* la t = ta, 46,88100%67,6

77,067,6 == −Pα %, %Fe3CP = 11,54 % şi raportul

conţinuturilor procentuale ale fazelor care alcătuiesc perlita (amestecul mecanicde ferită şi cementită produs prin desfăşurarea transformării eutectoide)

este: .666,7)(54,1146,88

3%% === att

PCFePα

Modificarea constatată a raportului conţinuturilor procentuale de faze înperlită se explică prin micşorarea solubilităţii carbonului în ferită odată cumicşorarea temperaturii de la tPSK la ta şi separării din ferită a carbonului în exces(care nu mai poate fi dizolvat) sub formă de cementită.

A.4.5. Să se determine raportul conţinuturilor procentuale ale fazelor înledeburita transformată, la sfârşitul transformării eutectoide ( t = tPSK – ∆t) şi la ta.

RezolvareSe consideră fonta albă eutectică (în structura căreia, după transformarea eutectoidă,

conţinutul procentual de ledeburită transformată este de 100 %) şi se calculează (folosind regulasegmentelor inverse) conţinuturile procentuale ale fazelor în structura acesteia; rezultă:

* la t = tPSK – ∆t, 64,35100%02,067,63,467,6 ==

−−

LedTrα %, % Fe3CLedTr =

64,36 % şi raportul conţinuturilor procentuale ale fazelor care alcătuiesc

ledeburita transformată este ;554,0)(36,6464,35

3%% ==∆−= tPSKtt

LedTrCFeLedTrα

* la t = ta, 53,35100%67,6

3,467,6 == −LedTrα %, % Fe3CLedTr = 64,47 % şi

raportul conţinuturilor procentuale ale fazelor care alcătuiesc ledeburita

transformată este 551,0)(47,6453,35

3%% === att

LedTrCFeLedTrα ; deoarece ledeburita

transformată este alcătuită din globule de perlită uniform distribuite într-o masă de


215

cementită, fazele care o alcătuiesc se distribuie astfel (v. şi rezultatele aplicaţiilorA.4.2 … A.4.4): cele 35,53 % ferită intră integral în alcătuirea globulelor de

perlită, 63,4666,753,35 = 5 % cementită participă la formarea globulelor de perlită, iar

restul de 64,47 – 4,635 = 59,835 % corespund masei de cementită în care sedistribuie globulele de perlită ale ledeburitei transformate.

A.4.6. Să se determine densitatea perlitei şi densitatea unui oţelhipereutectoid cu %Cm = 1,0 %.

RezolvareAplicând regula segmentelor inverse pentru un aliaj al sistemului Fe – Fe3C, cu

concentraţia masică de carbon %Cm, rezultă că structura la ta a acestuia areconţinuturile procentuale ale fazelor: %Fe3C = 15(%Cm) şi %α = 100 – 15(%Cm);aplicând raţionamentul descris la rezolvarea aplicaţiei A.2.4, rezultă că densitateaaliajelor sistemului Fe – Fe3C se poate determina cu relaţia:

CFe

CFe

3

3%%100

ρρα

α

ρ+

= . (4.8.)

Densitatea perlitei se determină înlocuind în relaţia (4.8.) conţinuturileprocentuale ale fazelor din structura oţelului eutectoid (care are %Cm = 0,77 % şistructura la ta alcătuită numai din perlită): %αP = 88,46 % şi %Fe3CP = 11,54 %;

rezultă: 7820

760054,11

785046,88

1003%%

100

3

===++

CFe

PPP CFe

ρρα

α

ρ kg/m3.

Utilizând relaţia (4.8.) pentru oţelul carbon hipereutectoid cu concentraţia

masică de carbon %Cm = 1 %, se obţine 5,7811

760015

785085

100 ==+

ρ kg/m3.

A.4.7. Să se determine densitatea ledeburitei transformate şi densitateaunei fonte albe hipereutectice cu %Cm = 6 %.

Răspuns: Densitatea ledeburitei transformate este ρLedTr = 7687 kg/m3,iar densitatea fontei cu %Cm = 6 % este ρ = 7624 kg/m3.

A.4.8. Să se analizeze transformările structurale la răcirea din starelichidă ale unei fonte albe hipereutectice cu %Cm = 5 % şi să se construiascădiagrama de variaţie în funcţie de temperatură a conţinuturilor procentuale defaze din structura acestui aliaj.

RezolvarePe diagrama de echilibru metastabil Fe – Fe3C, verticala aliajului cu

%Cm = 5 % are poziţie similară cu cea corespunzătoare aliajului I, analizat înscap.4.2.4 şi, ca urmare, temperaturile caracteristice şi transformările structurale


216

ale acestor aliaje sunt asemănătoare. Aplicând regula segmentelor inverse ladiferite temperaturi se obţin datele prezentate în tabelul 4.7, cu ajutorul cărora seconstruieşte diagrama din figura 4.10.

Tabelul 4.7. Conţinuturile procentuale de faze şi constituenţiîn structura fontei albe hipereutectice cu %Cm = 5 %

Conţinutul procentual deTemperaturaFaze Constituenţi

t0 100 % L 100 % Lt1 100 % L 100 % L

t2 + ∆t 70,5 % L; 29,5 % Fe3C 70,5 % L; 29,5 % Fe3C’t2 − ∆t 36,6 % γ; 63,4 % Fe3C 70,5 % Led ; 29,5 % Fe3C’t3 + ∆t 28,3 % γ; 71,7 % Fe3C 70,5 % Led ; 29,5 % Fe3C’t3 − ∆t 25,1 % α; 74,9 % Fe3C 70,5 % LedTr ; 29,5 % Fe3C’

ta 25,0 % α; 75,0 % Fe3C 70,5 % LedTr ; 29,5 % Fe3C’

Fig.4.10. Diagrama de variaţie în funcţie de temperatură a conţinuturilor procentualede faze din structura unei fonte albe cu %Cm = 5 %

A.4.9. Să se analizeze transformările structurale la răcirea din stare lichidăale unei fonte albe hipoeutectice cu %Cm = 3 % şi să se construiască diagramelede variaţie în funcţie de temperatură ale conţinuturilor procentuale de faze şi deconstituenţi din structura acestui aliaj.


%Cm = 3 % are poziţie similară cu cea corespunzătoare aliajului II, analizat înscap.4.2.4 şi, ca urmare, temperaturile caracteristice şi transformările structuraleale acestor aliaje sunt asemănătoare. Aplicând regula segmentelor inverse ladiferite temperaturi se obţin datele prezentate în tabelul 4.8, cu ajutorul cărora seconstruieşte diagrama din figura 4.11.


217

Tabelul 4.8. Conţinuturile procentuale de faze şi constituenţiîn structura fontei albe hipoeutectice cu %Cm = 3 %


t0 100 % L 100 % Lt1 100 % L 100 % L

t2 + ∆t 40,6 % L; 59,4 % γ 40,6 % L; 59,4 % γt2 − ∆t 19,5 % Fe3C; 80,5 % γ 40,6 % Led ; 59,4 % γt3 + ∆t 37,8 % Fe3C; 62,2 % γ 40,6 % Led ; 13,5 % Fe3C”, 45,9 % γt3 − ∆t 44,8 % Fe3C; 55,2 % α 40,6 % LedTr ; 13,5 % Fe3C”, 45,9 % P

ta 45,0 % Fe3C; 55,0 % α 40,6 % LedTr ; 13,5 % Fe3C”, 45,9 % P

Fig.4.11. Diagramele de variaţie în funcţie de temperatură ale conţinuturilor procentuale de:

a - constituenţi din structura unei fonte albe cu %Cm = 3 %;b - faze din structura unei fonte albe cu %Cm = 3 %;

A.4.10. Să se analizeze transformările structurale la răcirea din stare lichidăale unui oţel carbon hipereutectoid cu %Cm = 1 % şi să se construiască diagramele devariaţie în funcţie de temperatură ale conţinuturilor procentuale de faze şi deconstituenţi din structura acestui aliaj.


218


%Cm = 1 % are poziţie similară cu cea corespunzătoare aliajului III, analizat înscap.4.2.4 şi, ca urmare, temperaturile caracteristice şi transformările structuraleale acestor aliaje sunt asemănătoare. Aplicând regula segmentelor inverse ladiferite temperaturi se obţin datele prezentate în tabelul 4.9, cu ajutorul cărora seconstruieşte diagrama din figura 4.12.

Tabelul 4.9. Conţinuturile procentuale de faze şi constituenţiîn structura oţelului carbon hipereutectoid cu %Cm = 1 %


t0 100 % L 100 % Lt1 100 % L 100 % Lt2 100 % γ 100 % γt3 100 % γ 100 % γ

t4 + ∆t 96,1 % γ; 3,9 % Fe3C 96,1 % γ; 3,9 % Fe3C”t4 − ∆t 85,26 % α; 14,74 % Fe3C 96,1 % P; 3,9 % Fe3C”

ta 85,01 % Fe3C;14,99 % Fe3C 96,1 % P; 3,9 % Fe3C”

Fig.4.12. Diagramele de variaţie în funcţie de temperatură ale conţinuturilor procentualede:a - constituenţi din structura unui oţel carbon cu %Cm = 1 %;

b - faze din structura unui oţel carbon cu %Cm = 1 %.


219

A.4.11. Să se analizeze transformările structurale la răcirea din starelichidă ale unui oţel carbon hipoeutectoid cu %Cm = 0,4 % şi să se construiascădiagrama de variaţie în funcţie de temperatură a conţinuturilor procentuale de fazedin structura acestui aliaj.


%Cm = 0,4 % are poziţie similară cu cea corespunzătoare aliajului IV, analizat înscap.4.2.4 şi, ca urmare, temperaturile caracteristice şi transformările structuraleale acestor aliaje sunt asemănătoare. Aplicând regula segmentelor inverse ladiferite temperaturi se obţin datele prezentate în tabelul 4.10, cu ajutorul cărora seconstruieşte diagrama din figura 4.13.

Tabelul 4.10. Conţinuturile procentuale de faze şi constituenţiîn structura oţelului carbon hipoeutectoid cu %Cm = 0,4 %


t0 100 % L 100 % Lt1 100 % L 100 % L

t2 + ∆t 68,2 % L; 31,8 % δ 68,2 % L; 31,8 % δt2 − ∆t 63,2 % L; 36,8 % γ 63,2 % L; 36,8 % γ

t3 100 % γ 100 % γt4 100 % γ 100 % γ

t5 + ∆t 50,7 % γ; 49,3 % α 50,7 % γ; 49,3 % αt5 − ∆t 5,71 % Fe3C; 94,29 % α 50,7 % P; 49,3 % α

ta 6,00 % Fe3C; 94,00 % α 50,7 % P; 49,15 % α; 0,15 % Fe3C”’

Fig.4.13. Diagrama de variaţie în funcţie de temperatură a conţinuturilor procentualede faze din structura unui oţel carbon cu %Cm = 0,4 %


220

A.4.12. Să se analizeze precizia cu care relaţia (4.7) permite estimareaconcentraţiei masice de carbon a fontelor albe hipereutectice.

RezolvareRelaţia (4.7) permite estimarea concentraţiei masice de carbon a unei fonte

albe hipereutectice, dacă se cunoaşte conţinutul procentual masic de cementităprimară %Fe3C’ din structura aliajului la ta. Evident, atunci când se examinează lamicroscopul metalografic un eşantion de fontă albă hipereutectică, se poateaprecia conţinutul procentual volumic de cementită primară '

3% vCFe care intră înalcătuirea structurii acesteia la ta şi, ca urmare, utilizarea acestui conţinutprocentual în relaţia (4.7) poate fi o sursă de erori (un factor care diminueazăprecizia de estimare a concentraţiei masice de carbon a aliajului analizat).

Dacă eşantionul de fontă albă hipereutectică analizat are masa M, volumulV şi densitatea ρ, iar cementita primară din structura acestuia are masa '

3CFeM ,

volumul '3CFe

V şi densitate CFe3ρ ≅ 7600 kg/m3, se pot scrie următoarele relaţii:

CFeCFe

CFeCFev CFeCFe

M

M

V

V

3

'3

3

'3

'3'

3 %100100%ρ

ρρ

ρ === , din care rezultă:

ρρ CFe

vCFeCFe 3'3

'3 %% = ; înlocuind în aceasta, conform rezultatelor obţinute la

rezolvarea aplicaţiei A.4.6,

αρρ

ρmm C

CFe

C %15100

3

%15100

−+

= , se obţine următoarea

relaţie de estimare a concentraţiei masice de carbon a fontelor albe hipereutectice:

100%

0113,01

100%

2945,23,4

'3

'3

%v

v

mCFe

CFe

C−

+= . (4.9)

ObservaţieUtilizând raţionamente similare celui prezentat anterior, se pot corecta şi

relaţiile (4.4) … (4.6), astfel încât în acestea să intervină conţinuturile procentualevolumice ale constituenţilor din structura aliajului analizat; relaţiile corectate sunturmătoarele:

* pentru oţelurile hipoeutectoide:

100%

0037,01

100%

7471,002,0%

v

v

m P

P

C−

+= ; (4.10)


221

* pentru oţelurile hipereutectoide:

100%

0282,01

%7100,577,0

"3

"3

100%v

v

mCFe

CFe

C−

+= ; (4.11)

* pentru fontele albe hipoeutectice:100

%0106,01100

%1445,211,2%

vr

vr

m LedT

LedT

C−

+= . (4.12)

Mărimea erorilor de estimare a concentraţiei masice de carbon a aliajelorsistemului Fe – Fe3C, care rezultă când în relaţiile (4.4) … (4.7) se introducconţinuturile procentuale volumice ale constituenţilor (stabilite prin examinarea lamicroscopul metalografic a unor eşantioane din aceste aliaje), în loculconţinuturilor procentuale masice ale acestora, sunt prezentate în tabelul 4.12.

Tabelul 4.11. Erorile de estimare cu relaţiile (4.4) …(4.7) a concentraţiilormasice de carbon ale aliajelor sistemului Fe – Fe3C

Oţeluri carbon hipoeutectoide Oţeluri carbon hipereutectoide%Pv eroarea ε ∗ , % "

3% vCFe eroarea ε ∗ , %0 0 0 0

20 0,28 5 0,7640 0,23 10 1,1360 0,16 15 1,3280 0,09 20 1,41

100 0,02 22 1,43Fonte albe hipoeutectice Fonte albe hipereutectice

%LedTrv eroarea ε ∗ , % '3% vCFe eroarea ε ∗ , %

0 0 0 020 0,15 20 0,0940 0,19 40 0,1260 0,16 60 0,1180 0,10 80 0,07

100 0 100 0* eroarea ε este calculată cu relaţia 100

)(%

%)(%

cormCmCcormC −

=ε , (%Cm)cor fiind

calculată cu relaţia din grupul (4.9) … (4.12), iar %Cm – cu relaţia din grupul (4.4)…(4.7), corespunzătoare categoriei din care face parte aliajul analizat

Analizând rezultatele din acest tabel, se poate aprecia că erorile au valorinesemnificative şi, ca urmare, relaţiile (4.4) … (4.7) pot asigura o bună precizie aestimărilor concentraţiilor masice de carbon ale aliajelor sistemului Fe – Fe3C şicând se fac înlocuirile %P = %Pv; "

3"

3 %% vCFeCFe = ; %LedTr = %LedTrv;


222

'3

'3 %% vCFeCFe = ; această constatare se putea anticipa, având în vedere că în

cazul aliajelor sistemului Fe – Fe3C densitătile constituenţilor care alcătuiescstructurile aliajelor la ta sunt foarte apropiate şi, în consecinţă, rapoartele dintredensităţile constituenţilor şi densităţile aliajelor se pot considera ca fiind unitare.

A.4.13. Să se determine conţinuturile procentuale de constituenţi dinstructura la ta a unei fonte albe hipereutectice cu %Cm = 5,5 % şi să se stabileascăcompoziţia aliajului din sistemul Fe – Fe3C care are în structura la ta acelaşiconţinut procentual de ledeburită transformată ca şi această fontă.

RezolvareFonta albă hipereutectică are structura la ta alcătuită din ledeburită

transformată şi cementită primară. Utilizând diagrama structurală de constituenţi asistemului de aliaje Fe – Fe3C (v. fig. 4.2 şi fig. 4.9), rezultă următoareleconţinuturi procentuale masice ale acestor constituenţi în structura la ta a fontei

albe hipereutectice cu %Cm = 5,5 %: 4,49100%3,467,65,567,6 ==

−−LedTr % şi

6,50100%3,467,6

3,45,5'3 ==

−−CFe %.

Analizând diagrama structurală de constituenţi a sistemului de aliajeFe – Fe3C, se observă că există o fontă albă hipoeutectică, ce are în structura la ta(alcătuită din ledeburită transformată, perlită şi cementită secundară) acelaşiconţinut procentual de ledeburită transformată ca şi fonta albă hipereutectică cu%Cm = 5,5 %; concentraţia masică de carbon a acestei fonte se calculează cu

relaţia (4.6): 19,319,211,2%100

4,49 =+=mC %.

A.4.14. Să se determine conţinuturile procentuale de constituenţi dinstructura la ta a unui oţel carbon hipereutectoid cu %Cm = 0,9 % şi să sestabilească compoziţia aliajului din sistemul Fe – Fe3C care are în structura la taacelaşi conţinut procentual de cementită secundară ca şi acest oţel.

Răspuns: Conţinuturile procentuale ale constituenţilor care alcătuiescstructura la ta a oţelului hipereutectoid cu %Cm = 0,9 % sunt: %P = 97,8 % şi%Fe3C” = 2,2 %; aliajul care are în structura la ta acelaşi conţinut procentual decementită secundară ca şi oţelul hipereutectoid cu %Cm = 0,9 % este o fontă albăhipoeutectică cu %Cm = 4,09 %.

A.4.15. Să se determine conţinuturile procentuale de constituenţi dinstructura la ta a unui oţel carbon hipoeutectoid cu %Cm = 0,25 % şi să sestabilească compoziţia aliajului din sistemul Fe – Fe3C care are în structura la taacelaşi conţinut procentual de perlită ca şi acest oţel.

Răspuns: Conţinuturile procentuale ale constituenţilor care alcătuiescstructura la ta a oţelului hipoeutectoid cu %Cm = 0,25 % sunt: %P = 30,7 %;


223

%α = 69,1 % şi %Fe3C’’’ = 0,2 % (neglijabil); aliajul care are în structura la taacelaşi conţinut procentual de perlită ca şi oţelul hipoeutectoid cu %Cm = 0,25 %este o fontă albă hipereutectică cu %Cm = 4,86 %.

A.4.16. Care din următoarele aliaje Fe – C are în structura la ta unconţinut procentual de perlită mai mare de 50%: a) oţelul carbon cuconcentraţia masică de carbon de 0,25 %; b) oţelul carbon cu concentraţiamasică de carbon de 1,5 %; c) fonta albă cu concentraţia masică de carbon de2,5 %; d) oţelul carbon cu concentraţia masică de carbon de 0,8 %;

Răspuns: b); c); d).A.4.17. Care din următoarele aliaje prezintă în structura la ta cel mai mare

conţinut procentual de perlită: a) oţelul carbon cu concentraţia masică de carbonde 0,77 %; b) oţelul carbon eutectoid; c) fonta albă cu concentraţia masică decarbon de 2,11 %; d) fonta albă cu concentraţia masică de carbon de 4.3 %;

Răspuns: a); b)A.4.18. O piesă cu grosimea s = 40 mm se toarnă dintr-o fontă cu

concentraţia masică de carbon %Cm = 3 % şi concentraţia masică de siliciu%Sim = 3 %. Să se analizeze transformările structurale la răcirea din stare lichidăale fontei şi să se precizeze structura acesteia (faze şi constituenţi) la ta.

RezolvareUtilizând diagrama structurală a fontelor prezentată în figura 4.5, rezultă

că materialul piesei, având grosimea s = 40 mm şi %Cm + %Sim = 3 + 3 = 6 %,este o fontă cenuşie feritică. Transformările structurale la răcirea din stare lichidăa acestei fonte sunt cele descrise în scap. 4.4, iar structura sa la ta este alcătuită dinferită şi grafit lamelar (faze şi constituenţi).

A.4.19. O piesă cu grosimea s = 20 mm se toarnă dintr-o fontă cuconcentraţia masică de carbon %Cm = 3 % şi concentraţia masică de siliciu%Sim = 2 %. Să se analizeze transformările structurale la răcirea din stare lichidăale fontei şi să se precizeze structura acesteia (faze şi constituenţi) la ta.

Răspuns: Materialul piesei este o fontă cenuşie perlitică; transformărilestructurale la răcirea din stare lichidă a acestei fonte sunt cele descrise în scap. 4.4, iarstructura sa la ta conţine fazele: ferită, cementită şi grafit, care alcătuiesc constituenţii:perlită şi grafit lamelar.

A.4.20. O probă metalografică din fontă cenuşie feritică evidenţiază laexaminarea microscopică un conţinut procentual volumic al formaţiunilor de grafitlamelar %Grv = 10 %. Să se determine concentraţiile masice ale carbonului şisiliciului în această fontă.

RezolvareStructura la ta a fontei cenuşii feritice este alcătuită din ferită şi grafit lamelar.

Deoarece, la ta, solubilitatea carbonului în ferită este neglijabilă (nulă), rezultă că încazul acestei fonte întreaga cantitate de carbon se află sub formă de grafit (carbon


224

liber) şi, deci, concentraţia masică de carbon a fontei este egală cu conţinutulprocentual masic al formaţiunilor de grafit din structura acesteia (%Cm = %Grm).

Folosind un raţionament similar celui de la rezolvarea aplicaţiei A.4.12,

rezultă: %Cm = %Grm = ρ

ρGrvGr% , în care ρ este densitatea fontei analizate,

αρ

−

ρ+

=ρm

Gr

m GrGr %% 100100 . Utilizarea acestor relaţii (considerând ρGr = 2500 kg/m3 şi

ρα = 7850 kg/m3) conduce la următoarea relaţie de calcul al concentraţiei masice decarbon a fontei cenuşii feritice:

v

vm Gr

GrC%0214,0143

%

,%

−= ; (4.14)

aplicând această relaţie pentru %Grv = 10 %, rezultă o concentraţie masică de carbon%Cm ≅ 3,4 %.

Concentraţia masică a siliciului în fontă %Sim se stabileşte, folosind diagramastructurală a fontelor (v. fig. 4.5), astfel încât structura să corespundă unei fontecenuşii feritice; deoarece în enunţul aplicaţiei nu se precizează grosimea piesei turnatedin care s-a extras proba metalografică, sunt valabile toate soluţiile de tipul redat întabelul 4.12.

Tabelul 4.12. Concentraţiile masice de siliciu ale pieselor cu structurade fontă cenuşie feritică şi concentraţia masică a carbonului %Cm = 3,4 %

Grosimea piesei, mm 10 20 30 40 50 60(%Cm + %Sim)min 6,4 5,8 5,4 5,0 4,6 4,3

(%Sim)min 3,0 2,4 2,0 1,6 1,2 0,9

A.4.21. Un eşantion metalografic extras dintr-o piesă din fontă cenuşieperlitică, cu grosimea s = 10 mm, evidenţiază la examinarea microscopică un conţinutprocentual volumic al formaţiunilor de grafit lamelar %Grv = 7 %. Să se determineconcentraţiile masice ale carbonului şi siliciului în materialul piesei din care s-a extraseşantionul.

Răspuns: Piesa din care s-a extras eşantionul metalografic este din fontăcenuşie perlitică cu %Cm = 3,2 % şi %Sim = 1,4 % … 2,8 %.

Capitolul 5 Transformările structurale în stare solidă la oţeluri şi fonte

225

Capitolul 5

TRANSFORMĂRILE STRUCTURALE ÎNSTARE SOLIDĂ LA OŢELURI ŞI FONTE

5.1. Transformarea la încălzire a perlitei în austenită

Studierea diagramei de echilibru metastabil Fe-Fe3C evidenţiază faptul căprincipala transformare structurală ce are loc la încălzirea aliajelor aparţinândacestui sistem este transformarea perlitei în austenită.

Cercetările întreprinse până în prezent au relevat faptul că transformarea laîncălzire a perlitei în austenită se poate realiza prin două mecanisme: mecanismulcu difuzie şi mecanismul fără difuzie şi are particularităţile de desfăşurareprezentate în continuare.

5.1.1. Transformarea perlitei în austenităprin mecanismul cu difuzie

Transformarea perlitei în austenită prin mecanismul cu difuzie areurmătoarele etape de desfăşurare:

a) etapa formării germenilor de austenită (denumită şi etapa de început altransformării); această etapă se produce practic instantaneu la depăşireatemperaturii tPSK = 727 oC (temperatură numită şi punct critic A1 al fontelor şioţelurilor) şi constă în apariţia unor germeni cristalini de austenită pe suprafeţelede separaţie (interfeţele) dintre lamelele de ferită şi cementită ale perlitei,concentraţia masică a carbonului în aceşti germeni fiind de 0,77 %(corespunzătoare abscisei punctului S al diagramei de echilibru metastabilFe-Fe3C);

b) etapa dizolvării feritei (denumită şi etapa de sfârşit al transformării);în această etapă se produce creşterea germenilor de austenită spre lamelele de


226

ferită şi cementită ale perlitei netransformate; deoarece diferenţa de concentraţieîn carbon pe interfeţele ferită - austenită este mai mică decât cea corespunzătoareinterfeţelor cementită - austenită, iar modificările de poziţii atomice implicate detransformarea feritei în austenită sunt mai reduse decât cele necesare transformăriicementitei în austenită, germenii de austenită se dezvoltă mai rapid spre ferită şi,ca urmare, ferita perlitei este prima fază care dispare în cursul transformării;

c) etapa dizolvării cementitei; constă în dezvoltarea cristalelor de austenităspre formaţiunile de cementită netransformată (carbonul din cementită estetransferat prin difuzie în cristalele de austenită, stabilitatea cementitei scade şiaceasta se transformă în austenită); la sfârşitul acestei etape structura este alcătuitădin cristale de austenită neomogenă, care au o concentraţie de carbon mai mică înzonele formate din ferita perlitei şi o concentraţie de carbon mai mare în zoneleformate din cementita perlitei;

d) etapa omogenizării austenitei; în această etapă se produceomogenizarea prin difuzie a concentraţiei carbonului în cristalele de austenită.

Având în vedere aspectele anterior prezentate, rezultă că transformareaperlitei în austenită prin mecanismul cu difuzie se poate reda schematic astfel:

ferită cementită ferită austenită cementită austenită cementită

[Feα(C) + Fe3C] ⇒ Feα(C) + Feγ(C) + Fe3C ⇒ Feγ(C) + Fe3C ⇒

perlită a) b) c)

austenită austenită⇒ Feγ(C)neomg ⇒ Feγ(C)omg (5.1)

c) d)

Procesele care au loc laaustenitizarea prin difuzie decurgcu viteză cu atât mai mare şi sedesăvârşesc la temperaturi cu atâtmai înalte, cu cât viteza de încălzirea aliajului este mai mare. Acest faptreiese cu uşurinţă examinânddiagrama transformării la încălzirea unui oţel eutectoid (aliajul dinsistemul fier - carbon care suferă laîncălzire numai transformareaperlitei în austenită), expusă înfigura 5.1; diagrama, care are înabscisă timpul (de obicei, la scarălogaritmică, pentru a puteareprezenta în spaţiul diagramei atâtduratele scurte, cât şi duratele

Fig. 5.1. Diagrama transformării la încălzire aperlitei în austenită


227

foarte lungi), iar în ordonată temperatura, conţine curbele corespunzătoarefinalizării celor patru etape ale transformării perlitei în austenită (punctul acorepunde etapei de început al transformării, curba b - terminării etapei dedizolvare a feritei, curba c - finalizării etapei de dizolvare a cementitei, iar curbad - încheierii etapei de omogenizare a austenitei). Ca un caz particular, aceiaşidiagramă, denumită şi diagrama timp - temperatură - transformare (sau diagramaTTT) la încălzire, evidenţiază şi faptul că austenitizarea se poate realiza latemperatură constantă (aşa cum a rezultat la studiul diagramei de echilibruFe-Fe3C pentru transformarea eutectoidă) numai dacă se realizează condiţiilede echilibru, adică încălzirea aliajelor se face cu viteze extrem de reduse.

5.1.2. Transformarea perlitei în austenităprin mecanismul fără difuzie

Transformarea perlitei în austenită prin mecanismul fără difuzie seproduce în cazul încălzirii cu viteze foarte mari (de exemplu la încălzirea aliajelorprin inducţie electrică, folosind curent alternativ de înaltă frecvenţă) şi areurmătoarele etape de desfăşurare:

a) etapa formării germenilor de Feγ (denumită şi etapa de început altransformării); această etapă se produce practic instantaneu la depăşireatemperaturii tG = tc1 = 910 oC (punctul critic de transformare alotropică Feα ⇒ Feγ)şi constă în transformarea Feα în Feγ, transformare ce afectează (evident) feritaperlitei (faza care are un conţinut de carbon foarte scăzut)

b) etapa formării austenitei (denumită şi etapa de sfârşit al transformării);în această etapă se formează cristale de austenită prin dizolvarea carbonului dincementită în cristalele de Feγ formate în cursul etapei anterioare;

c) etapa dizolvării cementitei; constă în dezvoltarea cristalelor de austenităspre formaţiunile de cementită netransformată (carbonul din cementită estetransferat prin difuzie în cristalele de austenită, stabilitatea cementitei scade şiaceasta se transformă în austenită); la sfârşitul acestei etape structura este alcătuitădin cristale de austenită neomogenă, care au o concentraţie de carbon mai mică înzonele formate din ferita perlitei şi o concentraţie de carbon mai mare în zoneleformate din cementita perlitei;

d) etapa omogenizării austenitei; în această etapă se produceomogenizarea prin difuzie a concentraţiei carbonului în cristalele de austenită.

Având în vedere aspectele anterior prezentate, rezultă că transformareaperlitei în austenită prin mecanismul cu difuzie se poate reda schematic astfel:


228

ferită cementită 910oC cementită austenită cementită austenită austenită

[Feα(C) + Fe3C] ⇒ Feγ + Fe3C ⇒ Feγ(C) + Fe3C ⇒ Feγ(C)neomg ⇒ Feγ(C)omg (5.2)

perlită a) b) c) d)

Datorită vitezelor mari cu care se face încălzirea, etapele c) şi d), carepresupun desfăşurarea unor fenomene de difuzie (favorizate de creşterile detemperatură, dar anulate practic de duratele scurte ale procesului de încălzire cuviteze foarte mari), nu se pot definitiva şi structura obţinută după realizareatransformării conţine cementită nedizolvată şi austenită incomplet omogenizată.

La sfârşitul transformării perlitei în austenită (prin unul din cele douămecanisme prezentate anterior) se obţin cristale de austenită, numite cristaleiniţiale de austenită, cu dimensiuni mai mici decât ale cristalelor de perlită dincare au provenit. Odată cu ridicarea temperaturii se produce un fenomen decreştere a cristalelor de austenită (similar celui care are loc în cazul încălziriimaterialelor metalice ecruisate prin deformare plastică, descris în scap. 3.5 C),deoarece prin realizarea acestuia se obţine o scădere a energiei libere a sistemului.Ca urmare, cristalele de austenită obţinute în urma încălzirii şi menţinerii unuialiaj fier - carbon la o temperatură ti > A1, numite cristale reale de austenită, aude obicei dimensiuni mai mari decât cristalele iniţiale. Dacă cristalele de austenităreale se supun răcirii, se produce transformarea austenitei în perlită, cristalele deperlită obţinute având, aşa cum se poate observa în diagrama prezentată în figura 5.2,dimensiunile dependente de dimensiunile cristalelor de austenită din care s-au format,dimensiuni care sunt determinate de tendinţa de creştere a cristalelor de austenită laîncălzire şi de valoarea temperaturii ti la care s-au obţinut cristalele reale.

dP0 - dimensiunile iniţiale ale cristalelor deperlită;

dr1 - dimensiunile reale ale cristalelor deaustenită la ti1;

dr2 - dimensiunile reale ale cristalelor deaustenită la ti2 > ti1; dr2 > dr1;

dPf1 - dimensiunile cristalelor de perlităobţimute prin răcire de la ti1;

dPf2 - dimensiunile cristalelor de perlităobţimute prin răcire de la ti2;

Fig. 5.2 Dependenţa de temperatură a dimensiunilor cristalelor de austenită.

Tinând seama de aceste particularităţi, tendinţa de creştere a cristalelor deaustenită la încălzire este denumită ereditate granulară; această caracteristicădepinde de tipul aliajului fier - carbon şi de condiţiile în care a fost elaborat. De


229

exemplu, oţelurile bine dezoxidate la elaborare (cu Si, Mn şi Al) prezintă otendinţă redusă de creştere a dimensiunilor cristalelor de austenită odată cutemperatura şi sunt denumite oţeluri cu ereditate granulară fină (aliajele acăror curbă de variaţie cu temperatura a dimensiunilor cristalelor de austenită estenotată gf în diagrama din figura 5.3); această comportare este determinată deformarea unor compuşi (nitruri, carbonitruri) ai componentelor folosite ladezoxidare, compuşi care se distribuie ca nişte ″bariere″ la marginea cristalelor deaustenită şi le blochează creşterea până la temperaturi ridicate (când se producedisocierea compuşilor şi dizolvarea componentelor în austenită şi, ca urmare,procesul natural de creştere al cristalelor de austenită nu va mai fi blocat).Oţelurile nedezoxidate la elaborare cu elemente capabile să dea naştere la″bariere″ au tendinţă accentuată de creştere a dimensiunilor cristalelor de austenităodată cu temperatura şi sunt denumite oţeluri cu ereditate granulară grosolană(aliajele a căror curbă de variaţie cu temperatura a dimensiunilor cristalelor deaustenită este notată gg în diagrama din fig.5.3).

Aspectele prezentate anteriorevidenţiază faptul că, aplicând unuioţel (sau unei fonte) un ciclu deîncălzire - menţinere - răcire , sepoate obţine în final, funcţie deparametrii ciclului şi de tipuleredităţii granulare a oţelului (saufontei) o structură cu granulaţie fină,care conferă aliajului o asociereoptimă a caracteristicilor derezistenţă mecanică şi tenacitate, sauo structură cu cristale grosolane, cuînclinaţie accentuată sprecomportarea fragilă la rupere. Dinaceste motive, aliajele fier - carbondestinate realizării de piese caresuferă în timpul procesului de

fabricare cicluri de încălzire - menţinere - răcire (tratamente termice, sudare,deformare plastică la cald etc.) se supun unor verificări privind granulaţia reală şiereditatea granulară. De exemplu, în cazul oţelurilor se folosesc încercări de tipspecial, reglementate la noi în ţară prin SR ISO 643, prin care se determină pentruoţelurile analizate un număr convenţional G, numit indicele convenţional almărimii grăuntelui, definit prin relaţia:

m = 2 G + 3, (5.3)

Fig. 5.3. Creşterea grăunţilor de austenită la încălzirea oţelurilor cu diferite

tipuri de ereditate granulară


230

m reprezentând numărul de cristale care se pot număra (la microscop) pe mm2 alprobelor metalografice preparate din oţelurile analizate; în multe cazuri, indiceleconvenţional al mărimii grăuntelui este o caracteristică de recepţie calitativă aoţelurilor (de exemplu, oţelurile destinate realizării construcţiilor sudate de mareimportanţă trebuie să aibă G > 6).

5.1.3. Particularităţile transformărilor la încălzire în cazul fontelor

In cazul fontelor cenuşii sau modificate, transformarea perlitei în austenităla încălzire (austenitizarea) prezintă câteva particularităţi faţă de austenitizareaoţelurilor, şi anume:

* formarea germenilor de austenită nu mai are loc la temperaturăconstantă (tPSK) ci într-un interval de temperaturi A1i - A1s; aceasta se datoreazăfaptului că nici transformarea eutectoidă în condiţii de echilibru nu se maidesfăşoară la temperatură constantă, deoarece fontele cenuşii sau modificate suntaliaje ternare sau chiar polinare (care conţin, aşa cum s-a arătat în scap. 4.4, înafară de fier şi carbon elemente grafitizante în cantităţi neneglijabile) ;

* etapele austenitizării depind de structura masei metalice de bază aacestor fonte:

a. b.Fig. 5.4. Diagrama T TT la încălzire în cazul fontelor cenuşii sau modificate,

cu structura masei metalice de bază:a - feritică; b - perlitică

- dacă masa metalică de bază a fost complet feritică, dupătransformarea Feα ⇒ Feγ, are loc îmbogăţirea în carbon a austenitei până laconcentraţia de saturaţie a acesteia la temperatura la care este încălzită fonta(concentraţia de carbon ce corespunde abscisei punctului de pe linia E’S’ adiagramei de echilibru stabil, având ca ordonată temperatura la care s-a făcut


231

încălzirea) prin difuzia carbonului din formaţiunile de grafit; analizânddiagrama TTT la încălzire a fontelor cenuşii sau modificate feriticeprezentată în figura 5.4.a, se constată existenţa intervalului de temperaturiA1i - A1s în care are loc formarea austenitei, şi a curbelor b şi d cu aceleaşisemnificaţii ca şi în figura 5.1 (curba b corespunde finalizării etapei detransformare a feritei în austenită, iar curba d - sfârşitului etapei deomogenizare a austenitei); deoarece concentraţia de carbon a fontelor estemai mare decât concentraţia de saturaţie a austenitei, la sfârşitul procesuluide austenitizare structura fontei va fi formată din austenită saturată încarbon şi grafit;

- dacă masa metalică de bază a avut structură perlitică, austenitizarea sedesfăşoară în aceleaşi etape ca şi la oţeluri numai că, după terminarea etapei dedizolvare a cementitei, se produce saturarea în carbon a austenitei, datorităsurselor de carbon suplimentar reprezentate de formaţiunile de grafit; diagramaTTT la încălzire a acestor fonte, prezentată în figura 5.4.b, conţine în acest caztoate curbele existente pe diagrama din figura 5.1, corespunzătoare oţeluluieutectoid (curba b, corespunzătoare dizolvării feritei, curba c, corespunzătoaredizolvării cementitei şi curba d, corespunzătoare omogenizării austenitei); lasfârşitul procesului de austenitizare structura fontei va fi formată tot din austenităsaturată în carbon şi grafit;

- în cazul austenitizării fontelor cu masa metalică de bază ferito-perlitică,evident, vor avea loc atât procesele specifice austenitizării fontelor feritice, câtşi cele corespunzătoare austenitizării fontelor cu masa metalică de bază perlitică.

5.2. Transformarea la răcire a austenitei

Prin subrăcire (răcire rapidă) şi menţinere la o temperatură oarecare t,austenita devine o fază instabilă termodinamic, ce tinde să se transforme.Transformarea austenitei subrăcite la t < A1 are la bază procesul (dictat termodinamic)de trecere a Feγ în Feα. Deoarece solubilităţile carbonului în cele două formealotropice ale fierului - Feγ şi Feα - sunt mult diferite, ar trebui ca, printr-un processecundar, să se producă separarea parţială a carbonului sub formă de cementită. Infuncţie de posibilităţile difuziei componenetelor aliajului fier - carbon la temepraturat < A1, care determină realizarea integrală sau parţială a proceselor definite maiînainte, transformarea austenitei subrăcite se poate produce prin trei mecanismedistincte: mecanismul cu difuzie, mecanismul fără difuzie şi mecanismul intermediar.Aspectele esenţiale privind transformarea austenitei prin fiecare din aceste treimecanisme sunt prezentate în continuare.


232

5.2.1. Transformarea austenitei prin mecanismul cu difuzie

In cazul în care la t < A1 (atinsă prin subrăcirea austenitei) este posibilăatât difuzia carbonului, cât si autodifuzia fierului, austenita se transformă prinmecanismul cu difuzie, în structuri perlitice, conform schemei:

γ ⇒ (α + Fe3C) sau Feγ(C) ⇒ (Feα(C) + Fe3C). (5.4) Austenită Perlită Austenită

Perlită

Condiţiile de realizare a difuziei impuse de desfăşurarea acestei transformări suntasigurate dacă temperatura la care se subrăceşte austenita este suficient de mare,tMC < t < A1, tMC fiind temepraratura minimă la care se mai poate producetransformarea prin acest mecanism; deoarece conduce la obţinerea de perlită,transformarea austenitei prin mecanismul cu difuzie este denumită şitransformarea perlitică.

Aşa cum rezultă din schema prezentată în figura 5.5, formarea perliteiîncepe prin crearea unor germeni lamelari de cementită la marginea cristalelor deaustenită. Germenii de cementită formaţi se dezvoltă pe baza carbonului dinaustenita care îi înconjoară şi, ca urmare, austenita din jurul lamelelor decementită îşi micşorează conţinutul de carbon şi se poate transforma în ferită.Deoarece ferita are capacitate redusă de a dizolva carbon, se produce un proces deexpulzare prin difuzie a carbonului excedentar (ce nu poate fi dizolvat de ferită),creşte conţinutul de carbon al austenitei care înconjoară lamelele de ferită şi secrează condiţiile formării unor lamele de cementită. Transformarea continuă dupăacest mecanism până la epuizarea austenitei.

Fig. 5.5 Schema transformării la răcire a austenitei în perlită

Formarea alternantă a lamelelor de ferită şi cementită este însoţită decreşterea acestora spre interiorul cristalelor de austenită care se transformă.Procesul de transformare se poate iniţia simultan în mai multe zone ale aceluiaşi


233

cristal de austenită şi, ca urmare, cristalele de perlită vor fi alcătuite (de obicei)din mai multe colonii perlitice, cu orientări diferite ale lamelelor de ferită şicementită şi vor avea dimensiuni mai mici decât cristalele de austenită din cares-au format (v. fig. 5.2). Grosimea lamelelor de ferită şi cementită ale coloniilorperlitice care se formează este determinată de mărimea vitezei de difuzie acarbonului în austenită la temperatura la care se produce transformarea, t < A1.Deoarece coeficientul de difuzie a carbonului scade odată cu scădereatemperaturii (v. scap.1.7), iar austenita devine mai instabilă şi tinde să setransforme mai rapid cu cât subrăcirea ∆t = A1 - t este mai mare, rezultă că, pemăsură ce subrăcirea austenitei creşte, structura perlitică formată va prezentadistanţe interlamelare ferită - cementită mai reduse. Astfel, la subrăciri mici aleaustenitei se va forma perlită lamelară PL, cu lamelele de ferită şi cementităvizibile la microscopul optic, aşa cum se observă în figura 5.6, la subrăciri maimari se va forma perlită sorbitică sau sorbită S, cu lamelele de ferită şi cementităfoarte fine, iar la subrăciri mari, apropiate de valoarea ∆t = A1 - tMC, se va formaperlită troostitică sau troostită T, a cărei structură lamelară nu se poate evidenţiadecât prin examinare la microscopul electronic. Diferenţele de grosime alamelelor de ferită şi cementită determină diferenţe substanţiale întrecaracteristicile de rezistenţă mecanică şi tenacitate ale diverselor varietăţi deperlită; de exemplu, perlita lamelară are duritatea 170...230 HB, sorbita − 230...330 HB,iar troostita − 330...400 HB.

5.2.2. Transformarea austenitei prinmecanismul fără difuzie

In cazul în care la temperatura t < A1 (atinsă prin subrăcirea austenitei) nueste posibilă nici difuzia carbonului, nici autodifuzia fierului, austenita setransformă prin mecanismul fără difuzie, conform schemei:

γ ⇒ M sau Feγ(C) ⇒ Feα(C)suprasat (5.5) Austenită Martensită Austenită Martensită

Structura rezultată în urma transformării austenitei prin acest mecanism constădintr-o soluţie solidă de carbon în Feα, care conţine întreaga cantitate de carbon aaustenitei; deoarece solubilitatea carbonului în Feα este mult mai mică decât înFeγ,, rezultatul transformării este o soluţie solidă suprasaturată de carbon în Feα,numită martensită M, iar transformarea austenitei prin mecanismul fără difuzieeste denumită şi transformarea martensitică.

Condiţia inexistenţei proceselor de difuzie la realizarea transformăriimartensitice impune subrăcirea austenitei la temperaturi mai mici decât o


234

temperatură caracteristică, numită punct martensitic superior Ms (t < Ms < A1)Transformarea martensitică prezintă următoarele particularităţi:a) Transformarea se realizează prin modificările de poziţii atomice în

structura cristalină a austenitei schematizate în figura 5.7; aceste modificări seefectuează (în absenţa difuziei) sub acţiunea tensiunilor mecanice generate prinsubrăcirea puternică a austenitei. Deoarece întreaga cantitate de carbon existentăîn austenită rămâne dizolvată interstiţial în martensită, martensita secaracterizează printr-o structură cristalină tetragonală cu volum centrat (TVC),celula elementară a acestei structuri fiind o prismă pătrată dreaptă, cu parametrii

dimensionali a1 = a2 ≠ a3 şi raportul 1

3

aa

, numit grad de tetragonalitate a

martensitei, dependent de concentraţia masică de carbon dizolvat %Cm:

m%Caa

046011

3 ,+= . (5.6)

Datorită modificărilor dimensionale care se produc la transformareamartensitică, volumul martensitei care se obţine este mai mare decât volumulaustenitei din care s-a format, adică transformarea martensitică este însoţită de ocreştere de volum.

Perlită lamelară PL Bainită superioară BS

Martensită tetragonală M şi austenităreziduală γγγγrez Bainită inferioară BI

Fig. 5.6. Structurile care se pot obţine prin transformarea austenitei la răcire


235

b) Procesele de germinare şi creştere a cristalelor de martensită seproduc practic instantaneu şi se realizează în cursul subrăcirii austenitei lat < Ms, menţinerile la t < Ms neproducând continuarea transformării; s-aconstatat experimental că viteza de creştere a germenilor de martensită estede aproximativ 1 km/s, cristalele de martensită care se formează avândconfiguraţia platiformă - aciculară (v. fig. 5.6) şi lungimea egală cudimensiunea cristalelor de austenită care se transformă. Datorită acestorparticularităţi, transformarea martensitică la aliajele sistemului fier - carbonse caracterizează ca fiind:

* o transformare de tip militar, care se realizează spontan (″la comandă″),prin mişcarea simultană a tuturor atomilor care participă la formarea cristalelor demartensită (spre deosebire de transformarea perlitică, ce este caracterizată ca otransformare de tip civil, care se realizează prin deplasări succesive, individuale şiindependente, prin difuzie ale atomilor fazei care se transformă);

Fig. 5.7. Schema formării celulei elementare a martensitei la transformarea fără difuzie a austenitei

* o transformare atermică, adică o transformare care se produce în cursulsubrăcirii fazei care se transformă şi al cărei rezultat depinde esenţial de vitezacu care se produce subrăcirea şi nu este influenţat de valoarea temperaturii t < Msla care se face subrăcirea şi nici de durata menţinerii la această temperatură;rezultă că transformarea martensitică nu este o transformare izotermică(o transformare care se produce în timpul menţinerii austenitei la otemperatură t < A1), aşa cum este transformarea perlitică.

c) Deoarece formarea cristalelor de martensită este însoţită de o creşterede volum, austenita netransformată în cursul subrăcirii la t < Ms este deformată şiecruisată, mobilitatea atomilor acesteia se micşorează considerabil şi posibilităţile


236

ei de transformare se diminuează (austenita netransformată se stabilizează); caurmare, transformarea martensitică se autofrânează şi întotdeauna rămâne ocantitate de austenită netransformată, numită austenită reziduală. Austenitareziduală corespunzătoare subrăcirii la o temperatură t < Ms poate fi transformată(parţial sau total) în martensită printr-o nouă subrăcire, la o temperatură t’ < t < Ms;pentru ca austenita să se transforme integral în martensită, este necesar catemperatura la care se face subrăcirea să fie mai mică decât o temperaturăcaracteristică, numită punct martensitic inferior Mf.

Fig. 5.8. Curbele de variaţie în funcţie de concentraţia masică de carbon a:a - temperaturilor caracteristice Ms, Mf ; b - durităţii martensitei

Temperaturile caracteristice transformării martensitice a unui aliajfier - carbon (Ms şi Mf ), precum şi duritatea martensitei care se obţine suntinfluenţate esenţial de concentraţia de carbon a aliajului, aşa cum rezultă dindiagramele prezentate în figura 5.8.

d) Transformarea martensitică la aliajele fier - carbon este ireversibilă: prinrăcirea austenitei la t < Ms se produce transformarea acesteia în martensită, darîncălzirea martensitei nu conduce la transformarea ei în austenită, ci în structuri de tipperlitic, care prin înclzire la ti > A1 se transformă în austenită (v. scap. 5.1).

5.2.3. Transformarea austenitei prinmecanismul intermediar

In cazul în care la temperatura t < A1 este posibilă difuzia carbonului, darnu se pot realiza procesele de autodifuzie a fierului, austenita se transformă prinmecanismul intermediar, conform schemei:

Feγ(C) ⇒ Feα(C) ⇒ [Feα(C) + carburi] (5.7) Austenită Martensită

Bainită


237

Structura bifazică ce rezultă în urma transformării poartă numele debainită B şi transformarea austenitei prin mecanismul intermediar este denumităşi transformarea bainitică Asigurarea condiţiilor de difuzie (prezentate anterior)pentru desfăşurarea transformării impun subrăcirea austenitei la o temperaturăt cuprinsă între tMC şi Ms.

Aşa cum rezultă analizând schema ei de realizare, transformarea bainiticăare două etape:

* transformarea austenitei într-o structură martensitică (soluţie solidăsuprasaturată de carbon în Feα) prin modificarea poziţiilor atomilor sub acţiuneatensiunilor mecanice create în cursul subrăcirii la t ∈ (tMC; Ms);

* separarea prin difuzie (în cursul menţinerii la temperatura atinsă dupăsubrăcire) a unei părţi din carbonul care suprasaturează soluţia solidă Feα(C),micşorarea suprasaturării în carbon a acestei faze şi apariţia (precipitarea) în structurăa unor particule fine de carburi; în funcţie de temperatura la care se face subrăcirea,carburile precipitate din soluţia solidă Feα(C) pot fi carburi stabile (cementită), dacă teste în vecinătatea temperaturii tMC, sau carburi metastabile (carbură ε, cu structurăcristalină de tip HC), dacă t este în apropierea temperaturii Ms.

Bainita formată prin subrăcirea şi menţinerea austenitei la o temperatură tsituată în vecinătatea temperaturii tMC este denumită bainită superioară BS şi areaspect microscopic de fulgi sau pene (v. fig.5.6) şi caracteristici mecaniceasemănătoare cu ale troostitei, în timp ce bainita formată prin subrăcirea şimenţinerea austenitei la o temperatură t situată în apropierea temperaturii Ms estedenumită bainită inferioară BI şi are caracteristicile mecanice şi aspectulmicroscopic asemănătoare cu ale martensitei (v. fig. 5.6, care prezintă aspectulplatiform - acicular al bainitei inferioare).

5.2.4. Diagramele timp - temperatură - transformare (TTT)la răcirea austenitei

Aşa cum s-a arătat anteior, mecanismul transformării la răcire a austeniteieste determinat de posibilităţile difuziei componentelor sale la temperatura t < A1la care este subrăcită. In cazul în care la t < A1 sunt asigurate condiţiiletransformării austenitei prin mecanismele ce presupun difuzia unuia sau ambelorcomponente (formarea structurilor bainitice sau perlitice), procesele detransformare încep după un anumit timp de la realizarea subrăcirii, numit timp deincubaţie şi au durata corespunzătoare finalizării acestor procese (transformăriiintegrale a austenitei). In cazul în care la t < A1 sunt asigurate condiţiiletransformării austenitei prin mecanismul fără difuzie (formarea structurilor


238

martensitice), procesele de transformare se realizează spontan şi, în general, nu sefinalizează (rămâne o cantitate de austenită netransformată).

Modul în care se desfăşoară în timp procesele de transformare izotermă aaustenitei subrăcite la diferite temperaturi t < A1 poate fi reprezentat sugestiv cuajutorul aşa numitelor diagrame de transformare izotermă a austenitei saudiagrame timp - temperatură - transformare (diagrame TTT) la răcireaaustenitei. Aceste diagrame au în abscisă timpul (la scară logaritmică) şi înordonată temperatura şi conţin două curbe principale: a) curba de început altransformării (locul geometric al punctelor având ca abscise duratele de incubaţiecorespunzătoare începerii transformării austenitei la diferite temperaturi) şib) curba de sfârşit al transformării (locul geometric al punctelor având ca absciseduratele necesare finalizării transformării austenitei la diferite temperaturi).Diagramele TTT se construiesc pe cale experimentală: probe de dimensiuni reduse(din aliajul fier - carbon analizat) se austenitizează prin încălzire, se subrăcesc în băide săruri la diferite temperaturi t < A1 şi se analizează prin metode adecvate(microscopie metalografică, metode magnetice etc.), pentru a se evidenţia modul încare se desfăşoară în timp procesele de transformare izotermă a austenitei.

In figura 5.9 este redată (pentru exemplificare) configuraţia diagrameiTTT la răcirea austenitei, corespunzătoare oţelurilor eutectoide. Examinândaceastă diagramă se pot evidenţia următoarele aspecte cu caracter general:

Fig. 5.9. Diagrama TTTla răcirea austenitei pentru un oţel eutectoid

a) Curbele de început şi de sfârşit ale transformării au ca asimptotă dreaptat = A1, ceea ce sugerează că transformarea izotermă a austenitei în condiţii deechilibru (desfăşurarea transformării la temperatura tPSK = A1 = 727 oC, înconformitate cu diagrama de echilibru Fe - Fe3C) se poate realiza numai în cazulrăcirii austenitei cu viteză foarte mică şi are o durată extrem de îndelungată.


239

b) Timpii de incubaţie corespunzători transformării austenitei în structuriperlitice scad odată cu micşorarea temperaturii în intervalul (A1; tMC). Acest fapteste determinat de creşterea instabilităţii austenitei (şi, ca urmare, a tendinţei detransformare a acesteia) odată cu creşterea subrăcirii ∆t = A1 - t.

c) Timpii de incubaţie corespunzători transformării austenitei în bainităcresc odată cu micşorarea temperaturii în intervalul (tMC; Ms). Acest fapt estedeterminat de scăderea odată cu temperatura a coeficientului de difuzie acarbonului (şi, ca urmare, a posibilităţilor de realizare a transformării).

La temperatura tMC, durata de incubaţie şi durata totală a transformăriiizoterme a austenitei sunt minime (transformarea decurge cu viteză maximă),motiv pentru care tMC este denumită temperatură de maxim cinetic(a trnsformării austenitei).

Cu toate că reprezintă modalităţile transformării izoterme a austenitei,diagrama TTT din figura 5.9 poate fi folosită şi pentru a preciza particularităţiletransformării austenitei la răcire continuă (răcirea austenitei cu o anumită vitezăde la o temperatură ti > A1). Astfel, construind pe diagrama TTT curbele derăcire continuă a austenitei cu diferite viteze vrj, se observă că punctele deintersecţie ale acestora cu curbele de început şi de sfârşit ale transformăriiaustenitei corespund la temperaturi diferite (tj şi tj’, j = 1...5) şi rezultă cătransformarea la răcire continuă a austenitei se realizează într-un interval detemperaturi. De asemenea, observând că pentru unele curbe de răciretemperaturile tj şi tj’ se află în intervale de temperatură corespunzătoare unormecanisme de transformare diferite, rezultă posibilitatea ca prin răcireacontinuă a austenitei să se formeze structuri complexe, cu mai mulţiconstituenţi. De exemplu, prin răcirea continuă a austenitei unui oţeleutectoid cu vitezele vrj , j = 1...5 (v. fig. 5.9) se obţin (la temperaturaambiantă ta) următoarele structuri: a) la răcirea cu viteza vr1 - perlită lamelarăPL (t1 şi t1’ sunt situate imediat sub A1); b) la răcirea cu viteza vr2 - sorbită(t2 şi t2’ se situează la mijlocul intervalului dintre A1 şi tMC); c) la răcirea cuviteza vr3 - troostită (t3 şi t3’ se află imediat deasupra temperaturii tMC); d) larăcirea cu viteza vr4 - troostită, bainită, martensită şi austenită reziduală; e) larăcirea cu viteza vr5 - martensită şi austenită reziduală. Pe diagrama TTT dinfigura 5.9 s-a trasat şi o curbă de răcire tangentă la curba de început altransformării austenitei; această curbă corespunde vitezei minime de răcirecare poate asigură obţinerea unei structură complet martensitice, numităviteză de răcire critică vrc.

Diagramele TTT (de tipul celei prezentate în fig.5.9 pentru oţeluleutectoid) se pot construi pentru orice aliaj fier - carbon (oţel sau fontă). Pentruexemplificare, în figura 5.10 sunt reprezentate diagramele de transformare


240

izotermă a austenitei corespunzătoare unui oţel hipoeutectoid (fig. 5.10 a) şi unuioţel hipereutectoid (fig. 5.10 b). Analizând aceste diagrame rezultă următoareleparticularităţi:

* oţelurile hipoeutectoide au două puncte critice de transformare în staresolidă: A1 = tPSK = 727 oC şi A3 - temperatura corespunzătoare punctului deintersecţie dintre verticala oţelului şi linia GS a diagramei de echilibru Fe - Fe3C;la aceste oţeluri, transformarea austenitei prin mecanismul cu difuzie începe cuformarea unei anumite cantităţi de ferită (ferita preeutectoidă), iar temperaturileMs şi Mf , caracteristice transformării martensitice, sunt situate (de obicei)deasupra temperaturii ambiante (răcirea până la ta a austenitei cu o viteză vr > vrcconduce la obţinerea unei structuri complet martensitice (cu conţinuturi infimede austenită reziduală);

Fig. 5.10. Diagramele TTT la răcirea austenitei pentru:a - oţelurile hipoeutectoide ; b - oţelurile hipereutectoide.

* oţelurile hipereutectoide au două puncte critice de transformare înstare solidă: A1 = tPSK = 727 oC şi Acem - temperatura corespunzătoarepunctului de intersecţie dintre verticala oţelului şi linia ES a diagramei deechilibru Fe - Fe3C; la aceste oţeluri, transformarea austenitei prinmecanismul cu difuzie demarează cu formarea unei anumite cantităţi decementită secundară, iar temperaturile Ms, Mf, caracteristice transformăriimartensitice, sunt situate sub temperatura ambiantă şi la răcirea până la ta aaustenitei cu o viteză vr > vrc se obţine o structură alcătuită din martensită şimultă austenită reziduală, care poate fi eliminată (transformată în martensită)numai prin răcirea la o temperatură t = −80...−100 oC < Mf < ta.

In practică, pentru aprecierea mai riguroasă a proceselor şi rezultatelortransformării austenitei la răcire continuă se folosesc diagrame de


241

transformare termocinetică a austenitei, de tipul celei reprezentate în figura5.11 (pentru un oţel carbon hipoeutectoid). Pe astfel de diagrame sunt trasatede obicei şi curbele corespunzătoare răcirii austenitei cu diferite viteze (îndiferite medii), pe fiecare curbă de răcire indicându-se conţinuturileprocentuale ale constituenţilor care rezultă prin transformarea austenitei şiduritatea structurii care se obţine (v. fig.5.11).

Fig. 5.11. Diagrama de transformare termocinetică a austenitei

5.3. Transformarea martensitei la încălzire

Procesul de răcire rapidă a austenitei la t < Ms pentru realizareatransformării prin mecanismul fără difuzie este denumit călire martensitică. Aşacum s-a arătat anterior, în urma realizării unui astfel de proces se obţine ostructură alcătuită din martensită (tetragonală), numită şi martensită de călireşi o anumită cantitate de austenită reziduală. Această structură este metastabilă şitinde să se transforme, mai ales dacă temperatura creşte şi sunt activatefenomenele de difuzie a carboului. Operaţia de încălzire cu viteză mică sau deîncălzire şi menţinere la o temperatură ti < A1 a unei structuri de călire estedenumită revenire. Transformarea la revenire a structurilor de călire (alcătuite


242

din martensită tetragonală şi austenită reziduală) are următoarele etape:a) Intr-o primă etapă, când structura de călire este încălzită la ti = 80 ... 200 oC,

martensita tetragonală se transformă în martensită cubică, numită şi martensităde revenire, ca urmare a precipitării unor particule de carbură ε, sub formă delamele foarte fine (de dimensiuni submicroscopice), coerente cu structuracristalină a martensitei din care au provenit. Datorită precipitării carburilor,matensita de revenire prezintă un grad de tetragonalitate mai mic decât celcorespunzător martensitei de călire şi are un volum mai redus decât aceasta; caurmare, formarea martensitei de revenire este însoţită de micşorarea niveluluitensiunilor mecanice din structură şi de scăderea stabilităţii austenitei reziduale.

b) In a doua etapă, când temperaturile de încălzire ating valori ti = 200 ... 300 oC,austenita reziduală se transformă în martensită de revenire printr-un mecanismasemănător transformării bainitice (se produce mai întâi transformarea alotropicăFeγ ⇒ Feα, care determină transformarea austenitei în martensită tetragonală şiapoi are loc precipitarea prin difuzie a particulelor de carbură ε, care determinăscăderea gradului de tetragonalitate al martensitei). De asemenea, datorităintensificării procesele de difuzie, în această etapă se continuă precipitareacarburilor din martensită, starea şi proprietăţile acestora apropiindu-se de celecorespunzătoare carburilor stabile (cementitei).

c) In a treia etapă, la temperaturi ti = 300 ... 400 oC, au loc procesede reducere apreciabilă a nivelului tensiunilor mecanice din structură (procese dedetensionare a structurii), cu caracter similar celor care se produc în stadiul derestaurare a materialelor metalice ecruisate prin deformare plastică (v. scap. 3.5 A).

d) In etapa a patra, latemperaturi ti = 400 ... 650 oC < A1,particulele de carburi pierd coerenţa cureţeaua martensitei de revenire (care, înurma realizării etapelor anterioare, areo concentraţie de carbon scăzută,apropiată de cea corespunzătoareferitei) şi se separă sub formă departicule fine de cementită globulară.In urma desfăşurării acestor proceserezultă o structură alcătuită din

particule fine de cementită globulară, uniform distribuite într-o masă de ferită,structură numită sorbită de revenire (v. fig. 5.12); sorbita de revenire este o structurăconvenabilă pentru piesele din aliaje fier - carbon (mai ales pentru piesele din oţelurihipoeutectoide) supuse în exploatare la solicitări mecanice importante, deoarece asigurăaliajelor o combinaţie optimă a caracteristicilor de rezistenţă mecanică şi tenacitate.

Fig. 5.12. Sorbită de revenire


243

Cuvinte cheie

austenită reziduală, 236austenitizare, 227, 230bainită, 237bainită inferioară, 237bainită superioară, 237călire martensitică, 241colonie perlitică, 233cristal initial de austenită, 228cristal real de austenită, 228diagramă de transformare izotermă a austenitei(diagramă TTT), 238diagramă de transformare termocinetică aaustenitei, 240diagramă TTT la încălzire, 227ereditate granulară, 228indicele mărimii grăuntelui, 229

martensită de călire, 241maretensită de revenire, 242perlită lamelară, 233punct martensitic inferior, 236punct martensitic superior, 234revenire, 241sorbită, 233sorbită de revenire, 242temperatură de maxim cinetic, 239timp de incubaţie, 237transformare bainitică, 237transformare martensitică, 233transformare perlitică, 232troostită, 233viteză de răcire critică, 239

Bibliografie


2. Gâdea S., Petrescu M., Metalurgie fizică şi studiul metalelor, vol. II.,Editura Didactică şi Pedagogică, Bucureşti, 1981

3. Geru N., Metalurgie fizică, Editura Didactică şi Pedagogică, Bucureşti, 19824. Mantea St. ş.a., Metalurgie fizică, Editura Tehnică, Bucureşti, 19705. Novicov I.I. Theory of heat treatment of metals, Moscova, Mir, 19786. Popov A.A. şi Popova L.E., Izotermiceskie i termodinamoceskie diagramî

raspada pereohladjenovo austenita. Moscova, Metallurghia, 19657. Protopopescu H., Metalografie şi tratamente termice, Editura Didactică şi

Pedagogică, Bucuresti, 19838. Raşeev D., Bazele tehnologiei tratatamentelor termice, I.P.G. Ploiesti, 19779. Truşculescu M., Studiul metalelor, Editura Didactică şi Pedagogică,

Bucureşti, 197710. Zecheru Gh., Tehnologia materialelor, Partea I, I.P.G. Ploieşti, 198711. * * * Metals Handbook Ninth Edition, vol. 4, American Society for

Metals, Ohio, 1981


244


T.5.1. Care din următoarele etape se desfăşoară în cursul transformării laîncălzire a perlitei în austenită prin mecanismul cu difuzie: a) dizolvarea cementitei;b) dizolvarea feritei; c) formarea germenilor de fază γ; d) omogenizarea austenitei?

T.5.2. Care din următoarele afirmaţii privind transformarea la încălzire aperlitei în austenită sunt adevărate: a) procesele de transformare decurg cu vitezăcu atât mai mare şi se definitivează la temperaturi cu atât mai înalte, cu cât vitezade încălzire este mai mare; b) transformarea prin mecanismul fără difuzie seproduce dacă încălzirea se face foarte lent; c) cristalele iniţiale de austenită care seformează au dimensiunile mai mari decât ale cristalelor de perlită din care s-auformat; d) în cazul mecanismului cu difuzie, transformarea începe la depăşireatemperaturii A1, cu formarea unor germeni de austenită?

T.5.3. Tendinţa de creştere a dimensiunilor cristalelor de austenită laîncălzire este denumită: a) recristalizare primară; b) alotropie; c) ereditategranulară; d) macroscopie?

T.5.4. Care din următoarele particularităţi corespund transformării la răcirea austenitei prin mecanismul fără difuzie: a) transformarea este însoţită de omicşorare de volum: b) transformarea este de tip “civil”; c) transformarea nu seautofrânează; d) transformarea este ireversibilă?

T.5.5. Dacă austenita este subrăcită rapid la o temperatură ti < Ms, seproduce transformarea acesteia: a) prin mecanismul cu difuzie; b) în perlită; c) înmartensită; d) prin mecanismul fără difuzie?

T.5.6. Ce structură rezultă prin subrăcirea şi menţinerea austenitei la otemperatură ti, astfel încât Ms < ti < tMC; a) perlită lamelară, dacă ti este învecinătatea lui tMC; b) sorbită de revenire, dacă ti este în vecinătatea lui Ms;c) bainită superioară, dacă ti este în vecinătatea lui tMC; d) bainită superioară, dacăti este în vecinătatea lui Ms?

T.5.7. Care din următoarele definiţii date martensitei sunt corecte:a) martensita este o soluţie solidă de carbon în Feα; b) martensita este o soluţiesolidă de carbon în Feγ; c) martensita este o soluţie solidă suprasaturată de carbonîn Feα; d) martensita este o ferită suprasaturată în carbon ?

T.5.8. Care din următoarele proprietăţi corespund fazei obţinute printransformarea la răcire a austenitei prin mecanismul fără difuzie: a) este o fază custructura tip TFC; b) este o fază moale şi tenace; c) este o fază dură, a căreiduritate creşte odată cu creşterea concentraţiei sale de carbon; d) este o fază cuaspect metalografic platiform – acicular ?

T.5.9. Dacă austenita este subrăcită şi menţinută la o temperatură ti, astfel


245

încât tMC < ti < A1, se produce transformarea acesteia: a) prin mecanismul cudifuzie; b) în perlită; c) în martensită; d) în ledeburită ?

T.5.10. Care din următoarele etape se produc la revenirea structurilor decălire: a) transformarea austenitei reziduale în martensită de revenire;b) transformarea martensitei de călire în martensită cubică; c) detensionareastructurii; d) formarea unei structuri alcătuite din particule fine de cementităglobulară, uniform distribuite într-o masă de austenită ?

T.5.11. Transformarea la răcire a austenitei prin mecanismul cu difuzieeste denumită şi: a) transformare martensitică; b) transformare bainitică;c) transformare perlitică; d) transformare austenitică ?

T.5.12. Care din următoarele structuri pot rezulta în urma transformării larăcire a austenitei prin mecanismul cu difuzie: a) perlită lamelară; b) bainităsuperioară; c) sorbită; d) troostită ?

T.5.13. Din ce este alcătuită structura unui oţel hipoeutectoid cu%Cm = 0,3 %, răcit din domeniul austenitic, cu o viteză cu o viteză vr > vrc, pânăla ta: a) martensită şi austenită reziduală; b) martensită; c) bainită inferioară;d) sorbită şi troostită?

T.5.14. Din ce este alcătuită structura unui oţel hipereutectoid cu%Cm = 0,9 %, răcit din domeniul austenitic, cu o viteză cu o viteză vr > vrc, pânăla ta: a) martensită şi austenită reziduală; b) martensită; c) bainită inferioară;d) sorbită şi ledeburită transformată?

T.5.15. Desfăşurarea căreia din următoarele etape ale transformării larevenire a structurilor de călire determină creşteri ale volumului pieselor din oţel:a) etapa transformării martensitei tetragonale în martensită de revenire; b) etapatransformării austenitei reziduale în martensită de revenire; c) etapa proceselor dereducere a nivelului tensiunilor mecanice din structură; d) etapa formării sorbiteide revenire ?

T.5.16. Care din următoarele etape se produc la austenitizarea (încălzirea îndomeniul austenitei) unei fonte cenuşii feritice: a) transformarea feritei în austenită;b) transformarea perlitei în austenită; c) îmbogăţirea în carbon a autenitei până laconcentraţia de saturaţie; d) transformarea grafitului lamelar în cementită ?

T.5.17. Care din următoarele transformări se produc la răcirea cu o vitezăfoarte mică a unui oţel hipoeutectoid încălzit în domeniul austenitic: a) formareaferitei preeutectoide; b) transformarea austenitei în perlită; c) transformareaaustenitei prin mecanismul cu difuzie; d) transformarea austenitei în martensită ?

T.5.18. Care din următoarele transformări se produc la răcirea cu o vitezăfoarte mică a unui oţel hipereutectoid încălzit în domeniul austenitic: a) formareaferitei preeutectoide; b) transformarea austenitei în perlită; c) transformareaaustenitei prin mecanismul cu difuzie; d) transformarea austenitei în martensită ?


246

T.5.19. Care din următoarele oţeluri va avea o duritate mai mare dupăcălirea martensitică: a) oţelul carbon cu %Cm = 0,3 %; b) oţelul carbon cu%Cm = 0,77 %; c) oţelul carbon cu %Cm = 0,9 %; d) oţelul carbon cu %Cm = 1 %?

T.5.20. Care din următoarele oţeluri are granulaţia mai fină: a) oţelul cuindicele convenţional al mărimii grăuntelui G = 6; b) oţelul la care numărul decristale pe mm2, determinat pe probe metalografice, a fost m = 27; c) oţelul lacare numărul de cristale pe mm2, determinat pe o probă metalografică, a fost m= 29; d) oţelul cu indicele convenţional al mărimii grăuntelui G = 9?

Aplicaţii A.5.1. Curbele caracteristice ale diagramei transformării la încălzire aperlitei în austenită la oţelul carbon eutectoid corespund unor hiperbole, avândexpresiile analitice (t – A1)τ = kh, în care, dacă temperaturile t se dau în oC, iarduratele τ se dau în minute, kh = 73 pentru curba corespunzătoare finalizării etapeide dizolvare a feritei, kh = 146 pentru curba corespunzătoare finalizării etapei dedizolvare a cementitei şi kh = 219 pentru curba corespunzătoare finalizării etapeide omogenizare a austenitei. Să se construiască diagrama TTT la încălzire pentruacest oţel, să se traseze pe această diagramă curbele de încălzire a oţelului, de lat0 = A1 = 727 oC, cu vitezele vi1 = 1 oC/min şi vi2 = 10 oC/min şi să se precizezecare sunt cuplurile de valori (t, τ) la care se finalizează procesele corespunzătoareetapelor transformării perlitei în austenită la încălzirea oţelului carbon eutectoiddupă aceste curbe.

RezolvareUtilizând ecuaţia hiperbolelor care descriu analitic curbele carecteristice

ale diagramei transformării la încălzire a perlitei în austenită la oţelul carboneutectoid, se obţin coordonatele seriilor de puncte, aparţinând acestor curbe,redate în tabelul 5.1, cu ajutorul cărora s-au trasat curbele b, c, d (avândsemnificaţiile precizate în scap. 5.1.1) ale diagramei prezentate în figura 5.13.

Tabelul 5.1. Coordonatele unor puncte aparţinând curbelor caracteristice ale diagramei TTT la încălzire pentru oţelul eutectoid

Temperatura t, oC 730 740 750 760 770 780 790 800Durata τ, min, pe curba b,

corespunzătoare finalizării etapeide dizolvare a feritei

24,3 5,61 3,17 2,21 1,70 1,38 1,16 1,00

Durata τ, min, pe curba c, corespunzătoare finalizării etapei

de dizolvare a cementitei48,7 11,2 6,35 4,42 3,40 2,75 2,32 2,00

Durata τ, min, pe curba d, corespunzătoare finalizării etapei

de omogenizare a austenitei73,0 16,8 9,52 6,64 5,09 4,13 3,48 3,00


247

Fig. 5.13. Diagrama transformării la încălzire a perlitei în austenită la oţelul carbon eutectoidSe consideră intervalul de temperaturi (t0 = A1 = 727 oC; tn = 800 oC) şi o

diviziune a cestuia, aleasă convenabil, cu bornele t0, t1, t2, … , tj, … tn-1, tn; pentrufiecare din vitezele de încălzire vi, precizate în enunţul aplicaţiei, se calculeazăduratele necesare încălzirii oţelului, de la t0, la fiecare din bornele tj, cu relaţia:

i

jj v

At 1−=τ , j = 0 … n, (5.8)

rezultatele astfel obţinute fiind redate în tabelul 5.2. Punctele cu coordonatele(τj; tj), corespunzătoare fiecărei viteze de încălzire vi, definesc cele două curbe deîncălzire a oţelului, de la t0 la tn, reprezentate pe diagrama TTT din figura 5.13.

Tabelul 5.2. Coordonatele punctelor care definesc curbele de încălzirepeste A1 a oţelului eutectoid

tj, oC 727 730 740 750 760 770 780 790 800τj, min, la încălzirea cu viteza

vi1 = 1 oC/min 0 3 13 23 33 43 53 63 73

τj, min, la încălzirea cu vitezavi2 = 10 oC/min 0 0,3 1,3 2,3 3,3 4,3 5,3 6,3 7,3

Cuplurile de valori (t, τ), la care se finalizează procesele etapelortransformării perlitei în austenită la încălzirea oţelului carbon eutectoid dupăcurbele de încălzire cu vitezele vi1 = 1 oC/min şi vi2 = 10 oC/min, corespundcoordonatelor punctelor de intersecţie dintre curbele caracteristice ale diagrameiTTT şi cele două curbe de încălzire, redate în tabelul 5.3.

Rezultatele prezentate în tabelul 5.3 confirmă precizările făcute înscap.5.1.1, evidenţiind clar că procesele care au loc la austenitizarea oţeluluieutectoid decurg cu viteză cu atât mai mare şi se desăvârşesc la temperaturi cu atâtmai înalte, cu cât viteza de încălzire a acestui oţel este mai mare.


248

Tabelul 5.3. Temperaturile şi duratele proceselor de transformare a perlitei în austenităla încălzirea oţelului eutectoid cu vitezele vi1 = 1 oC/min şi vi2 = 10 oC/min

Viteza deîncălzire vi,

oC/min

Etapa transformăriiperlitei în austenită

Temperaturafinalizării proceselorde transformare t, oC

Durata finalizăriiproceselor de

transformare τ, min

Dizolvarea feritei 736 8,54

Dizolvarea cementitei 739 12,1vi1 = 1

Omogenizarea austenitei 742 14,8

Dizolvarea feritei 754 2,70

Dizolvarea cementitei 765 3,82vi2 = 10

Omogenizarea austenitei 772 4,68

A.5.2. Un eşantion metalografic prelevat dintr-un semifabricat din oţelcarbon hipoeutectoid a fost pregătit în vederea punerii în evidenţă a mărimiigranulaţiei, folosind metoda oxidării controlate (metoda Kohn), recomandatăîn SR ISO 643 şi a relevat la examinarea pe microscopul metalografic, lamărirea liniară g = 400, imaginea prezentată în fgura 5.14. Folosind imaginiletip (imaginile etalon) din SR ISO 643, să se stabilească, pentru oţelul din cares-a extras eşantionul, indicele convenţional al mărimii grăuntelui G.

RezolvareDin analiza conţinutului

standardului SR ISO 643 rezultă căpregătirea eşantionului metalograficprin metoda Kohn, în scopul puneriiîn evidenţă a mărimii granulaţieisemifabricatului din oţel din care afost extras, a constat în:

• prelucrarea şi şlefuireafină a unei suprafeţe plane aeşantionului;

• introducerea eşantionuluiîntr-un tub de laborator etanş, în carese realizează un vacuum de 1 Pa sau

se introduce un gaz inert (argon) şi încălzirea acestuia (într-un cuptor) latemperatura ti la care se doreşte determinarea dimensiunilor cristalelor reale deaustenită (de obicei, ti = 925 … 950 oC);

Fig. 5.14. Structura unui eşantion din oţel pregătitpentru evidenţierea mărimii granulaţiei


249

• menţinerea eşantionului la ti o durată suficientă pentru definitivareaproceselor de austenitizare a structurii (de obicei, 5 … 10 min), urmată de oxidareacontrolată a suprafeţei şlefuite a acestuia, prin introducerea de aer, timp de 10 … 15 s,în tubul de laborator în care este amplasat şi de răcirea în apă a eşantionului până la ta;

• tratarea (atacarea) suprafeţei şlefuite cu un reactiv metalografic (de obicei,reactivul Vilella, care este o soluţie de acid picric şi acid clorhidric în alcool etilic);

Examinarea la microscopul metalografic a eşantionului astfel pregătitrelevă o imagine de tipul celei prezentate în figura 5.14, pe care o reţea de oxiziconturează cristalele care alcătuiesc structura la ta, având dimensiunileaproximativ egale cu ale cristalelor reale de austenită din care s-au format. In modobişnuit, examinarea la microscopul metalografic se face la mărirea liniară de 100,imaginea observată se compară cu imaginile tip prezentate în figura 5.15 şi sestabileşte indicele convenţional al mărimii grăuntelui G (indicele înscris subimaginea tip care corespunde unei structuri cu cristalele de dimensiuniasemănătoare cristalelor existente pe imaginea microscopică a structuriieşantionului examinat); în această situaţie, structua eşantionului examinat arem = 2G+3 grăunţi/mm2 şi, ca urmare, suprafaţa medie a unui cristal (grăunte

cristalin) este 32

1+= Ga . Dacă, pentru a îmbunătăţii precizia evaluărilor,

eşantionul este examinat la o mărire liniară g ≠ 100, dimensiunile cristalelor carese observă pe imaginea microscopică sunt multiplicate (faţă de dimensiunile

corespunzătoare examinării la mărirea de 100) cu coeficientul 100

g , iar suprafeţele

acestor cristale sunt modificate cu un coeficient de multiplicare 2)(100

g ; în aceste

circumstanţe, dacă se atribuie mărimii granulaţiei structurii eşantionului indicele

Gg, rezultă 32 2)(100

+= gGgm grăunţi/mm2 şi, ca urmare, suprafaţa medie a unui

cristal (grăunte cristalin) este 332

2

1

2

1100)( ++ == GgGga . In acest fel se obţine

următoarea relaţie de determinare a indicelui G, corespunzător examinării lamărirea liniară 100, când se cunoaşte valoarea indicelui Gg, corespunzătorexaminării eşantionului la o mărire liniară g ≠ 100:

1002log2 ggGG += . (5.9)

Utilizând principiile prezentate anterior în contextul datelor din enunţul

aplicaţiei, rezultă: g = 400, G400 = 6 şi 10log26100400

2 =+=G .


250

G =1 G = 2

G = 3 G = 4

G = 5 G = 6

G = 7 G = 8

Fig. 5.15. Imaginile tip pentru determinarea mărimii granulaţiei oţelurilor

A.5.3. In figura 5.11 este reprezentată diagrama de transformaretermocinetică a austenitei unui oţel carbon hipoeutectoid cu concentraţia masicăde carbon %Cm = 0,45 % şi punctele critice de transformare A1 = 727 oC şiA3 = 785 oC. Să se stabilească vitezele de răcire a oţelului din domeniul austeniticcorespunzătoare curbelor de răcire reprezentate în diagramă, structurile şi


251

durităţile care se obtin prin răcirea oţelului după aceste curbe.RezolvareConsiderând că fiecare curbă de răcire corespunde unei viteze de răcire

vrj = ct., j = 1 … n (n = 8), se aleg pe fiecare curbă câte două puncte, se determinăcoordonatele acestora (τ1j; t1j) şi (τ2j; t2j) şi se calculează viteza medie de răcirecorespunzătoare fiecărei curbe, folosind relaţia:

njvjj

jjrj

tt...1,

21

21 =−−

−=ττ

; (5.10)

rezultatele care se obţin utilizând această procedură sunt prezentate în tabelul 5.4.Tabelul 5.4. Structurile şi durităţile obţinute la răcirea cu diferite viteze

a austenitei unui oţel carbon cu %Cm = 0,45 %Coordonatele punctelor

de pe curba de răcireCurbade

răcire τ1j,s

t1j,oC

τ2j, s

t2j,oC

vrj,oC/s Structura la ta HV

1 102 785 104 672 0,01 35 % α; 65 % P 195

2 102 752 103 476 0,31 25 % α; 75 % P 217

3 10 763 2⋅102 436 1,72 10 % α; 90 % P 237

4 7 725 102 430 3,17 4 % α; 96 % P 264

5 1 780 20 400 20,0 3 % α; 36 % P; 40 % B; 21 % M 363

6 1 730 10 418 34,7 1 % α; 10 % P; 20 % B; 69 % M 515

7 1 700 5 300 100 2 % B; 98 % M 698

8 1 642 3 300 171 100 % M 701

Structurile şi durităţile care se obţin la răcirea austenitei cu vitezelecorespunzătoare fiecărei curbe de răcire sunt redate, de asemenea, în tabelul 5.4;deoarece curba de răcire 8 este tangentă la linia de început al transformăriiaustenitei, viteza de răcire corespunzătoare acesteia este chiar viteza de răcirecritică a oţelului având diagrama de transformare termocinetică a austeniteiprezentată în figura 5.11 (vrc = vr8 = 171 oC/s).

A.5.4. In figura 5.11 este reprezentată diagrama de transformaretermocinetică a austenitei unui oţel carbon hipoeutectoid cu concentraţia masicăde carbon %Cm = 0,45 % şi punctele critice de transformare în stare solidăA1 = 727 oC şi A3 = 785 oC. Să se reprezinte pe această diagramă curbelecorespunzătoare răcirii oţelului, de la t = 800 oC până la ta = 20 oC, cu vitezele de


252

răcire constante vr1 = 20o C/s şi vr2 = 100o C/s şi să se precizeze structurile care rezultă.RezolvareSe consideră intervalul de temperaturi (ta = 20 oC, t = 800 oC) şi o diviziune

a acestuia, aleasă convenabil, cu bornele ta = t0, t1, t2, … , tj, … tn-1, tn = t.Considerând fiecare viteză de răcire vr, se calculează duratele necesare răciriioţelului de la la t = 800 oC la fiecare din bornele tj, j = 0 …n, cu

relaţia:r

jj v

tt −=τ ; pentru fiecare vr considerat, punctele de coordonate (τj, tj),

definesc curba de răcire.Pentru datele din enunţul aplicaţiei, rezultatele calculelor sunt redate în

tabelul 5.5, iar curbele de răcire sunt reprezentate în figura 5.16.Tabelul 5.5. Coordonatele punctelor de pe curbele de răcire a oţelului

cu vitezele vr1 = 20o C/s şi vr2 = 100o C/svr1 = 20 oC/s

tj, oC 800 700 600 500 400 300 200 100 20τj, s 0 5 10 15 20 25 30 35 39

vr2 = 100 oC/stj, oC 800 700 600 500 400 300 200 100 20τj, s 0 1,0 2,0 3,0 4,0 5,0 6,0 7,0 7,8

Fig. 5.16. Curbele de răcire a oţelului, de la t = 800 oC, cu vitezelevr1 = 20o C/s şi vr2 = 100o C/s, cu axa timpului reprezentată la scară:

a) liniară; b) logaritmică


253

Curbele de răcire din figura 5.16 b, construite considerând axaabsciselor la scară logaritmică, se pot transpune cu uşurinţă pe diagrama dinfigura 5.11; se constată astfel că răcirea cu vr1 = 20 oC/s corespunde curbei 5trasate în diagrama din figura 5.11 şi determină realizarea unei structuri cu3 % ferită, 36 % perlită sorbitică, 40 % bainită şi 21 % martensită şi duritateade 363 HV, iar răcirea cu vr2 = 100 oC/s corespunde curbei 7 trasate îndiagrama din figura 5.11 şi conduce la obţinerea unei structuri cu 2 % bainităşi 97 % martensită, având duritatea de 698 HV.

A.5.5. In figura 5.17 sunt reprezentate curbele de variaţie în funcţie detemperatură a vitezei de răcire omogenă a pieselor de dimensiuni reduse (din oţelurisau fonte) în ulei mineral la 40 oC şi în apă la 20 oC. Să se construiască curbele derăcire în aceste medii a eşantioanelor metalografice din oţel şi să se utilizeze acestecurbe pentru a stabili ce structuri rezultă la răcirea în aceste medii a probelormetalografice din oţel carbon cu %Cm =0,45 %, austenitizate la t = 800 oC.

Fig. 5.17. Curbele de variaţie în funcţie de temperatură a vitezei de răcire a pieselor de dimensiunireduse (din oţeluri sau fonte) în ulei mineral la 40 oC şi în apă la 20 oC

RezolvareSe consideră intervalul de temperaturi (ta = 20 oC, t = 800 oC) şi o diviziune

a acestuia, aleasă convenabil, cu bornele ta = t0, t1, t2, … , tj, … tn-1, tn = t. Pentrufiecare din mediile de răcire analizate se determină, pe curba din figura 5.17,vitezele de răcire vrj, corespunzătoare bornelor tj, j = 1 … n şi se calculează apoiduratele τj, în care se realizează răcirea de la tn la tj a pieselor de dimensiuni reduse,folosind relaţia:

∑=

+ −=

n

jj rj

jjj v

tt 1τ . (5.11)

Punctele de coordonate (τj; tj), j = 1 … n, descriu curba de răcire în mediulconsiderat.


254

Evident, procedura descrisă anterior dă rezultate convenabile, dacădistanţele dintre bornele diviziunii considerate pe intervalul (ta; tn), ∆j = tj+1 – tj,sunt suficien de mici: în aceste circumstanţe, pentru a efectua calculele necesaretrasaării curbelor de răcire trebuie să se utilizeze calculatorul automat şi un produsinformatic adecvat. De exemplu, considerând ∆j = 20 oC şi utilizând produsulEXCEL s-au obţinut rezultatele care au permis construirea curbelor de răcire, apieselor mici din oţeluri sau fonte, în mediile precizate în enunţul aplicaţiei,reprezentate în figura 5.18.

Fig. 5.18. Curbele de răcire omogenă a pieselor din oţeluri sau fonteîn ulei mineral la 40 oC şi în apă la 20 oC

Fig. 5.19. Diagrama de stabilire a structurilor care rezultă la răcirea în ulei mineral la 40 oC şi în apă la 20 oC a eşantioanlor metalografice din oţel carbon cu %Cm = 0,45 %


255

Aşa cum se observă în figura 5.19, transpunerea curbelor de răcire pediagrama TTT din figura 5.11 (corespunzătoare oţelului carbon cu %Cm = 0,45 %)arată că răcirea, de la t = 800 oC, în ulei mineral determină o structură aeşantioanelor metalografice (confecţionate din oţel carbon cu %Cm = 0,45 %)alcătuită din bainită şi martensită, iar răcirea în apă conduce la o structură aeşantioanelor alcătuită din martensită şi austenită reziduală.

A.5.6. Dintr-un semifabricat realizat din oţel carbon hipoeutectoid cu%Cm = 0,45 % se extrag trei eşantioane metalografice, care se aduc la structuraaustenitică prin încălzire la ti = 800 oC şi se răcesc apoi cu vitezelecorespunzătoare curbelor 1, 2, 3, trasate pe diagrama din figura 5.11. Să sestabilească concentraţia masică de carbon şi conţinuturile procentuale de faze înperlita rezultată prin răcire în structura fiecărui eşantion.

RezolvareUtilizând diagrama structurală de constituenţi a aliajelor sistemului Fe – Fe3C,

expusă în figura 4.9 b, rezultă că structura de echilibru a oţelului carbon cu%Cm = 0,45 % are în alcătuire, la t = A1 – ∆t, următoarele conţinuturi procentuale de

constituenţi: 3,57100)(%02,077,002,045,0 ==

−−

echP % şi (%α)ech = 42,7 %. Aşa cum se

observă examinând figura 5.11, eşantionul răcit după curba 1 are în structură

1)(% rvP = 65 % şi 1)(% rvα = 35 %, eşantionul răcit după curba 2 are în structură

2)(% rvP = 75 % şi 2)(% rvα = 25 %, iar eşantionul răcit după curba 3 are înstructură 3)(% rvP = 90 % şi 3)(% rvα = 10 %, conţinuturile procentuale deconstituenţi din structura eşantioanelor fiind diferite de cele corespunzătoarestructurii de echilibru a oţelului din care sunt confecţionate.

Aplicând noţiunile şi metodele de calcul prezentate în cap. 4, rezultă căpentru determinarea concentraţiei masice de carbon a perlitei din structurileprecizate anterior se poate utiliza relaţia:

P

CC mmPmC

%%%(%100 )()

)(% αα−= , (5.12)

iar pentru a stabili conţinuturile procentuale de faze în perlita acestor structuri sepot folosi relaţiile:

α

α)()(

])()[()(%

%%

%%100

3

3

mCFem

PmCFemP CC

CC

−−

= ; (%Fe3C)P = 100 – (%α)P , (5.13)

în care, %Cm este concentraţia masică de carbon a oţelului din care esteconfecţionat eşantionul analizat, %P – conţinutul procentual de perlită dinstructura eşantionului, (%Cm)P concentraţia masică de carbon a perlitei din


256

structura eşantionului, iar (%Cm)α, şi CFemC 3)(% - concentraţiile masice de

carbon ale feritei ( (%Cm)α = 0,02 %) şi cementitei ( 67,6)(% 3 =CFemC %).Folosirea acestor relaţii în condiţiile precizate în enunţul aplicaţiei conduce larezultatele prezentate în tabelul 5.6.

Tabelul 5.6. Concentraţiile masice de carbon şi conţinuturile procentuale de faze în perlitarezultată prin răcirea cu diferite viteze, de la ti = 800 oC a oţelului cu %Cm = 0,45 %

Structura (%Cm)P (%α)P (%Fe3C)P

De echilibru 0,77 88,7 11,3

Obţinută prin răcireadupă curba 1 0,68 90,1 9,9



Analizând rezultatele obţinute prin rezolvarea acestei aplicaţii, se poatetrage concluzia că, la răcirea din domeniul austenitic a oţelurilor hipoeutectoide,cu viteze care permit desfăşurarea transformării cu difuzie a austenitei, creştereavitezei de răcire determină micşorarea conţinutului procentual de ferităpreeutectoidă (care se separă înainte de transformarea austenitei în structuriperlitice), scăderea concentraţiei masice de carbon a perlitei formate şi creştereaconţinutului procentual de ferită din aceasta. Observaţie

Dacă se face o analiză similară în cazul oţelurilor hipereutectoide, varezulta că, la răcirea din domeniul austenitic a acestor oţeluri, cu viteze carepermit desfăşurarea transformării cu difuzie a austenitei, creşterea vitezei de răciredetermină micşorarea conţinutului procentual de cementită secundară care sesepară înainte de transformarea austenitei în structuri perlitice, creştereaconcentraţiei masice de carbon a perlitei formate şi micşorarea conţinutuluiprocentual de ferită (creştrea conţinutului procentual de cementită) din aceasta.

Capitolul 6 Tratamentele termice la oţeluri şi fonte

257

Capitolul 6

TRATAMENTELE TERMICELA OŢELURI ŞI FONTE

6.1. Introducere

Tratamentele termice (TT) sunt succesiuni de operaţii tehnologice carese aplică pieselor metalice şi care constau în încălzirea acestora la anumitetemperaturi, menţinerea lor la aceste temperaturi şi răcirea în condiţii binedeterminate, în scopul aducerii materialului metalic din care sunt confecţionate lastarea structurală corespunzătoare asigurării proprietăţilor fizice, mecanice sautehnologice impuse de domeniul şi condiţiile de utilizare ale acestor piese.

Modul în care trebuie conduseoperaţiile corespunzătoare aplicăriiunui tratament termic se descrie deobicei într-o diagramă, având înabscisă timpul şi în ordonatătemperatura, în care se indică valoriletuturor parametrilor de regim care secontrolează. În figura 6.1 se prezintădiagrama unui tratament termicsimplu şi parametrii de regim aiacestuia: temperatura la care seface încălzirea ti, timpul necesarîncălzirii la ti a pieselor supuse

tratamentului ττττi (cunoscând valorile parametrilor ti şi τi se poate stabili o valoare

medie a vitezei de încălzire i

ii

tv

τ= ), timpul (durata) de menţinere la ti a

Fig. 6.1. Diagrama unui tratament termic simplu


258

pieselor supuse tratamentului ττττm şi viteza de răcire a pieselor dupămenţinerea la ti vr (sau mediul în care se face răcirea pieselor dupămenţinerea la ti).

In funcţie de tipul şi natura transformărilor structurale pe care le produc înmaterialele metalice din care sunt confecţionate piesele, tratamentele termice sepot clasifica în următoarele categorii:

* Recoacerea fără schimbare de fază; este tratamentul temic prin carematerialul metalic al pieselor tratate, aflat într-o stare structurală nestabilă,produsă de diferitele prelucrări la care a fost supus anterior, este adus într-ostare stabilă, fără realizarea în acest scop a vreunei transformări de fază;

* Recoacerea cu schimbare de fază; este tratamentul termic ce constădin încălzirea materialului pieselor tratate deasupra unuia din punctele sale(critice) de transformare în stare solidă şi răcirea ulterioară cu viteză suficient demică, pentru atingerea unei stări structurale de echilibru;

* Călirea; este tratamentul termic ce constă din încălzirea materialuluipieselor tratate desupra unuia din punctele sale (critice) de transformare în staresolidă sau deasupra temperaturii la care se produce dizolvarea în matriceastructurală de bază a fazelor secundare şi răcirea ulterioară rapidă (cu vitezăsuficient de mare), pentru obţinerea unei stări structurale în afară de echilibru;

* Revenirea; este tratamentul termic ce constă din încălzirea materialuluipieselor călite la o temperatură inferioară punctului său (critic) minim detransformare în stare solidă sau temperaturii la care se produce dizolvarea înmatricea structurală de bază a fazelor secundare şi răcirea ulterioară cu o vitezăconvenabilă pentru obţinerea unei stări structurale mai apropiate de echilibru;

* Tratamentul termochimic; este tratamentul termic ce se efectueazăîntr-un mediu activ din punct de vedere chimic şi care are ca rezultat modificareacompoziţiei chimice, structurii şi proprietăţilor straturilor superficiale alepieselor metalice tratate.

În acest capitol se prezintă informaţiile de bază privind tipurile detratamente termice care se pot aplica la piesele din oţeluri şi fonte, fiecare tip fiindîncadrat (pentru sistematizarea expunerii) în una din categoriile generale declasificare a tratamentelor termice precizate şi definite mai sus.

6.2. Recoacerile fără schimbare de fază

Principalele tipuri de recoaceri fără schimbare de fază care se pot aplica lapiesele din oţeluri şi fonte sunt: recoacerea de omogenizare; recoacerea derecristalizare fără schimbare de fază (nefazică) şi recoacerea de detensionare.


259

6.2.1. Tratamentul termic de recoacere de omogenizare

Tratamentul termic de recoacerea de omogenizare (RO) se aplică lalingourile şi piesele (cu mase mari, pereţi groşi şi configuraţie complicată)realizate prin turnare din oţeluri, în scopul diminuării neomogenităţilor chimiceale structurilor dendritice primare ale acestora (v. scap. 2.5.2).

Regimul tehnologic de realizare a acestui tratament se caracterizează prinurmătoarele valori ale parametrilor de regim: ti = 950…1150 oC, vi = 30…50 oC/oră,τm = 20…100 ore (la lingouri) sau τm = 5…40 ore (la piesele turnate) şivr = 30…50 oC/oră (răcire lentă, odată cu cuptorul). Etapa principală a acestuiTT, în care se elimină prin difuzie neomogenităţile chimice ale structurilordendritice primare de turnare, este etapa de menţinere la ti. Din acest motiv,acestă etapă trebuie realizată la temperaturi ti cât mai ridicate, creştereatemperaturii influenţând cel mai puternic intensitatea proceselor de difuzie(v. scap. 1.7). Totuşi, în practică nu se adoptă valori ale ti mai mari decât celeindicate anterior, deoarece la temperaturi mai ridicate se produc, în straturilesuperficiale ale pieselor supuse tratamentului, fenomene nedorite de decarburare(sărăcire în carbon) şi ardere (oxidare intercristalină), datorită interacţiuniichimice a oţelului cu atmosfera cuptorului în care se face tratamentul termic.

Omogenizarea chimică a structurilor dendritice primare produsă de ROdetermină sporirea caracteristicilor de plasticitate şi tenacitate ale lingourilor şipieselor turnate din oţeluri (cresc, de exemplu, valorile caracteristicilor A, Z, KUsau KV şi scad valorile ttr). Aceste efecte favorabile pot fi diminuate (estompate)de realizarea în timpul TT a unor procese secundare, cel mai important dintreacestea fiind creşterea granulaţiei datorită menţinerii îndelungate a lingourilorsau pieselor turnate la temperaturi ridicate. Influenţele negative ale desfăşurăriiunor astfel de procese secundare se pot elimina, dacă, după RO, se aplicălingourilor sau pieselor turnate un TT care determină finisarea granulaţieistructurii oţelurilor din care sunt confecţionate (v. scap. 6.3).

6.2.2. Tratamentul termic de recoacere de recristalizarefără schimbare de fază

Tratamentul termic de recoacerea de recristalizare fără schimbare de fază(RRN) se aplică pieselor (semifabricate sau produse finite) confecţionate din oţeluriprin deformare plastică la rece şi are ca scop principal restabilirea (refacerea)proprietăţilor de plasticitatea ale acestora (diminuarea sau eliminarea efectelorecruisării produse de prelucrarea oţelurilor prin deformare plastică la rece).


260

Parametrii de regim ai RRN se stabilesc astfel încât în timpul etapelor deîncălzire şi menţinere ale acestui TT să se producă procesele (v. scap. 3.5) derestaurare şi recristalizare primară (prin care se formează - în locul structuriifibroase rezultate după prelucrarea oţelurilor prin deformare plastică la rece – ostructură nouă, cu cristale poliedrice şi caracteristici de plasticitate ridicate) şi să nuse desfăşoare procesele de creştere a granulaţiei şi recristalizare secundară (careau influenţe defavorabile asupra caracteristicilor de plasticitate ale pieselor tratate).

La stabilirea parametrilor de regim ai RRN şi a prescripţiilor privindrealizarea acestui TT trebuie luate în considerare următoarele aspecte:

* temperatura de încălzire se adoptă utilizând criteriul ti > trp, trp fiindtemperatura de recristalizare primară a oţelului din care sunt confecţionate pieselesupuse TT (conform datelor prezentate în scap 3.5, Trp ≅ 0,4⋅Ts, Trp = trp + 273 şiTs = ts + 273 fiind temperaturile absolute de recristalizare primară, respectiv desolidificare - topire ale materialului pieselor supuse TT); dacă materialul pieselorsupuse RRN prezintă transformări de fază în stare solidă se impune suplimentarcondiţia ca ti să fie inferioară punctului (critic) minim de transformare în staresolidă al materialului, în cazul pieselor din oţeluri rezultând prescripţia ti < A1;

* la alegerea valorilor parametrilor de regim ai RRN trebuie să se ţinăseama şi de faptul că dimensiunea cristalelor poliedrice obţinute prinrecristalizarea primară a materialului pieselor ecruisate prin deformare plastică larece depinde atât de temperatura de încălzire ti, aşa cum se arată în figura 6.2, câtşi de durata menţinerii la această temperatură τm; de asemenea, trebuie să se ţinăseama că gradul de deformare plastică la rece al materialului pieselor supuse TTinfluenţează mărimea granulaţiei structurii ce se obţine după recristalizareaprimară şi nivelul caracteristicilor de plasticitate şi tenacitate ale pieselor tratate şi,ca urmare, trebuie evitată deformarea plastică la rece cu realizarea gradului criticde deformare al materialului pieselor, care conduce la o structură de recristalizareprimară cu cristale poliedrice de dimensiuni mexime şi cu valori minime alecaracteristicilor de plasticitate şi tenacitate (v. scap. 3.5);

de – dimensiunea cristalelor dupăecruisarea prin deformare plastică la rece;

df - dimensiunea cristalelor poliedriceobţinute după RRN la ti ( trp < ti < A1).

df’ – dimensiunea cristalelorobţinute după RRN la ti’ > trp; t’i < ti

Fig.6.2. Modificarea dimensiunilor grăunţilor cristalini la aplicarea recoacerii de recristalizare fără schimbare de fază


261

* dacă granulaţia structurii realizate prin RRN la o temperatură deîncălzire ti este prea grosolană şi nu asigură valorile dorite ale caracteristicilor deplasticitate, repetarea TT la o temperatură t’i < ti nu aduce nici o ameliorare acalităţii pieselor; soluţia în acest caz o constituie reecruisarea materialului pieselorprin deformare plastică la rece, urmată de RRN la t’i < ti, caz în care va rezulta ostructură de recristalizare primară cu granulaţie mai fină (v. fig. 6.2) şi cucaracteristici de plasticitate şi tenacitate îmbunătăţite considerabil.

Ţinând seama de toate aspectele anterior prezentate, au rezultat următoareleprescripţii pentru regimul RRN ce se aplică la semifabricatele din oţeluri ecruisate prindeformare plastică la rece: ti = 650…700 oC, τi + τm = 1…4 ore şi răcirea în aer liniştit.

6.2.3. Tratamentul termic de recoacere de detensionare

Tratamentul termic de recoacere de detensionare (RD) se aplică pieselordin oţeluri sau fonte şi are ca scop redistribuirea şi diminurea intensităţiitensiunilor mecanice reziduale de speţa I (numite şi tensiuni rezidualemacroscopice sau macrotensiuni reziduale) existente în acestea.

Tensiunile reziduale de speţa I sunt produse în piesele confecţionate dinoţeluri sau fonte de modificările neegale (în timp şi în spaţiu) ale dimensiuniloracestor piese, ca urmare a încălzirii sau răcirii lor neuniforme sau locale, adeformării plastice, a producerii nesimultane a unor transformări de fază în masaacestora etc., ce se realizează în cursul diverselor operaţii tehnologice deprelucrare la care sunt supuse (turnare, forjare, matriţare, sudare, aşchiere,tratamente termice etc.).

Tensiunile reziduale din piesele metalice sunt echilibrate, evidenţiereaprezenţei acestora fiind posibilă numai prin stricarea echilibrului acestora, deexemplu, prin secţionarea sau găurirea pieselor.Redistribuirea şi diminuarea intensităţii acestor tensiuni prin aplicarea RD esteimpusă de faptul că, în timpul utilizării pieselor, tensiunile reziduale se potcumula nefavorabil cu tensiunile mecanice produse de solicitările de exploatare şipot să fie cauza apariţiei unor fenomene nedorite de degradare a acestora prindeformare excesivă, fisurare sau rupere.

Încălzirea pieselor din oţeluri sau fonte poate produce detensionareaacestora pe baza desfăşurării unor procese de deformare plastică locală, carepresupun consumarea unei cantităţi importante din energia asociată câmpului detensiuni reziduale existent în materialul acestor piese. Există două mecanisme derealizare a proceselor de deformare plastică locală prin care se producedetensionarea pieselor încălzite la o temperatură ti şi menţinute o durată τm laaceastă temperatură:

* mecanismul deformării plastice propriu-zise, care funcţionează atunci


262

când, la temperatura ti, nivelul limitei de curgere a materialului pieslor, itpR este

inferior intensităţii tensiunilor reziduale existente în structură σrez;* mecanismul deformării prin difuzie-fluaj, care funcţionează întotdeauna la

detensionarea termică a pieselor, dar are o contribuţie substanţială la relaxareatensiunilor reziduale în special când, la temperatura de încălzire ti, σrez < it

pR .La detensionarea prin primul mecanism, consumarea energiei câmpului detensiuni reziduale prin realizarea proceselor de deformare plastică locală amaterialului pieselor determină reducerea intensităţii tensiunilor reziduale lanivelul it

pR , aşa cum arată schema din figura 6.3. Eficienţa detensionării, exprimată

prin gradul de relaxare a tensiunilor reziduale 100rez

rdrezGRσ

σσ −= (în %), în care σrd

reprezintă intensitatea tensiunilor reziduale după detensionare, este în acest cazdependentă direct de valoarea temperaturii ti şi este influenţată în mică măsură dedurata τm.

În cazul în care se doreşte detensionarea pieselor din oţeluri sau fonte înconformitate cu acest mecanism, parametrii de regim ai RD se adoptă pe bazaurmătoarelor precsripţii: ti = 500 …650 oC, vi = 30 … 50 oC/oră (viteză redusă deîncălzire pentru a nu se induce în piese noi tensiuni reziduale), sKmm ⋅=τ (s fiindgrosimea maximă, în mm, a pieselor supuse RD, iar Km – o constantă, având în modobişnuit, valoarea Km = 2,5 min/mm) şi răcirea lentă, odată cu cuptorul sau în aerliniştit (pentru a nu se genera noi tensiuni reziduale în piesele tratate).

Detensionarea prin cel de al doilea mecanism are la bază procesul dedeformare plastică “prin fluaj”, determinat de desfăşurarea unor fenomene dedifuzie a atomilor materialului pieselor, care crează condiţiile pentru deplasarea

Fig. 6.3. Schema reducerii intensităţii tensiunilor rezidualela încălzirea pieselor metalice


263

prin căţărare a dislocaţiilor şi depăşirea barierelor ce le diminuează mobilitatea,anihilarea prin interacţiune reciprocă a dislocaţiilor de semne contrare şi creştereaplasticităţii materialului, generarea de noi vacanţe şi dislocaţii pentru menţinereaposibilităţilor de deformare plastică a materialului pieselor. Considerând căprocesul de fluaj se realizează în condiţiile menţinerii unor deformaţii totale

constante ale materialului, εT = εe + εl = Erezσ

+ εl, rezultă că, desfăşurarea

fenomenelor (descrise anteriaor) de creştere a componentei plastice εp adeformaţiei totale εT conduce la relaxarea (diminuarea) continuă a tensiunilorreziduale σrez . Deoarece are la bază desfăşurarea unor procese de difuzie,eficienţa detensionării prin cel de-al doilea mecanism este influenţată esenţial dedurata τm (durata menţinerii pieselor la temperatura ti).

În cazul în care se doreşte detensionarea preponderentă a pieselor dinoţeluri sau fonte prin acest mecanism, valorile temperaturilor de încălzire suntreduse (ti în vecinătatea temperaturii ambiante), iar duratele de menţinere suntfoarte mari (τm = 0,5 …2,0 ani).

6.3. Recoacerile cu schimbare de fază

Principalele tipuri de tratamente termice de recoacere cu schimbare de fazăcare se pot aplica la piesele din oţeluri sau fonte sunt: recoacerea completă,recoacerea incompletă, recoacerea de globulizare a cementitei, recoacereaizotermă, normalizarea şi recoacerea de grafitizare.

6.3.1. Tratamentul termic de recoacere completă

Tratamentul temic de recoacere completă (RC) se aplică de obiceipieselor (semifabricate sau produse finite) din oţeluri hipoeutectoide şi constă înîncălzirea acestora la ti = A3 + 30…50 oC, menţinerea la această temperatură odurată τm = 5…10 min (pentru uniformizarea temperaturii în toată masapieselor şi formarea unei structuri cu austenită omogenă şi granulaţie fină) şirăcirea cu viteză mică (odată cu cuptorul), pentru a se asigura realizarea structuriide echilibru ferito - perlitice, cu duritate scăzută. Principalele scopuri ale aplicăriiRC sunt; a) obţinerea structurii de echilibru (ferito - perlitică) la piesele dinoţeluri; b) înlăturarea structurilor neomogene şi finisarea granulaţiei pieselor turnate,turnate şi supuse RO, prelucrate prin deformare la cald sau sudate; c) micşorareadurităţii pieselor din oţeluri hipoeutectoide cu %Cm ≥ 0,35 %, în vedereaîmbunătăţirii prelucrabilităţii prin aşchiere a acestora. Diagrama RC este


264

prezentată în figura 6.4 (linia diagramei corespunzătoare etapei de răcire estesuprapusă peste diagrama TTT la răcirea austenitei oţelului tratat, pentru ilustrareamai sugestivă a structurii ce rezultă în urma aplicării tratamentului).

Fig.6.4. Diagrama tratamentelor termice de recoacere completă (RC) şi de normalizare (N)RC se poate aplica şi la piesele din oţeluri hipereutectoide care prezintă

granulaţie grosolană datorită prelucrării lor prin deformare plastică la temperaturiprea ridicate. In acest caz, ti = Acem + 30…50 oC, iar structura finală a pieselortratate este structura de echilibru, formată din perlită şi cementită secundară.

6.3.2. Tratamentul termic de recoacere incompletă

Tratamentul termic de recoacere incompletă (RI) se aplică, de obicei, lapiesele din oţeluri hipoeutectoide, înlocuind RC, când granulaţia oţelului estesuficient de fină şi trebuie realizată numai structura de echilibru ferito - perlitică,cu duritate scăzută. Parametrii de regim sunt similari celor utilizaţi la RC, cuexcepţia temperaturii de încălzire, care se adoptă ti = A1 + 30…50oC. Diagrama RIeste prezentată în figura 6.5.

6.3.3. Tratamentul termic de recoacerede globulizare a cementitei

Tratamentul termic de recoacere de globulizare a cementitei (RGC) seaplică pieselor din oţeluri hipereutectoide în scopul obţinerii unei structuri cuperlită globulară (cristale globulare fine de cementită, uniform distribuite într-omasă de ferită), care prezintă duritate minimă, are caracteristici optime pentru


265

aplicarea unor tratamente termice ulterioare şi se prelucrează mai uşor prin aşchiere.Parametrii de regim la aplicarea acestui tratament sunt: încălzirea la ti = A1 + 30…50 oC(încălzirea imediat deasupra temperaturii A1), menţinerea la această temperatură odurată τm = 5…10 min pentru uniformizarea temperaturii în masa pieselor şifinalizarea transformării perlitei în austenită) şi răcirea cu traversarea foarte lentă apunctului critic A1 sau efectuarea a 3…4 pendulări ale temperaturii în jurulpunctului critic A1, urmată de răcirea în aer liniştit (în etapa de răcire trebuie să seasigure condiţiile necesare realizării proceselor de difuzie şi reducerii energiei liberea sistemului prin globulizarea cementitei rezultate la transformarea austenitei).Diagrama RGC este prezentată în figura 6.6.

Fig. 6.5. Diagrama tratamentului termic de recoacere incompletă (RI)

Fig. 6.6. Diagrama tratamentului termic de recoacere de globulizare a cementitei (RGC)


266

6.3.4. Tratamentul termic de recoacere izotermă

Tratamentul termic de recoacere izotermă (RIz) se aplică pieselor dinoţeluri hipoeutectoide şi constă în încălzirea şi răcirea în condiţii similare aplicăriiRC, răcirea rapidă la o temperatură de menţinere izotermă tiz = A1 − 30…100 oC,menţinerea la această temperatură până la terminarea transformării austeniteiprin mecanismul cu difuzie şi răcirea ulterioară în aer. Diagrama RIz esteprezentată în figura 6.7.

Fig. 6.7. Diagrama tratamentului termic de recoacere izotermă (RIz)Avantajele aplicării acestui tratament termic în locul RC constau în

obţinerea unor structuri uniforme în toată masa pieselor şi reducerea timpului totalde tratament la piesele din oţeluri aliate. In anumite cazuri (de exemplu, larealizarea cablurilor, corzilor de pian etc. din sârmă din oţeluri cu %Cm = 0,5…0,7 %),după RIz (cu menţinerea în băi de săruri topite la tiz = 450…550 oC se aplicăoperaţii de prelucrare prin deformare plastică la rece şi se obţin produse curezistenţa mecanică foarte ridicată (Rp > 1200 N/mm2 şi Rm = 1500…2000 N/mm2)şi caracteristici de elasticitate excelente; succesiunea de operaţii RIz + deformareplastică la rece alcătuieşte un tratament termomecanic (o combinaţie detratament termic şi prelucrări prin deformare plastică), cunoscut sub numelede patentare.


267

6.3.5. Tratamentul termic de normalizare

Tratamentul termic de normalizare (N) ) se aplică pieselor din oţeluri(hipoeutectoide şi hipereutectoide) şi constă în încălzirea şi menţinerea în condiţiisimilare aplicării RC şi răcirea ulterioară în aer pentru a se asigura formarea uneistructuri cvasieutectoide de tip sorbitic, cu precipitări minime de ferită (în cazuloţelurilor hipoeutectoide) sau de cementită secundară (în cazul oţelurilorhipereutectoide). Diagrama N în cazul pieselor din oţeluri hipoeutectoide esteprezentată în figura 6.4.

In urma aplicării acestui tratament se obţin durităţi şi rezistenţe mecanicemai mari decât cele obţinute prin RC, fără a fi afectate în mod inadmisibilcaracteristicile de plasticitate şi tenacitate. Ca urmare, N poate constituitratamentul termic final al pieselor din oţel având secţiuni mari şi formecomplicate (care se deformează sau se fisurează în cazul aplicării tratamentului decălire martensitică şi revenire). De asemenea, N se utilizează ca tratamentpremergător, ce realizează structuri favorabile pentru aplicarea unor tratamentetermice sau prelucrări ulterioare; de exemplu, la piesele din oţeluri hipoeutectoide,N asigură o structură favorabilă pentru aplicarea tratamentului termic de căliremartensitică şi îmbunătăţeşte prelucrabilitatea prin aşchiere (în special la oţelurilecu %Cm < 0,3 %), iar la piesele şi sculele din oţeluri hipereutectoide, N asigurăstructura necesară aplicării mai eficiente a RGC.

Tratamentul termic de normalizare se poate aplica şi pieselor turnate dinfonte modificate cu grafit nodular feritice sau ferito - perlitice, pentru creştereacaracteristicilor de rezistenţă mecanică ale masei metalice de bază a structuriiacestora; în acest caz piesele se încălzesc la ti = 850…900 oC > A1 (obţinându-seo structură alcătuită din austenită şi grafit), sunt menţinute la această temperaturăo durată τm = 1…5 ore (pentru saturarea în carbon a austenitei, aşa cum s-a arătatîn scap. 5.1.3) şi sunt răcite apoi cu viteză suficient de mare (în aer liniştit, dacăgrosimea pereţilor pieselor este sub 10 mm sau în jet de aer, dacă piesele tratate aupereţii groşi) pentru transformarea austenitei în perlită lamelară sau sorbită şicreşterea durităţii la 200…250 HB.

6.3.6. Tratamentele termice de recoacere de grafitizare

Tratamentele termice de recoacere de grafitizare (RG) se aplică pieselorturnate din fonte (cu sau fără grafit în structură) şi au ca scop principaldeclanşarea şi realizarea unor procese de grafitizare controlată (generarea şi/saudezvoltarea formaţiunilor de grafit prin transformarea cementitei).


268

Recoacerile de maleabilizare (RM), prin care piesele turnate din fontealbe capătă structură de fonte maleabile (cu grafit sub formă de aglomerări saucuiburi) sunt principalele tipuri de RG şi au fost descrise detaliat în scap. 4.5.

In afară de RM, se mai aplică următoarele variante de RG:* la piesele din fonte cenuşii sau modificate (cu grafit lamelar sau

nodular) care au după turnare structuri de fonte pestriţe (v. scap. 4.6) se aplică oRG constând din încălzirea la ti = 850…950 oC > A1, menţinerea la aceastătemperatură o durată τm = 1…5 ore (pentru transformarea cementitei în grafitprintr-un proces asemănător celui care are loc la RM, dar accelerat de prezenţasiliciului în compoziţia fontelor) şi răcirea cu o viteză convenabilă obţinerii unorstructuri ferito - perlitice sau perlitice ale masei metalice de bază a pieselor tratate,cu caracteristici bune de rezistenţă mecanică şi tenacitate;

* la piesele turnate din fonte modificate cu grafit nodular ferito-perliticesau perlitice se aplică o RG constând din încălzirea la ti = 670…720oC,menţinerea la această temperatură o durată τm = 1…5 ore şi răcirea în cuptor sauîn aer; conform celor arătate în scap. 5.1.4, în cazul acestor aliaje transformareaeutectoidă are loc într-un interval de temperaturi A1i - A1s, şi, deoarece temperatura tise află în acest interval, în care este posibilă grafitizarea parţială sau totală acementitei din perlită, prin aplicarea acestui tratament se micşorează conţinutulprocentual de perlită al structurii şi cresc caracteristicile de plasticitate şitenacitate ale pieselor (diminuându-se însă caracteristicile de rezistenţă mecanică).

6.4. Călirea martensitică

6.4.1. Parametrii de regim şi condiţiile de aplicare

Tratamentul termic de călire martensitică (C) se aplică cu precăderepieselor din oţeluri (putându-se aplica însă, uneori, şi la piesele din fonte) şiconstă din încălzirea acestora peste temperatura corespunzătoare unuia dinpunctele critice de transformare în stare solidă ale materialului din care suntconfecţionate, menţinerea un anumit timp la această temperatură şi apoi răcirea cuo viteză vr > vrc (v. scap. 5.2.2), în scopul obţinerii unei structuri martensitice (înafară de echilibru), cu anumite proprietăţi fizice, mecanice şi tehnologice.

Realizarea corectă a călirii necesită stabilirea corespunzătoare aprincipalilor parametri de regim (ti, vi, τm şi vr) şi a condiţiilor de desfăşurare aacestui tratament:

A. În cazul pieselor din oţeluri hipoeutectoide, temperatura de încălzirecare asigură obţinerea unei structuri cu austenită omogenă şi granulaţie fină, ce setransformă prin răcire rapidă într-o structură de călire cu martensită fină şi


269

cantităţi neglijabile de austenită reziduală, favorabilă aplicării eficiente a TTulterior de revenire, este ti = A3 + 30…50 oC (călire completă). Dacă încălzirease face la o temperatură ti, astfel încât A1 < ti < A3 (călire incompletă), se obţineo structură cu austenită şi ferită, ce se transformă prin răcire rapidă într-o structurăde călire cu martensită (dură şi fragilă), austenită reziduală şi ferită (moale şitenace). O astfel de structură are duritate insuficientă şi conduce la obţinerea unorstructuri nefavorabile, cu caracteristici mecanice necorespunzătoare, dupătratamentul termic de revenire ce se aplică ulterior călirii. Dacă încălzirea se facela ti >> A3 (călire cu supraînălzire), se obţine o structură cu austenită omogenăgrosolană, ce se transformă prin răcire rapidă într-o structură de călire cumartensită aciculară grosolană şi austenită reziduală în cantitate mare, avândduritate necorespunzătoare şi o mare tendinţă spre fisurare.

În cazul pieselor din oţeluri hipereutectoide, temperatura de încălzire învederea călirii se adoptă ti = Al + 30…50 oC (călire incompletă). Structuraobţinută prin călirea pieselor din astfel de oţeluri de la această temperatură vaconţine martensită, cementită secundară şi austenită reziduală. Prezenţa cementiteisecundare (constituent cu duritatea mai mare decât a martensitei) conduce lacreşterea durităţii pieselor călite şi îmbunătăţirea unor proprietăţi ale acestora (deexemplu, se măreşte rezistenţa la uzare). Această influenţă pozitivă se manifestăînsă numai în cazul în care cementita secundară este globulizată în prealabil prinaplicarea unei RGC sau a unui tratament termic complex ,de tipul N + RGC.Incălzirea pieselor din oţeluri hipereutectoide la ti > Acem (călire completă) nu esteindicată, deoarece favorizează creşterea granulaţiei austenitice, determinândobţinerea unei structuri finale cu martensită grosolană şi multă austenită reziduală(cu proprietăţi mecanice necorespunzătoare) şi crează posibilitatea ca, la răcire, săfie generate tensiuni reziduale cu intensităţi ridicate, care pot produce deformareasau fisurarea pieselor călite.

Argumentele anterior prezentate conduc la definirea domeniuluitemperaturilor optime de încălzire a pieselor din oţeluri în vederea aplicării călirii,indicat în figura 6.8.

B. Viteza de încălzire vi a pieselor din oţeluri în vederea C este limitatăsuperior de o valoare admisibilă vad, ce reprezintă viteza de încălzire maximăpentru care tensiunile reziduale, generate de încălzirea neuniformă a secţiuniipieselor, nu produc fisuri sau deformaţii nepermise ale acestora. Pentru realizareaC în condiţii optime din punct de vedere tehnico-economic este necesar cavaloarea vitezei de încălzire a pieselor în agregatul (cuptorul) folosit în acest scopsă fie inferioară vitezei admisibile vad (obţinerea unor piese de calitate dupătratament), dar cât mai apropiată de aceasta (realizarea tratamentului în condiţiileunei bune productivităţi).


270

Fig. 6.8. Domeniul temperaturilor de încălzire pentru călirea martensitică a oţelurilor

C. Durata τm a menţinerii la ti trebuie să fie suficient de mare pentruasigurarea finalizării transformărilor structurale la încălzire (obţinerea uneiaustenite omogene) şi uniformizarea temperaturii în masa pieselor supuse TT; înmod obişnuit, τm = 5…10 min.

D. In timpul desfăşurării etapelor de încălzire şi menţinere pot avea locreacţii chimice între componentele oţelului din care sunt confecţionate piesele şicomponentele atmosferei cuptorului, cele mai defavorabile efecte ale acestorafiind oxidarea şi decarburarea superficială a pieselor tratate. Pentru prevenireadesfăşurării acestor procese şi a efectelor lor negative asupra calităţii pieselortratate, se pot lua următoarele măsuri tehnologice: a) folosirea cuptoarelor cuatmosferă controlată (protectoare); b) realizarea etapelor de încălzire şimenţinere în băi de săruri topite; c) împachetarea pieselor în medii cu conţinutridicat de carbon (de exemplu, aşchii de fontă).

E. Obţinerea structurilor corespunzătoare după tratamentul termic de călireeste influenţată în mod deosebit de mediul în care are loc ultima etapă atratamentului, răcirea. Condiţiile de răcire la călire se stabilesc pe bazaurmătoarelor criterii: a) asigurarea unei viteze de răcire vr > vrc, b) asigurareaunei anumite adâncimi de pătrundere a călirii în secţiunea pieselor; c) asigurareaunor valori reduse şi a unei repartiţii convenabile a tensiunilor reziduale ce aparla răcire, astfel încât să nu se producă deformaţii inadmisibile sau fisurări alepieselor. Tinând seama de aceste criterii s-a ajuns la concluzia că un mediu derăcire ideal ar trebui să asigure o viteză mare de răcire în intervalul corespunzătortemperaturii tMC (pentru preîntâmpinarea transformărilor cu difuzie) şi o vitezăredusă în rest (pentru ca tensiunile reziduale generate de procesul de călire să aibă


271

intensităţi minime). Diferitele medii lichide utilizate în practică pentru călireapieselor (apă, ulei, soluţii de săruri sau alcalii, topituri de săruri etc.),corespund, în general, condiţiilor expuse mai sus (v. aplicaţia A.5.5), procesul derăcire a pieselor în astfel de medii având trei etape distincte:

* etapa iniţială, în care viteza de răcire este mică, deoarece transferul decăldură de la piese la mediul de răcire este frânat de formarea unei pelicule devapori (cu conductibilitate termică scăzută) în jurul pieselor;

* etapa răcirii accelerate, în care se produce fierberea intensă a mediuluide răcire din jurul pieselor şi viteza de răcire a pieselor creşte pronunţat, datorităspargerii peliculei de vapori de la suprafaţa pieselor şi consumului mare decăldură care însoţeşte procesul de vaporizare a mediului de răcire (caracterizatprin valori mari ale căldurii latente de vaporizare);

* etapa finală, în care mediul de răcire are temperatura sub punctul său defierbere şi viteza de răcire se diminuează considerabil, transferul de căldură de lapiese la mediul de răcire realizându-se numai prin convecţie. Fiecare mediu de călire are propriile caracteristici de comportare înprocesul de răcire. Astfel, la răcirea în apă se formează în jurul pieselor pelicule devapori de mare stabilitate şi piesele se răcesc cu viteze relativ reduse în vecinătateatemperaturii tMC (mărind riscul iniţierii transformării austenitei prin mecanismul cudifuzie), în timp ce în zona vecină temperaturii Ms vitezele de răcire sunt mari şi exităposibilitatea generării în piese a unor tensiuni reziduale de intensităţi ridicate.Folosirea ca mediu de călire a soluţiilor de săruri în apă elimină aproape totalneajunsurile evidenţiate în cazul apei, deoarece la răcirea pieselor în astfel de mediipeliculele de vapori ce se formează în etapa iniţială se sparg uşor, permiţândasigurarea unor viteze mari de răcire în vecinătatea temperaturii tMC, iar în vecinătateatemperaturii Ms produc răcirea pieselor cu viteze mai reduse, ce diminuează risculapariţiei în piese a unor tensiuni reziduale de intensităţi ridicate. Uleiul este, deasemenea, un mediu de călire convenabil, deoarece răceşte bine în vecinătateatemperaturii tMC şi, având punctul de fierbere ridicat, asigură viteze de răcire reduseîn vecinătatea temperaturii Ms, diminuând astfel pericolul generării în piesele călite aunor tensiuni reziduale de intensităţi mari; uleiul prezintă însă dezavantajul de a fi unmediu uşor inflamabil şi care îşi măreşte vâscozitatea (se degradează) în urmafolosirii sale repetate ca mediu de călire.

6.4.2. Comportarea la călire a oţelurilor

La răcirea unei piese într-un anumit mediu, vitezele de răcire în diferitezone ale secţiunii sale sunt diferite, în zonele situate către suprafaţă vitezele derăcire fiind mai mari decât cele realizate în miezul piesei. Ca urmare, la călire suntposibile cele două situaţii sugerate în figura 6.9: a) vr > vrc în toată secţiunea piesei


272

(piesa se căleşte integral sau pătruns) şi b) vr > vrc numai într-o zonă de lasuprafaţa piesei (efectul călirii se manifestă numai în această zonă şi piesa secăleşte parţial, în miez formându-se structurile tipice transformării austenitei prinmecanismul cu difuzie – sorbită, troostită − sau prin mecanismul intermediar –bainită). Situaţia realizată − într-un caz concret de aplicare a C − este determinatăde proprietăţile mediului de răcire, de caracteristicile fizico - chimice şi structuraleale oţelului tratat şi de parametrii dimensionali ai piesei tratate. Comportarea lacălire a unui oţel poate fi exprimată sintetic prin definirea a două proprietăţitehnologice: a) capacitatea de călire şi b) călibilitatea.

Capacitatea de călire este o proprietate tehnologică ce descrie aptitudineaunui oţel de a-şi mări duritatea prin călire. Tinând seama de aspectele prezentate înscap. 5.2.2 rezultă că, această proprietate este determinată în principal deconţinutul (concentraţia) de carbon al oţelului şi poate fi exprimată cantitativ prinvaloarea durităţii martensitei obţinute la călire HM.

Călibilitatea este o proprietate tehnologică ce descrie aptitudinea unuioţel de a se căli pe o anumită adâncime. Călibilitatea unui oţel, care este directdeterminată de mărimea vitezei vrc (aşa cum rezultă examinând fig. 6.9), esteinfluenţată de următorii factori:

* conţinuturile de carbon şi de elemente de aliere (creşterea concentraţieimasice de carbon şi/sau prezenţa în compoziţia oţelurilor a elementelor de aliere –cu excepţia Co – asigură micşorarea vrc şi mărirea călibilităţii);

* gradul de omogenitate al austenitei supuse călirii (dacă austenitaobţinută în etapele de încălzire şi menţinere a oţelului la ti este omogenă, tendinţasa de transformare la răcire prin mecanismul cu difuzie este mai scăzută şicălibilitatea este mai mare);

Fig. 6.9. Influenţele vitezei de răcire şi dimensiunilor pieselor asupra adâncimii de călire


273

* dimensiunile cristalelor de austenită reale (dacă cristalele de austenităreale, obţinute după etapele de încălzire şi menţinere a oţelului la ti, au dimensiunimari, tendinţa de transformare la răcire a austenitei prin mecanismul cu difuzieeste mai scăzută şi călibilitatea oţelului este mai ridicată);

* conţinuturile de impurităţi şi/sau de incluziuni nemetalice (prezenţa înoţel a impurităţilor şi/sau incluziunilor nemetalice accelerează desfăşurareatransformării la răcire prin mecanismele bazate pe difuzie şi determină creştereavalorii vrc şi diminuarea călibilităţii).

Pentru determinarea călibilităţii oţelurilor se foloseşte metoda Jominysau metoda răcirii (călirii) frontale (reglementată prin STAS 4930), a căreiaplicare necesită parcurgerea următoarelor etape:

* realizarea unei epruvete cu forma şi dimensiunile prezentate în figura 6.10;* încălzirea şi menţinerea epruvetei la temperatura de călire corespunzătoare

oţelului din care este confecţionată; în timpul acestei etape nu trebuie să se producăfenomene de decarburare, oxidare sau carburare superficială a epruvetei şi, caurmare, încălzirea acesteia se face într-un cuptor cu atmosferă controlată neutrăsau într-un cuptor obişnuit, epruveta fiind ambalată într-o cutie din tablă de oţel şiîmpachetată într-un mediu reducător de oxizi (praf de grafit sau aşchii de fontă);

* răcirea completă a epruvetei, într-un dispozitiv special, prin proiectarea unuijet de apă rece asupra feţei sale frontale inferioare, aşa cum se arată în figura 6.11;

Fig. 6.10. Epruveta pentrudeterminarea călibilităţii oţelurilor

prin metoda răcirii frontale

Fig. 6.11. Dispozitivul folosit la răcirea frontală a epruvetelorpentru determinarea călibilităţii oţelurilor:

1 - suportul epruvetei; 2 - epruveta; 3 - ajutajul de suprascurgere;4 - conducta de alimentare cu apă; 5 - rezervorul tampon;6 - robinetul de comandă; 7 - ajutajul de răcire frontală;

8 rezervorul de evacuare

* polizarea epruvetei în lungul unei generatoare şi determinarea prinmăsurători a curbei de variaţie a durităţii HC în funcţie de distanţa de la capătulrăcit frontal l, numită curbă de călibilitate (v. fig. 6.12);

* stabilirea abscisei lSM a punctului, de pe curba HC = f(l), având ca


274

ordonată duritatea structurii semimartensitice (conţinând 50% M) HSM; lSMreprezintă caracteristica principală de călibilitate a oţelului analizat.

În mod obişnuit, pentru fiecare marcă de oţel (tip de oţel, avândcaracteristicile de compoziţie chimică definite prin precizarea valorilor nominalepentru concentraţia masică a fiecărei componente şi prescrierea abateriloradmisibile ale concentraţiei masice a fiecărei componente faţă de valoareanominală) se stabileşte de către producători banda de călibilitate, adicădomeniul în care se încadrează curbele de călibilitate ale tuturor şarjelor ce sepot elabora din marca respectivă de oţel (v. fig. 6.13). În aceste condiţii,verificarea călibilităţii unui oţel prin metoda răcirii (călirii) frontale se face maisimplu, controlând, cu ajutorul unui indice de călibilitate J, dacă curba decălibilitate a şarjei se încadrează în banda de călibilitate a mărcii de oţel;indicele J se poate prescrie în următoarele forme (v. fig. 6.13):

a) prin precizarea unui interval [li;ls], de încadrare al distanţei l, în caretrebuie să se înregistreze o anumită valoare prescrisă a durităţii HC; de exemplu,indicele de călibilitate J 10/18 – 45 arată că la verificarea călibilităţii este necesarca pentru l ∈ [10 mm; 18 mm] să se obţină o valoare a durităţii HC = 45 HRC;

b) prin precizarea unei distanţe l, la care trebuie să se înregistreze valoriale durităţii într-un anumit interval prescris [HCi;HCs]; de exemplu, indicele decălibilitate J 8 – 50/55 arată că la verificarea călibilităţii este necesar ca la distanţal = 8 mm să se obţină valori ale durităţii HC ∈ [50 HRC; 55 HRC].

Fig. 6.12. Determinarea curbei decălibilitate a unei şarje de oţel

Fig. 6.13. Prescrierea călibilităţii oţelurilor cu ajutorulbenzii de călibilitate şi a indicelui de călibilitate.

Un alt aspect care trebuie luat în considerare la efectuarea tratamentuluitermic de călire martensitică la piesele din oţeluri este generarea (apariţia)tensiunilor mecanice reziduale. Datorită răcirii pieselor cu viteză mare (vr > vrc),în timpul călirii se generează în acestea două tipuri de tensiuni reziduale:


275

a) tensiuni reziduale de natură termică, produse datorită răciriineuniforme a pieselor; la introducerea pieselor în mediul de răcire folosit la călire,stratul superficial al acestora se răceşte mai rapid decât miezul şi apar tensiuni decompresiune în miez şi tensiuni de întindere în stratul superficial, în timp ce spresfârşitul răcirii, când şi temperatura miezului scade considerabil, situaţia seinversează, în stratul superficial generându-se tensiuni de compresiune, iar înmiezul pieselor călite – tensiuni de întindere;

b) tensiuni reziduale de natură structurală, produse datorită realizăriinesimultane a transformărilor structurale în masa pieselor călite; la începutulrăcirii în vederea călirii, în stratul superficial al pieselor se produce transformareaaustenitei în martensită (însoţită de o creştere de volum) şi se generează tensiunide întindere în miez şi tensiuni de compresiune în stratul superficial, în timp cespre sfârşitul răcirii, când temperatura miezului scade considerabil, situaţia sepoate schimba, funcţie de mecanismul producerii transformărilor structurale înaceastă zonă a pieselor (de exemplu, dacă piesa se căleşte pătruns, la sfârşitulrăcirii se formează în miezul pieselor martensită tetragonală şi se genereazătensiuni de întindere în stratul superficial şi tensiuni de compresiune în miez).

Evident, ţinând seama de cele prezentate mai sus, câmpul de tensiunimecanice reziduale care există în piesele din oţeluri după călirea martensiticăcorespunde suprapunerii (cumulării) celor două tipuri de tensiuni şi în cazul cândacest câmp se caracterizează prin intensităţi mari ale tensiunilor de întindere sepot produce în piesele călite fenomene de deformare excesivă sau fisurare; caurmare, la aplicarea TT de călire martensitică trebuie aleşi parametrii de regim (înspecial cei corespunzători realizării etapei de răcire) corespunzători evităriiacestor fenomene nedorite.

6.4.3. Procedeele tehnologice de realizare a călirii martensitice

In practică, pentru realizarea C la piesele din oţeluri, se pot utiliza maimulte procedee tehnologice;

6.4.3.1. Călirea într-un singur mediu; deoarece nici unul din mediile derăcire utilizate în practică nu asigură integral condiţiile de răcire corespunzătoaremediului ideal, la călirea prin acest procedeu vitezele de răcire în domeniultransformării martensitice sunt mari, tensiunile reziduale create ating intensităţiridicate şi există pericolul deformării sau fisurării pieselor tratate; datorită acestorparticularităţi, călirea într-un singur mediu se aplică la piesele cu configuraţie simplă,fără variaţii mari de diametru sau grosime şi fără detalii (orificii, crestături etc.) cuefect de concentrator de tensiuni. Diagrama C prin acest procedeu la o piesă din oţelhipoeutectoid este prezentată în figura 6.14.


276

Fig. 6.14. Diagrama tratatamentului termic de călire într-un singur mediu

6.4.3.2. Călirea în două medii sau călirea întreruptă; acest procedeu seutilizează pentru C pieselor şi sculelor din oţeluri nealiate hipereutectoide. Înacest caz, piesele sunt mai întâi răcite rapid în apă, până la o temperatură t < tMC şiapoi sunt transferate într-un alt mediu (ulei sau aer), care asigură răcirea lor lentăîn domeniul transformării martensitice, diminuându-se astfel pericolul deformăriisau fisurării pieselor călite. Diagrama C prin acest procedeu este prezentată înfigura 6.15.

Fig. 6.15. Diagrama tratatamentului termic de călire întreruptă

6.4.3.3. Călirea în trepte (martempering); acest procedeu se foloseştepentru C sculelor şi pieselor de maşini confecţionate din oţeluri aliate, cucaracteristici de călibilitate ridicate. In acest caz, răcirea pieselor se realizează întrei etape: a) răcirea de la temperatura ti la temperatura tiz = Ms + 20…30 oC, în băide săruri topite, b) menţinerea la temperatura tiz până la egalizarea temperaturii pe


277

secţiunea pieselor (fără a se permite însă începerea transformării austenitei înbainită) şi c) răcirea în ulei sau aer până la temperatura ambiantă. Diagrama C prinacest procedeu este prezentată în figura 6.16.

Fig. 6.16. Diagrama tratatamentului termic de călire în trepte

6.4.3.4. Călirea izotermă bainitică (austempering); are acelaşi domeniude aplicare şi se realizează la fel ca şi călirea în trepte, cu deosebirea cămenţinerea la temperatura tiz = Ms + 20…30 oC se extinde până la transformareacompletă a austenitei în bainită. Structura pieselor sau sculelor din oţeluri căliteprin acest procedeu este formată din bainită şi se caracterizează prin rezistenţămecanică ridicată, tenacitate bună şi tendinţă de fisurare redusă. Diagrama C prinacest procedeu este prezentată în figura 6.17.

Fig. 6.17. Diagrama tratatamentului termic de călire izotermă bainitică6.4.3.5. Călirea la temperaturi scăzute (călirea sub 0 oC); se aplică la

piesele sau sculele din oţeluri cu conţinut ridicat de carbon sau aliate, la caretemperatura Mf este situată sub 0 oC (v. fig. 5.8). Prin aplicarea acestui procedeuse realizează transformarea aproape completă a austenitei reziduale în martensită,


278

asigurându-se stabilizarea dimensională şi creşterea durităţii pieselor sau sculelortratate; procedeul este indicat pentru C pieselor tratate termochimic, rulmenţilor,instrumentelor de măsurare, sculelor speciale etc. Etapa de răcire a pieselor laaplicarea acestui procedeu se conduce în felul următor: a) se răcesc piesele dela ti, până la temperatura ambiantă, într-un mediu adecvat (apă, ulei, soluţii desăruri etc.); b) se răcesc piesele de la temperatura ambiantă până la otemperatură tco < Mf (de obicei, tco = − 40…− 80 oC), în refrigeratoare (criostate)speciale, se menţin un timp scurt (10…20 min) la această temperatură şi sunt apoireaduse la temperatura ambiantă. Trebuie menţionat că, durata menţinerii pieselorla temperatura ambiantă, înainte de răcirea la tco< Mf , nu trebuie să depăşească 30min, deoarece, în caz contrar, austenita se stabilizează şi nu se mai transformă înmartensită la răcirea ulterioară. Diagrama C prin acest procedeu este prezentată înfigura 6.18.

Fig. 6.18. Diagrama tratatamentului termic de călire sub 0 oC

6.4.3.6. Călirea superficială; se foloseşte atunci când se urmăreşte numaidurificarea la suprafaţă a pieselor din oţeluri (în scopul creşterii rezistenţeiacestora la uzare, la oboseală, sau la coroziune). Varianta cea mai avantajoasăpentru aplicarea practică a acestui procedeu de călire este călirea folosindîncălzirea prin inducţie cu curenţi de înaltă frecvenţă (călirea CIF). In acestcaz, piesa ce trebuie tratată trece printr-un inductor (solenoid) prin care circulăcurent alternativ de înaltă frecvenţă. Fluxul magnetic generat de acest curentstrăbate piesa şi produce în aceasta curenţi de inducţie de o anumită intensitate.Adâncimea pătrunderii curenţilor de inducţie în piesa ce trebuie tratată ∆ (în mm)depinde de frecvenţa curentului din inductor f (în Hz) şi de caracteristicileelectromagnetice ale materialului piesei: permeabilitatea magnetică µ (în H/m)şi rezistivitatea electrică ρ (în Ωm) :


279

f⋅µρ⋅=∆ 4105 (6.1)

Ca urmare, încălzirea piesei, prin efectul termic al curenţilor de inducţie,se realizează numai pe o zonă superficială de grosime aproximativ egală cu ∆,miezul piesei rămânând neafectat.

După încălzirea superficială a piesei care se tratează, se realizează răcireaei sub acţiunea unui lichid de răcire (de obicei, apă) proiectat de către undispozitiv special, amplasat în spatele inductorului. Schema unei instalaţii decălire CIF este prezentată în figura 6.19.

Procedeul de călire CIF este foarte productiv, se pretează la automatizareşi asigură caracteristici mecanice ridicate pieselor tratate. Utilizarea lui este însălimitată de dificultatea sau imposibilitatea realizării inductoarelor necesare şi estejustificată economic numai în cazul tratării unor loturi mari de piese de acelaşi fel(când costul inductorului nu afectează inadmisibil costul pieselor tratate).

Fig. 6.19. Schema instalaţiei derealizare a călirii CIF

Fig. 6.20. Domeniile temperaturilor de încălzire la călireasuperficială

La aplicarea călirii CIF trebuie avute în vedere următoarele aspecte:a) încălzirea zonei superficiale, parcurse de curenţii de inducţie, se produce cuviteză foarte mare şi, ca urmare, transformarea perlitei în austenită, în aceastăzonă, se va realiza prin mecanismul fără difuzie, punctele de sfârşit ale etapeloracestei transformări fiind deplasate la temperaturi cu atât mai ridicate cu cât vitezade încălzire este mai mare (v. scap. 5.1); ţinând seama de această particularitate,se impune ca:

* piesele supuse călirii CIF să prezinte o structură iniţială fină şi omogenă,neorientată şi fără carburi stabile (care se dizolvă greu în austenită); acestecondiţii sunt îndeplinite satisfăcător de piesele confecţionate din oţeluri nealiate,


280

cu concentraţia masică de carbon de 0,4…0,6 %, supuse, în prealabil călirii CIF,unui tratament termic de normalizare;

* valoarea temperaturii de încălzire a stratului superficial al pieselor seadoptă în funcţie de viteza de încălzire asigurată de instalaţia de TT, folosinddiagrame experimentale, de tipul celei prezentate în figura 6. 20; temperatura deîncălzire trebuie să se situeze în domeniul structurilor favorabile, ce conţinesubdomeniul structurilor admisibile II şi subdomeniul structurilor optime III,trebuind evitate regimurile cu ti situată în domeniul de supraîncălzire,I sau îndomeniul de subîncălzire IV;

b) Tratamentul termic de călire CIF generează tensiuni reziduale decompresiune în stratul superficial (călit) al pieselor (care asigură o bunăcomportare a pieselor la uzare şi măreşte rezistenţa la fisurarea prin oboseală apieselor supuse la solicitări variabile) şi tensiuni reziduale de întindere în zona detrecere de la stratul superficial (călit) la miezul (neafectat de TT) pieselor tratate(care nu trebuie să aibă intensităţi prea ridicate, pentru a nu influenţa negativcomportarea în exploatare a pieselor).

6.4.4. Călirea martensitică a fontelor

Tratamentul termic de călire martensitică se aplică uneori şi la pieseleturnate din fonte cu grafit (lamelar, în cuiburi sau nodular), pentru realizareaunor structuri martensitice (cu duritate ridicată şi rezistenţă mare la uzare) înmasa metalică de bază a acestora. Călirea pieselor din fonte se realizează cuti = 840…900 oC > A1, τm = 5…10 min şi răcire în ulei şi este totdeauna urmatăde revenire, deoarece fragilitatea pieselor este foarte accentuată (atât datoritămartensitei, cât şi datorită formaţiunilor de grafit prezente în structură).

6.5. Revenirea

Structurile obţinute prin călirea martensitică nu asigură proprietăţi mecaniceoptime pieselor tratate (de exemplu, caracteristicile de rezistenţă mecanică şi duritateasunt ridicate, dar caracteristicile de plasticitate şi tenacitate sunt scăzute). Din aceastăcauză, după călirea martensitică se aplică tratamentul termic de revenire.

Tratamentul termic de revenire (r) constă în încălzirea pieselor dinoţeluri călite martensitic la o temperatură ti < A1, menţinerea acestora un timpsuficient la această temperatură şi răcirea lor cu o anumită viteză, în scopulobţinerii unor stări structurale mai aproape de echilibru, cu un complex deproprietăţi mecanice favorabil utilizării ulterioare a acestor piese.


281

Structura de dezechilibru obţinută prin C, formată din martensitătetragonală şi austenită reziduală, suferă în timpul revenirii transformărilestructurale prezentate detaliat în scap. 5.3.

Deoarece toate transformările structurale ce au loc la încălzireaoţelurilor călite martensitic sunt guvernate de difuzie, parametrii principali aitratamentului termic de revenire sunt ti şi τm. Între aceşti doi parametri şi efectultratamentului de revenire, evaluat prin tipul structurii obţinute şi prin duritateaacesteia Hr, există o dependenţă funcţională strictă, ce se exprimă de obicei subforma Hr = f(PHJ(ti; τm)), în care PHJ este parametrul lui Hollomon - Jaffe,definit de relaţia:

PHJ = Ti⋅[18 + lg(τ m)] (6.2)Examinând această relaţie rezultă că acelaşi efect al revenirii (aceeaşi valoare alui PHJ şi, respectiv, aceeaşi valoare a durităţii structurii realizate) se poate obţineprin utilizarea mai multor regimuri (ti, τm), numite regimuri izosclere derevenire.

In practică se aplică următoarele variante ale tratamentului termic de revenire :• Revenirea joasă, prin care se urmăreşte reducerea tensiunilor

reziduale din piesele călite, fără scăderea durităţii lor; se aplică la scule, piese deuzură tratate termochimic etc., parametrii de regim adoptându-se în aşa fel încât săse producă numai primele două etape ale transformărilor la revenire şi să se obţinăo structură cu martensită de revenire (în mod obişnuit, revenirea joasă serealizează cu: ti = 150…250 oC, τm = 1…3 ore şi răcirea în aer).

• Revenirea medie,prin care se urmăreşte obţinereaunei limite de curgere ridicateale materialului pieselor tratate,în vederea asigurării unei buneelasticităţi a acestora; se aplicăla arcuri, lamele elastice etc. şise realizează de obicei cuti = 350…450 oC.

• Revenirea înaltă, lati = 450…650 oC < A1, princare se urmăreşte obţinerea uneistructuri formate din sorbită derevenire, cu rezistenţă mecanicăridicată şi tenacitate bună; se

aplică pieselor de mare importanţă pentru construcţia de maşini, confecţionate dinoţeluri cu concentraţia masică de carbon de 0,35…0,60 %. Deoarece prin

Fig. 6.21. Diagrama tratamentului termic de îmbunătăţire


282

aplicarea acestei variante de revenire se obţine cea mai bună combinaţie aproprietăţilor de rezistenţă mecanică şi tenacitate la oţelurile folosite în construcţiade maşini, TT constând din călire martensitică, urmată de revenire înaltă senumeşte îmbunătăţire . Diagrama TT de îmbunătăţire ce se aplică la piesele dinoţeluri hipoeutectoide este prezentată în figura 6. 21.

6. 6. Tratamentele termochimice

6.6.1. Principiile realizării tratamentelor termochimice

Aşa cum s-a precizat anterior (v. scap. 6.1), tratamentele termochimicesunt tratamente termice care se efectuează în medii active din punct de vederechimic şi care realizează modificarea compoziţiei chimice, structurii şiproprietăţilor straturilor superficiale ale pieselor metalice. In mod obişnuit, prinaplicarea tratamentelor termochimice se obţine îmbogăţirea straturilor superficialeale pieselor tratate în unul sau mai multe elemente chimice (componente), numiteelemente (componente) de îmbogăţire, alese convenabil scopului urmărit.Transferul unui element de îmbogăţire, din mediul care îl conţine (mediul de lucrula efectuarea tratamentului) în stratul superficial al pieselor supuse tratamentului,se realizează prin desfăşurarea a trei procese elementare: disocierea mediului delucru şi obţinerea de atomi ai elementului de îmbogăţire; adsorbţia elementului deîmbogăţire la suprafaţa pieselor supuse tratamentului şi difuzia elementului deîmbogăţire de la suprafaţa pieselor spre interiorul (miezul) acestora.

Procesul de disociere constă, în principal, în descompunerea mediului delucru, cu compoziţie chimică adecvată, la temperatura la care se realizeazătratamentul termochimic, în scopul obţinerii elementului de îmbogăţire sub formăde atomi activi (atomi cu nivel energetic suficient de ridicat).

Procesul de adsorbţie constă în pătrunderea atomilor activi ai elementului deîmbogăţire în stratul superficial al pieselor supuse tratamentului. Acest proces sepoate realiza prin dizolvarea atomilor elementului de îmbogăţire în structura cristalinăa fazelor care alcătuiesc structura pieselor supuse tratamentului (formarea unor soluţiisolide) sau prin interacţiunea chimică a atomilor elementului de îmbogăţire cucomponentele materialului pieselor care se tratează (formarea unor compuşi chimici).

Procesul de difuzie constă în pătrunderea (deplasarea) pe o anumităadâncime a atomilor elementului de îmbogăţire adsorbiţi la suprafaţa pieselorsupuse tratamentului. Mecanismul de realizare a acestui proces a fost descris înscap. 1.7; factorul ce determină desfăşurarea procesului de difuzie este gradientulde concentraţie al elementului de îmbogăţire, creat între suprafaţa si miezul


283

pieselor, ca urmare a desfăşurării procesului de adsorbţie, iar factorii careintensifică şi accentuează acest proces sunt temperatura ti la care sunt încălzitepiesele şi durata τm de menţinere a pieselor la această temperatură.

Modul de desfăşurare a unui tratament termochimic şi calitatea rezultatelorobţinute prin aplicarea lui depind esenţial de felul cum sunt conduse şi serealizează cele trei procese descrise anterior. Condiţiile optime de realizare aunui astfel de tratament, care asigură durate minime ale tratamentului (eficienţamaximă a desfăşurării proceselor prin care se realizează transferul elementelor deîmbogăţire din mediul de lucru în stratul superficial al pieselor) se întrunescatunci cănd desfăşurarea fiecărui proces elementar se corelează (se armonizează)corespunzător cu necesităţile celorlalte procese: prin disociere se realizează ocantitate de atomi activi ai elementelor de îmbogăţire în concordanţă cucapacitatea de adsorbţie a stratului superficial al pieselor care se tratează şi cuconcentraţia dorită a elementelor de îmbogăţire în acest strat, iar prin difuzie semenţin constante (la nivelurile dorite) concentraţia elementelor de îmbogăţire înstratul superficial al pieselor şi capacitatea de adsorbţie a acestui strat.

In tehnică, pentru denumirea unui tratament termochimic se utilizează şitermenul de cementare, însoţit de precizarea elementelor de îmbogăţire folosite,iar pentru tratamentele termochimice la care elementele de îmbogăţire suntmetalice se utilizează şi denumirea de metalizare prin difuzie.

Tratamentele termochimice cu cea mai largă utilizare şi particularităţiletehnologice ale realizării acestora la piesele şi sculele din oţeluri sau fonte suntprezentate în continuare.

6.6.2. Tratamentul termochimic de carburare

Tratamentul termochimic de carburare (sau cementarea cu carbon)constă în îmbogăţirea în carbon a stratului superficial al pieselor din oţel.Obiectivele principale urmărite prin aplicarea acestui tratament se pot definiastfel:

• obţinerea unui strat superficial dur, care să confere pieselor o bunărezistenţă la uzare, performanţe sporite privind rezistenţa la solicitări mecanice variabile(oboseală) şi/sau îmbunătăţirea comportării în medii active de lucru (corosive);

• asigurarea unui miez cu proprietăţi bune de rezistenţă mecanică şitenacitate, care să confere pieselor o capacitate ridicată de preluare a solicitărilormecanice din exploatare.

Pentru realizarea acestor obiective este necesar ca:a) piesele supuse carburării să fie confecţionate din oţeluri cu concentraţii

masice scăzute de carbon (oţeluri cu %Cm. ≤ 0,25% C, denumite oţeluri pentru


284

cementare) şi structură ferito - perlitică;b) după carburare, stratul superficial al pieselor să aibă o

concentraţie masică de carbon apropiată de cea corespunzătoare oţeluluieutectoid (%Cm = 0,8...0,9 % ) şi o stuctură perlitică;

c) după carburare, piesele să fie supuse unui tratament termic de căliremartensitică, pentru obţinerea unei duritaţi ridicate a stratului superficial şi, eventual,unui tratament termic de recristalizare a miezului (călire martensitică sau normalizare),pentru realizarea unor structuri cu grad mare de dispersie (sorbită, troostită saumartensită cu conţinut scăzut de carbon), care să asigure niveluri suficient de ridicateatât pentru proprietăţile de rezistenţă mecanică, căt şi pentru cele de tenacitate.

Tratamentul termochimic de carburare se realizează, în mod obişnuit, înmediu solid sau gazos, la o temperatură de încălzire ti = 930 ... 950 oC (care săasigure o bună activare a proceselor de disociere, adsorbţie şi difuzie a carbonuluifolosit ca element de îmbogăţire şi o structură complet austenitică a oţelului dincare sunt confecţionate piesele supuse tratamentului).

In cazul carburării în mediu gazos, piesele care se tratează sunt introduseîn cuptoare etanşe, mediul de lucru (atmosfera creată în cuptoare) este bogat înCO (oxid de carbon) sau CH4 (metan), iar reacţiile de disociere care se realizeazăpentru generarea de carbon activ sunt de tipul:

2CO → Cactiv + CO2 sau CH4 → Cactiv + 2H2.In cazul carburării în mediu solid, piesele sunt introduse în cuptorul în care

se face tratamentul împachetate într-un amestec pulverulent, alcătuit din 70...75 %cărbune de lemn (mangal) şi 25...30 % carbonat de bariu; atomii activi de carbonse generează tot din fază gazoasă, prin desfăşurarea unor reacţii chimice de tipul:

2Ccărbune+ O2 → 2CO; 2CO → Cactiv + CO2,iar prezenţa carbonatului de bariu asigură o sursă suplimentară de carbon activ(care determină scăderea substanţială a duratei tratamentului), ca urmare arealizării unor reacţii chimice de tipul:

BaCO3 + Ccărbune → BaO + 2CO; 2CO → Cactiv + CO2sau BaCO3 → BaO + CO2; CO2 + Ccărbune → 2CO; 2CO → Cactiv + CO2.

Durata τm (în ore) , de menţinere a pieselor la temperatura ti = 930...950 oC,se stabileşte în funcţie de grosimea dorită a stratului carburat (grosimea stratuluisuperficial al pieselor în care se produce creşterea concentraţiei de carbon) x (înmm), cu relaţii de forma:

mcKx τ= , (6.3)Kc fiind un coeficient care depinde de mărimea ti şi de tipul oţelului (carbon saualiat) din care sunt realizate piesele supuse carburării (de exemplu, pentrucarburarea pieselor din oţeluri carbon la ti = 930 oC, Kc = 0,64).

Structura pieselor din oţel după carburare este redată în tabelul 6.1;


285

structura stratului superficial este alcătuită din perlită, iar structura miezului esteferito – perlitică (corespunzătoare compoziţiei chimice a oţelului din care au fostrealizate piesele supuse carburării).

Tratamentele termice care se aplică ulterior carburării se pot realiza în maimulte variante, principalele variante folosite în practică fiind sugerate dediagramele prezentate în figura 6.22. Diagrama din figura 6.22 a corespunde tratamentului complet de carburareaplicat pieselor nesolicitate puternic în exploatare, cu configuraţie geometricăsimplă, confecţionate din oţeluri cu ereditate granulară fină, la care nu se impuneefectuarea de tratamente termice pentru recristalizarea miezului; în acest caz, dupăcarburarea pieselor la ti = 930...950 oC, se practică răcirea lentă a acestora până lati’= A1 + 30...50 oC şi călirea martensitică (de la ti’, în apă, ulei sau soluţii de săruri),în scopul durificării stratului lor superficial, urmate de o călire la temperaturiscăzute, pentru diminuarea conţinutului de austenită reziduală al structurii stratuluilor superficial şi de o revenire joasă (la ti” = 180...200 oC), pentru detensionareapieselor fără scăderea sensibilă a durităţii stratului lor carburat.

Diagrama din figura 6.22 b corespunde tratamentului complet de carburareaplicat pieselor de mare răspundere (care urmează a fi puternic solicitate mecanic înexploatare), cu configuraţie geometrică complicată, confecţionate din oţeluri (aliate)cu călibilitate ridicată; în acest caz, după carburarea pieselor la ti = 930 ... 950 oC,se realizează un tratament temic de recristalizare a structurii miezului (căliremartensitică sau normalizare), la ti’ = A3 + 30 ... 50 oC, apoi o călire martensitică dela ti” = A1 + 30 ... 50 oC, pentru a se asigura durificarea substanţială a stratuluisuperficial şi, în final, o revenire joasă, pentru detensionarea pieselor tratate.Structurile care rezultă în stratul şi miezul pieselor supuse acestei variante atratamentului complet de carburare sunt prezentate în tabelul 6.2.

6.6.3. Tratamentul termochimic de nitrurare

Tratamentul termochimic de nitrurare (cementarea cu azot) constă înîmbogăţirea în azot (nitrogen) a stratului superficial al pieselor din oţeluri saufonte, în scopul durificării superficiale a acestor piese şi îmbunătăţiriiperformanţelor lor privind rezistenţa la uzare, la oboseală sau la coroziune.

Tratamentul termochimic de nitrurare se realizează, în mod obişnuit, încuptoare etanşe, în atmosferă de amoniac gazos, care prin disociere pune înlibertate atomi activi de azot (2NH3 → 2Nactiv + 3H2). Compoziţia chimică aoţelului sau fontei din care se confecţionează piesele supuse nitrurării şi parametrii deregim la care se conduce acest tratament se stabilesc în funcţie de scopul principalurmărit, existând variantele prezentate în continuare.


286

Tabelul 6.1. Structurile stratului pieselor supuse unor tratamente termochimice

Tratamentultemochimic Materialul pieselor Caracteristicile

structurii stratului Schiţa structurii

CarburareOţel carbon cu%Cm < 0,25 %

(oţel pentru cementare)

Perlită(%Cm)P = 0,8 … 0,9 %

Nitrurare

Fier tehnic, Oţel cu conţinutscăzut de carbon

Nitruri ε + γ’; nitruri γ’;ferită + γ’

NitrurareOţel cu %Cm = 0,35 %,

aliat cu Al, Cr, Mo(oţel pentru nitrurare)

Nitruri γ’(cu duritate ridicată)

Nitrurare Fontă cenuşieperlitică

Nitruri ε(rezistente lacoroziune)

AluminizareFier tehnic,

Oţel cu conţinutscăzut de carbon

Soluţie solidă Feα(Al)

CromizareFier tehnic,


Soluţie solidă Feα(Cr)

Cromizare Oţel carbon (%Cm = 0,45 %)

Carburi de tipul(Cr,Fe)7C3

Silicizare Oţel carbon (%Cm = 0,4%) Soluţie solidă Feα(Si)

BorurareFier tehnic,


Compuşi de tipulFeB, Fe2B


287

Fig. 6.22. Diagramele tratamentului complet de carburare a pieselor din oţel:a - fără recristalizarea miezului după carburare;b - cu recristalizarea miezului după carburare

Tabelul 6.2. Structurile obţinute la carburarea pieselor din oţel conform diagramei din fig. 6.22 b

Materialul pieselor tratateOţeluri carbon (călibilitate scăzută) Oţeluri aliate (călibilitate ridicată)

Constituenţi structurali în: Constituenţi structurali în:Etapa

tratamentuluiStratul carburat Miezul pieselor Stratul carburat Miezul pieselor

Carburare Perlită Ferită, Perlită Perlită Ferită, Perlită

Călire pentru(recristalizare)

miez

Martensită (%Cm↑ ),Austenită reziduală

(granulaţie grosolană)

Ferită, Perlită(Sorbită, Troostită)

(granulaţie fină)



Martensită (%Cm ↓ )(granulaţie fină)

Călire pentru(durificare) strat


(granulaţie fină)


(granulaţie fină)



Martensită (%Cm ↓ ),Ferită

(granulaţie fină)

Revenire joasă

Martensită de revenire(%Cm↑ ),

(granulaţie fină, 50...55 HRC)


(granulaţie fină, 20...22 HRC)

Martensită de revenire(%Cm ↑ ),

(granulaţie fină,60...65 HRC)

Martensită de revenire(%Cm ↓ ),

Ferită (granulaţie fină, 25...30 HRC)


289

6.6.3.1. Nitrurarea în scopul creşterii rezistenţei la uzare se aplicăpieselor din oţeluri cu %Cm = 0,3...0,4 %, aliate cu elemente ca Al, Cr, Mo, careformează cu azotul nitruri cu stabilitate termică mare şi duritate ridicată. Pentru castructura stratului superficial să fie corespunzătoare scopului urmărit, estenecesară realizarea tratamentului la ti < 600 oC. Dacă ti = 500...520 oC, se obţineun strat nitrurat cu duritate maximă (1000...1200 HV), dar de grosime mică(x = 0,2...0,4 mm), iar dacă ti = 550...600 oC, se obţine o duritate mai mică astratului nitrurat (800...1000HV), dar creşte grosimea acestuia (x = 0,6...0,8 mm).Tinând seama de aceste aspecte, în practică se aplică ciclul de nitrurare în treptedescris prin diagrama din figura 6.23 (prima treaptă la ti = 500...520 oC, pentrucreşterea durităţii stratului, iar a doua treaptă la ti = 550...600 oC, pentru mărireagrosimii stratului). Durata totală de menţinere τm depinde de grosimea stratului şieste, de obicei, τm = 15 … 40 ore.

Realizarea nitrurării în modul descris mai înainte asigură formarea înstratul superficial al pieselor supuse tratamentului a unor structuri având ca fazăprincipală nitrura γ’ (nitrură de tipul Fe4N, cu concentraţia masică de azot de5,7%), caracterizată prin duritate ridicată şi fragilitate scăzută.

După nitrurare nu se maiaplică nici un tratament termic,deoarece reîncălzirea pieselornitrurate conduce la descompunereanitrurilor din stratul superficial,eliminarea azotului şi anulareaefectului nitrurării. Se recomandăînsă a se aplica înainte denitrurare un tratament termic deîmbunătăţire (călire martensitică +revenire înaltă), pentru a se obţineîn miezul pieselor o structură cusorbită de revenire, caracterizatăprintr-o foarte bună combinaţie aproprietăţilor de rezistenţă mecanicăşi tenacitate. Principalele tipuri de

structuri care se formează în stratul superficial la nitrurarea pieselor din oţeluri însopul creşterii rezistenţei la uzare sunt prezentate în tabelul 6.1. 6.6.3.2. Nitrurarea în scopul creşterii rezistenţei la oboseală se aplicăpieselor folosite în construcţia de maşini, confecţionate din oţeluri carbon sau dinoţeluri aliate obişnuite (fără Al). Tratamentul se conduce în acelaşi mod ca învarianta prezentată anterior; se foloseşte acelasi regim şi rezultă aceeaşi structurăa stratului superficial ca şi la niturarea pentru creşterea rezistenţei la uzare, dar

Fig. 6.23. Diagrama unui tratament termochimic denitrurare


290

duritatea stratului superficial este mai scăzută (600...800 HV), deoarece dinstructura stratului lipsesc nitrurile de Al. Piesele din oţel supuse acestui tratamentînregistrează creşteri cu 30...90 % ale rezistenţei şi durabilităţii la oboseală,datorită efectelor de întârziere substanţială a fenomenelor de amorsare a fisurilorsub acţiunea solicitărilor variabile, produse de:

* creşterea durităţii stratului superficial (creşterea rezistenţei mecanice amaterialului din stratul superficial);

* generarea prin nitrurare a unor tensiuni reziduale de compresiune înstratul superficial (datorită saturării în azot a acestui strat).

6.6.3.3. Nitrurarea în scopul creşterii rezistenţei la coroziune se poateaplica pieselor confecţionate din orice fel de oţel şi pieselor din fonte cenuşii sau cugrafit nodular. Tratamentul se realizează la ti = 600...700 oC, cu o durată de menţinereτm = 1 … 6 ore, la suprafaţa pieselor formându-se un strat compact şi rezistent denitruri fragile ε (nitruri de tipul Fe2N, cu concentraţia masică de azot de 11,3 %), careprezintă o bună rezistenţa la acţiunea unor medii active, cum sunt atmosferele saline,apele reziduale, apa de mare etc. Principalele tipuri de structuri care se formează înstratul superficial la nitrurarea pieselor din oţeluri sau fonte în scopul creşteriirezistenţei la coroziune sunt prezentate în tabelul 6.1.

Pentru reducerea duratei tratamentului şi creşterea calităţii pieselor tratatese utilizează un procedeu tehnologic modern numit nitrurarea ionică(nitrurarea în plasmă). Piesele care se tratează prin acest procedeu se introducîntr-o incintă metalică şi sunt legate la catodul unui generator de curent continuu(cu tensiunea de 1000...1500 V), anodul generatorului fiind conectat la pereteleincintei în care se face tratamentul. In incinta de tratament se introduce gazul delucru (azot sau amoniac), care se rarefiază cu o pompă de vid până la realizareaunui vacuum de 200…1000 Pa. In incinta de tratament se declanşează o descărcareelectrică ce produce ionizarea gazului de lucru, ionii astfel creaţi fiind acceleraţi decâmpul electric din incintă şi proiectaţi pe suprafaţa pieselor supuse nitrurării.Datorită ciocnirii ionilor de azot cu piesele, se realizează atât adsorbţia intensă aazotului la suprafaţa pieselor, cât şi încălzirea pieselor la temperatura de nitrurare(incinta de tratament nu este prevăzută cu nici o alta sursă de încălzire a pieselor).

6.6.4. Tratamentele termochimicede carbonitrurare şi cianurare

Tratamentele termochimice de carbonitrurare şi cianurareconstau în îmbogăţirea simultană în carbon şi azot a stratului superficial alpieselor din oţel (cementarea cu carbon şi azot). Cele două tratamente sediferenţiază prin mediul de lucru utilizat:


291

* cianurarea se realizează în mediu lichid (topitură de săruri): (NaCN +KCN); (NaCN + NaCl + Na2CO3); (Na2CO3 + CON2H4) sau (Na Cl + Na2CO3 +CON2H4);

* carbonitrurare se realizează în mediu gazos: (75 % CH4 + 25 % NH3).Parametrul de regim principal, care determină mărimea concentraţiilor de carbonşi azot în stratul superficial al pieselor tratate, precum şi constituţia fazică şiadâncimea acestui strat, este temperatura ti; astfel, în mod obişnuit:

* cianurarea se efectuează la ti = 550...600 oC (asemănător nitrurării) şiasigură obţinerea unor straturi superficiale îmbogăţite cu precădere în azot, cudurităţi ridicate si rezistenţă foarte mare la uzare (ceea ce recomandă aplicareaacestui tratament mai ales la sculele din oţeluri aliate destinate prelucrăriimaterialelor metalice); datorită similitudinilor cu nitrurarea, după cianurare nu semai aplică tratamente termice (există pericolul eliminării azotului din stratulsuperficial al pieselor şi anulării efectelor tratamentului);

* carbonitrurarea se efectuează la ti = 820...880 oC (asemănătorcarburării) şi asigură obţinerea unor straturi superficiale îmbogăţite cu precădereîn carbon, prezenţa azotului determinând numai o creştere a vitezei proceselor decarburare (care permite folosirea unor temperaturi ti mai mici ca la carburare şidiminuarea duratelor τm necesare obţinerii unor straturi carburate de o anumităadâncime); datorită similitudinilor cu carburarea, după carbonitrurare se aplicăobligatoriu un tratament termic de călire martensitică pentru durificarea stratuluisuperficial al pieselor, diagrama tratamentului termic complet de carbonitrurarefiind asemănătoare celei prezentate în figura 6.22 a (cu modificarea temperaturii ti,în ciclul de carbornitrurare, la nivelul menţionat mai înainte).

6.6.5. Alte tratamente termochimice

In practică, cu domenii de aplicare mai restrânse decât celecorespunzătoare tratamentelor termochimice prezentate mai înainte, se utilizează,pentru piesele şi sculele din oţeluri sau pentru piesele din fonte şi următoareletipuri de tratamente termochimice:

6.6.5.1. Aluminizarea se aplică la piesele din oţeluri hipoeutectoide şi lapiesele din fonte cenuşii şi constă în îmbogăţirea în aluminiu a stratului superficialal acestor piese, în scopul creşterii refractarităţii (asigurarea unei bune rezistenţela oxidare la temperaturi ridicate, până la 800...900 oC) şi îmbunătăţiriicomportării acestora în prezenţa atmosferelor corosive. Tratamentul se face, înmod obişnuit, în băi de aluminiu topit saturat în fier (%Fem = 6...8 % ), lati = 680...750 oC şi τm = 1,0...1,5 ore (la piesele din fonte cenuşii difuziaaluminiului se face mai greu şi se impune a se realiza o decarburare superficială a


292

acestor piese înainte de aluminizare). După saturarea superficială în aluminiu,piesele tratate se supun unei recoaceri la 900...1000 oC, pentru creştera grosimiistratului îmbogăţit în aluminiu; în urma aplicării acestui tratament, se obţine unstrat aluminizat cu grosimea x = 0,02...0,80 mm, care conţine în zona de lasuprafaţa pieselor compuşi de tipul FeAl şi FeAl2, iar în zona dinspre miezulpieselor soluţie solidă de fier şi aluminiu (v. tabelul 6.1).

6.6.5.2. Cromizarea se aplică la piesele din oţeluri sau fonte şi constă înîmbogăţirea în crom a stratului superficial al acestor piese, pentru creşterearefractarităţii (până la 800...850 oC), pentru îmbunătăţirea rezistenţei la coroziuneîn apă de mare sau în unele medii acide (de exemplu, acid azotic) sau (dacăconcentraţia masică de carbon a pieselor depăşeşte 0,3 %) pentru durificareasuperficială şi mărirea rezistenţei lor la uzare. Tratamentul se face, în modobişnuit, în mediu solid, piesele supuse tratamentului introducându-se în cuptorulde tratament împachetate într-un amestec pulverulent alcătuit din ferocrom (aliajFe–Cr) şi oxid de aluminiu (Al2O3); cromizarea se realizează la ti = 1050...1200 oCşi τm = 12...15 ore, stratul superficial (îmbogăţit în crom) al pieselor tratate avândgrosimi x = 0,03...0,10 mm şi structura alcătuită din:

* soluţie solidă de fier şi crom, cu duritatea 220...250 HV, dacă piesele suntconfecţionate din oţeluri cu concentraţii masice de carbon scăzute (%Cm ≤ 0,3 %);

* soluţie solidă de fier şi crom şi carburi de crom, cu duritatea 800...1000 HV,dacă piesele sunt realizate din fonte sau oţeluri cu conţinuturi ridicate de carbon.

6.6.5.3. Silicizarea se aplică la piesele din oţeluri şi constă în îmbogăţireaîn siliciu a stratului superficial al acestor piese, în special, pentru îmbunătăţirearezistenţei lor la coroziune (în apă de mare sau în unele medii acide: acid azotic,acid sulfuric, acid clorhidric etc.) şi ameliorarea caracteristicilor de comportare lauzare. Tratamentul se face, în mod obişnuit, în mediu solid, piesele supusetratamentului introducându-se în cuptorul de tratament împachetate într-unamestec pulverulent alcătuit din 75% ferosiliciu (aliaj Fe-Si), 20% oxid dealuminiu (alumină / Al2O3) şi 5% clorură de amoniu; silicizarea se realizează lati = 950 … 1 000 oC şi τm = 4 … 12 ore, stratul superficial (îmbogăţit în siliciu) alpieselor tratate având grosimi x = 0,5 … 1,0 mm şi structura alcătuită din soluţiesolidă Feα (Si) (v. tabelul 6.1).

In prezent, silicizarea se realizează şi în mediu gazos, conţinând clorură desiliciu (SiCl4), obţinută prin trecerea unui curent de clor peste un strat deferosiliciu sau carbură de siliciu (SiC), aflat într-un spaţiu de reacţie în incintacuptorului de tratament.

6.6.5.4. Borizarea (borurarea) se aplică la piesele din oţeluri şi constă înîmbogăţirea în bor a stratului superficial al acestor piese, pentru creştereaînsemnată a durităţii acestui strat (la valori 1800 … 2000 HV) şi asigurarea unor


293

performanţe ridicate ale pieselor tratate privind rezistenţa la uzare şi comportareaîn medii corosive. Tratamentul se face, în mod obişnuit, în mediu lichid, pieselesupuse tratamentului introducându-se într-o baie conţinând 60% borax (Na2B4O7)şi 40% carbură de bor (B4C), atomii activi de bor fiind obţinuţi prin disociereacarburii de bor şi prin reducerea cu carbon a oxizilor de bor. După aplicareaborizării, la temperatura de ti = 930 … 950 oC, cu durata τm = 4 … 8 ore, pieseletratate au structura stratului superficial (cu grosimea x = 0,03 … 0,3 mm) alcătuitădin compusul chimic FeB (în zona de la suprafaţă), compusul chimic Fe2B şi dinsoluţie solidă Feα(B) (în zona de trecere spre miez), aşa cum se poate observa înmicrostructura prezentată în tabelul 6.1. Piesele borizate se supun unui tratamenttermic de îmbunătăţire (călire martensitică + revenire înaltă), pentru creştereadurităţii zonei situate sub stratul îmbogăţit în bor, deoarece existenţa unei zone moisub stratul borizat poate favoriza exfolierea acestui strat în cursul exploatării pieselor.

In prezent, borizarea se realizează şi în mediu gazos, la ti = 850 … 900 oC,folosind cuptoare etanşe cu atmosferă de diboran (B2H6) sau clorură de bor(BCl3) şi hidrogen.

6.6.5.5. Titanizarea se aplică la piesele din oţeluri şi constă înîmbogăţirea în titan a stratului superficial al acestor piese, pentru creşterearezistenţei lor la coroziunea produsă de mediile de lucru acide. Tratamentul seface, în mod obişnuit, în mediu lichid, piesele supuse tratamentului introducându-seîntr-o topitură conţinând 80 % clorură de sodiu (NaCl) şi 20 % oxizi de titan saupulbere de titan, temperatura de încălzire fiind ti = 950 … 1100 oC.

6.6.5.6. Zincarea (sheredizarea) se aplică la piesele din oţeluri şi constăîn îmbogăţirea în zinc a stratului superficial al acestor piese, pentru creşterearezistenţei lor la coroziunea produsă de atmosferele sau mediile gazoase fierbinţi(300 … 350 oC) care conţin hidrogen sulfurat (H2S). Tratamentul se face, în modobişnuit, în mediu lichid, piesele supuse tratamentului introducându-se într-o baiede zinc topit, cu ti = 430 … 460 oC, cu o durată τm = 0,5 … 5,0 min; stratulsuperficial, îmbogăţit în zinc, al pieselor tratate are grosimea x = 0,02 … 0,04 mm.La realizarea sârmelor şi barelor subţiri cu rezistenţă mecanică foarte ridicată,zincarea se combină cu patentarea (v. scap. 6.3.4), menţinerea izotermă dupăaustenitizare făcându-se într-o baie de zinc topit.

Cuvinte cheieadsorbţie, 282aluminizare, 291banda de călibilitate, 274borizare (borurare), 292călibilitate, 272

călire CIF, 278călire completă, 269călire în două medii (întreruptă), 276călire în trepte (martempering), 276călire incompletă, 269


294

călire într-un singur mediu, 275călire izotermă bainitcă, 277călire martensitică, 268călire sub 0 oC, 277călire superficială, 272capacitate de călire, 272carbonitrurare, 290, 291carburare, 283cementare, 283cianurare, 290cromizare, 292curbă de călibilitate, 273diagramă de tratament, 257disociere, 282îmbunătăţire, 282indice de călibilitate, 274mediu real de răcire, 270metalizare prin difuzie, 283metoda răcirii 9călirii) frontale, 273nitrurare, 289, 290nitrurare ionică (în plasmă), 290normalizare, 267

oţel pentru cementare, 284parametrul lui Hollomon-Jaffe, 281patentare, 266recoacere completă, 263recoacere cu schimbare de fază, 258recoacere de detensionare, 261recoacere de globulizare, 264recoacere de grafitizare, 267recoacere de omogenizare, 259recoacere de recristalizare nefazică, 259recoacere incompletă, 264recoacere izotermă, 266regimuri izosclere de revenire, 281revenire, 258, 280silicizare, 292tensiuni reziduale, 275titanizare, 293tratament termochimic, 258tratament termomecanic, 266viteză de încălzire, 257viteză de răcire, 258zincare (sherardizare), 293

Bibliografie


2. Dulamiţă T. ş. a., Tehnologia tratamentelor termice, Editura Didactică şiPedagogică, Bucureşti, 1982

3. Geru N., Metalurgie fizică, Editura Didactică şi Pedagogică, Bucureşti, 19824. Mantea St. ş.a., Teoria şi practica tratamentelor termice, Editura Tehnică,

Bucureşti, 19665. Novicov I.I. Theory of heat treatment of metals, Moscova, Mir, 19786. Popescu N, Vitănescu C., Tehnologia tratamentelor termice, Editura Tehnică, 19747. Protopopescu H., Metalografie şi tratamente termice, Editura Didactică şi

Pedagogică, Bucuresti, 19838. Raşeev D., Bazele tehnologiei tratatamentelor termice, I.P.G. Ploiesti, 19779. Zecheru Gh., Tehnologia materialelor, Partea I, I.P.G. Ploieşti, 198710. * * * Metals Handbook Ninth Edition, vol. 4, American Society for

Metals, Ohio, 198111. * * * Methods of determining hardenability of steels – SAE J406, SAE

Standard, Noiembrie 1990


295


T.6.1. Care din următoarele seturi de parametrii de regim definesc completdiagrama unui TT simplu: a) ti, τi, τm şi vr; b) ti, vi, τm şi vr; c) ti, vi, τm şi mediul derăcire; d) ti, τi, vi şi vr?

T.6.2. Care din următoarele tipuri de TT fac parte din categoria recoacerilorfără schimbare de fază: a) recoacerea completă; b) recoacerea de omogenizare;c) îmbunătăţirea; d) recoacerea de detensionare?

T.6.3. Care din următoarele tipuri de TT fac parte din categoria recoacerilorcu schimbare de fază: a) recoacerea de detensionare; b) recoacerea incompletă;c) normalizarea; d) recoacerea de globulizare a cementitei?

T.6.4. Care din următoarele tipuri de recoacere cu schimbare de fază se potaplica atât la piesele din oţeluri hipoeutectoide, cât şi la piesele şi sculele din oţelurihipereutectoide: a) recoacerea completă; b) recoacerea de globulizare a cementitei;c) normalizarea; d) recoacerea izotermă?

T.6.5. Care din următoarele tipuri de recoacere cu schimbare de fază se potaplica pentru finisarea granulaţiei pieselor din oţeluri hipoeutectoide: a) recoacereaincompletă; b) recoacerea completă; c) recoacerea de globulizare a cementitei;d) normalizarea?

T.6.6. Care este temperatura de încălzire recomandată pentru realizarea TT derecoacere completă la piesele din oţeluri hipoeutectoide: a) ti = A1 + 30 … 50 oC;b) ti = Acem + 30 … 50 oC; c) ti = A3 + 30 … 50 oC; d) ti = A1 − 30 … 50 oC?

T.6.7. Temperatura de încălzire ti, pentru recoacerea de recristalizare fărăschimbare de fază a unor semifabricate din oţel prelucrate prin deformare plastică larece, se adoptă astfel încât: a) ti > trp; b) trp < ti < A1: c) ti = A1 + 30 … 50 oC;d) 0,4ts – 164 oC < ti < A1?

T.6.8. Care din următoarele mecanisme stau la baza detensionării termice apieselor din oţeluri sau fonte: a) mecanismul deformării prin difuzie – fluaj;b) mecanismul recristalizării primare; c) mecanismul deformării plastice locale;d) mecanismul degradării prin oboselă a materialului pieselor?

T.6.9. Un produs din oţel, în care operaţiile de prelucrare din procesul defabricare au generat tensiuni reziduale cu intensitatea maximă σrez, este supusrecoacerii de detensionare la temperatura ti = 500 oC. La ce nivel se reduceintensitatea tensiunilor reziduale: a) la nivelul limitei de curgere a oţelului la ta;b) la nivelul rezistenţei la rupere a oţelului la ti; c) la zero; d) la nivelul limitei decurgere a oţelului la ti?

T.6.10. Care TT se recomandă a fi aplicat pentru îmbunătăţireaprelucrabilităţii prin aşchiere a unui semifabricat din oţel carbon cu %Cm = 0,25 %:


296

a) recoacerea completă; b) recoacerea incompletă; c) normalizarea; d) recoacereade globulizare a cementitei?

T.6.11. Care TT aplicat unei piese din oţel hipoeutectoid conduce lastructura cu cel mai mic conţinut procentual de ferită: a) recoacrea completă; b)recoacerea incompletă; c) recoacerea de detensionare; d) normalizarea?

T.6.12. Care din următoarele structuri rezultă după aplicarea normalizăriila o piesă turnată din fontă cu grafit nodular feritică: a) sorbită de revenire;b) martensită şi austenită reziduală; c) sorbită şi grafit nodular; d) sorbită şi grafit lamelar?

T.6.13. Care din următoarele afirmaţii sunt adevărate: a) recoacereacompletă aplicată pieselor din oţeluri hipoeutectoide conduce la o structurăalcătuită din ferită şi perlită; b) recoacerea completă aplicată pieselor sau sculelordin oţeluri hipereutectoide asigură o structură alcătuită din cementită secundară şiperlită; c) recoacerea de globulizare a cementitei asigură sculelor din oţelurihipereutectoide o structură cu perlită globulară; d) recoacerea incompletă se aplicăpentru finisarea granulaţiei pieselor din oţeluri hipoeutectoide?

T.6.14. Ce TT se recomandă a fi aplicat anterior călirii martensitice asculelor din oţeluri hipereutectoide: a) recoacerea completă; b) recoacereaincompletă; c) recoacerea izotermă; d) recoacerea de globulizare a cementitei?

T.6.15. Care este temperatura de încălzire recomandată pentru călireamartensitică a unei piese din oţel hipoeutectoid: a) ti = Acem + 30 … 50 oC;b) ti = A1 + 30 … 50 oC; c) ti = A3 + 30 … 50 oC; d) ti = A3 + 100 … 150 oC?

T.6.16. Care este temperatura de încălzire recomandată pentru călireamartensitică a unei piese din oţel hipereutectoid: a) ti = Acem + 30 … 50 oC;b) ti = A1 + 30 … 50 oC; c) ti = A3 + 30 … 50 oC; d) ti = A3 + 100 … 150 oC?

T.6.17. Proprietatea unui oţel de a-şi mări duritate prin călire este denumită:a) rigiditate; b) călibilitate; c) capacitate de călire; d) elasticitate?

T.6.18. Proprietatea unui oţel de a se căli pe o anumită adâncime estedenumită: a) maleabilitate; b) ductilitate; c) capacitate de călire; d) călibilitate?

T.6.19. Care din următorii factori determină creşterea călibilităţii oţelurilor:a) creşterea concentraţiei de carbon; b) creşterea purităţii; c) finisarea granulaţiei;d) creşterea gradului de omogenizare a austenitei?

T.6.20. Care din următoarele oţeluri are cea mai mare călibilitate: a) oţelul cuindicele de călibilitate J8 – 50/55; b) oţelul cu indicele de călibilitate J6 – 50/55;c) oţelul cu indicele de călibilitate J8 – 45/50; d) oţelul cu indicele de călibilitateJ10 – 50/55?

T.6.21. Care din următoarele tratamente generează în piesele tratate tensiunimecanice reziduale: a) călirea martensitică; b) revenirea; c) recoacerea comletă;d) nitrurarea?

T.6.22. Care din următoarele procedee tehnologice de călire se pot aplica la


297

piesele şi sculele din oţeluri carbon: a) călirea în trepte; b) călirea fără transformarepolimorfă; c) călirea izotermă bainitică; d) călirea la temperaturi scăzute?

T.6.23. Care din următoarele afirmaţii privind călirea CIF a pieselor dinoţeluri sunt adevărate: a) grosimea stratului călit creşte odată cu frecvenţa curentuluielectric din inductorul folosit la încălzire; b) procedeul asigură o productivitateridicată a operaţiei de călire; c) tratamentul generează tensiuni reziduale decompresiune în stratul superficial al pieselor; d) viteza de încălzire a stratului nuinfluenţează alegerea parametrilor de regim ai tratamentului?

T.6.24. TT care constă din călire martensitică urmată de revenire înaltă estedenumit: a) recoacere izotermă; b) normalizare; c) îmbunătăţire; d) carbonitrurare?

T.6.25. Ce structuri se obţin după fiecare din ciclurile tratamentului deîmbunătăţire aplicat unei piese din oţel carbon cu %Cm = 0,60 %: a) după ciclul decălire – martensită tetragonală şi austenită reziduală, iar după ciclul de revenireînaltă – sorbită de revenire; b) după ciclul de călire – sorbită şi troostită, iar dupăciclul de revenire înaltă – martensită cubică şi austenită reziduală; c) după ciclulde călire – martensită tetragonală, iar după ciclul de revenire înaltă – bainită;d) după ciclul de călire – ferită şi perlită, iar după ciclul de revenireînaltă – martensită de revenire?

T.6.26. Care din următoarele afirmaţii privind tratamentul de revenire(aplicat pieselor din oţel călite martensitic) sunt adevărate: a) revenirea joasăconduce la o structură cu martensită de revenire; b) revenirea înaltă se aplicăpentru creşterea limitei de curgere a oţelului şi asigurarea unei bune elasticităţi apieselor; c) revenirea înaltă determină formarea unei structuri cu martensită derevenire şi austenită reziduală; d) revenirea înaltă asigură formarea unei structuricu sorbită de revenire, având cea mai bună combinaţie a caracteristicilor derezistenţă mecanică şi tenacitate?

T.6.27. Tratamentele care se efectuează în medii active din punct devedere chimic şi care realizează modificarea compoziţiei chimice, structurii şiproprietăţilor straturilor superficiale ale pieselor sunt denumite: a) recoaceri cuschimbare de fază; b) tratamente termochimice; c) tratamente termomecanice;d) normalizări?

T.6.28. Care din următoarele procese stau la baza realizării unui tratamenttermochimic: a) disocierea mediului de lucru şi obţinerea atomilor elementelor deîmbogăţire; b) difuzia atomilor elementelor de îmbogăţire, de la suprafaţa pieselorsupuse tratamentului, spre miezul acestora; c) călirea stratului superficial al pieselorsupuse tratamentului; d) adsorbţia atomilor elementelor de îmbogăţire pe suprafaţapieselor supuse tratamentului?

T.6.29. Care din următoarele afirmaţii privind tratamentul termochimic decarburare sunt adevărate: a) tratamentul se aplică la piesele din oţeluri cu%Cm < 0,25 %; b) tratamentul se aplică la piesele confecţionate din oţeluri


298

eutectoide; c) tratamentul trebuie să asigure creşterea concentraţiei de carbon astratului superficial al pieselor din oţel, până la %Cm = 0,8 … 0,9 %; d) dupăcarburare nu se mai aplică nici un alt ciclu de TT?

T.6.30. Care din următoarele afirmaţii privind tratamentul termochimic denitrurare sunt adevărate: a) nitrurarea în scopul creşterii rezistenţei la uzare seaplică pieselor din oţeluri cu %Cm = 0,3 … 0,4 %, aliate cu Al, Cr, Mo;b) nitrurarea în scopul creşterii rezistenţei la uzare se aplică pieselor pentruconstrucţia de maşini, confecţionate din oţeluri carbon sau aliate; c) nitrurarea înscopul creşterii rezistenţei la coroziune se aplică pieselor din oţeluri şi pieselor dinfonte cenuşii sau cu grafit nodular; d) nitrurarea constă din îmbogăţirea în nichel astratului superficial al pieselor din oţeluri sau fonte?

T.6.31. Care din următoarele afirmaţii privind denumirea tratamentelortermochimice sunt adevărate: a) pentru nitrurare se poate folosi şi denumirea decementare cu azot; b) pentru silicizare se poate folosi şi denumirea de metalizareprin difuzie cu siliciu; c) pentru aluminizare se poate folosi şi denumirea demetalizare prin difuzie cu aluminiu; d) pentru borurare se poate folosi şidenumirea de cementare cu bor?

T.6.32. Care din următoarele afirmaţii privind realizarea tratamentelortermochimice sunt adevărate: a) nitrurarea se efectuează în cuptoare etanşe, înatmosferă de amoniac; b) carbonitrurarea se efectuează în cuptoare etanşe, într-unamestec de metan şi amoniac; d) silicizarea se efectuează în cuptoare etanşe, înatmosferă de gaz inert; d) zincarea se efectuează în cuptoare etanşe, în atmosferăde vapori de zirconiu?

T.6.33. Care din următoarele afirmaţii privind realizarea tratamentelortermochimice sunt adevărate: a) cromizarea pieselor din oţeluri hipoeutectoide saufonte cenuşii se efectuează, de obicei, în băi de aluminiu topit, saturat în fier, lati = 680 … 750 oC; b) silicizarea pieselor din oţeluri se face, în mod obişnuit,într-un amestec pulverulent alcătuit din ferosiliciu, oxid de aluminiu şi clorură deamoniu, la ti = 950 … 1000 oC; c) titanizarea pieselor din oţeluri se realizează într-o topitură conţinând 80 % clorură de sodiu şi 20 % oxizi sau pulbere de titan; d)sheradizarea pieselor din oţeluri se realizează într-o baie de aluminiu topit?

T.6.34. Care din următoarele afirmaţii privind realizarea tratamentelortermochimice sunt adevărate: a) cromizarea pieselor din oţeluri sau fonte se face,de obicei, la ti = 1050 …1150 oC, cu piesele împachetate într-un amestecpulverulent, alcătuit din ferocrom, oxid de aluminiu şi clorură de amoniu;b) aluminizarea pieselor din oţeluri hipoeutectoide sau fonte cenuşii se efectuează,de obicei, în băi de aluminiu topit, saturat în fier, la ti = 680 … 750 oC;c) borizarea pieselor din oţeluri se face, în mod obişnuit, la ti = 930 … 950 oC,într-o baie de plumb topit; d) cianurarea sculelor din oţeluri aliate se efectuează lati = 550 … 600 oC, într-un mediu lichid, conţinând cianuri de sodiu şi potasiu?


299

Aplicaţii

A.6.1. Carcasa unei maşini este realizată din mai multe piese,confecţionate din tablă de oţel cu conţinut scăzut de carbon (%Cm < 0,2%),îmbinate prin sudare. Ştiind că gradul de relaxare a tensiunilor reziduale dinîmbinările sudate asigurat prin aplicarea recoacerii de detensionare, este dat de orelaţie de forma GR = aD PD + bD , în care constantele aD şi bD au valorileaD = 0,01585 şi bD = − 213, iar PD este parametrul de caracterizare globală aregimului TT de recoacere de detensionare, definit de o relaţie asemănătoarerelaţiei (6.2): PD = Ti[20 + lg(τm)], să se stabilească: a) gradul de relaxare atensiunilor reziduale din carcasa sudată, după aplicarea unei recoaceri dedetensionare cu regimul ti = 500 oC, vi = 30 oC/oră, τm = 2 ore, vr = 20 oC/oră;b) regimurile de detensionare care asigură un grad de detensionare GR = 80%.Rezolvare

a) Regimul TT de recoacere de detensionare aplicat corespunde unei valoriPD = (500 + 273)(20 + lg2) = 15693. Această valoare a PD asigură un grad dedetensionare a carcasei sudate GR = 0,010585∙15693 - 213 = 36 %; ţinând seamade modul de definire a GR (v. scap. 6.2.3), rezultă că aplicarea recoacerii dedetensionare cu regimul precizat în enunţul aplicaţiei conduce la reducereatensiunilor reziduale din carcasa sudată la nivelul σrd = 0,64σrez.

b) Pentru realizarea unui GR = 80 %, este necesar ca TT de recoacere dedetensionare să se efecueze cu un set de parametri (ti,τm) care să asigure

1848601585,0

21380 === +−

D

DD a

bGRP . Utilizând relaţia de definiţie dată pentru

parametrul PD şi considerând intervalul de valori recomandat pentru ti (v. scap. 6.2.3)rezultă că TT de recoacere de detensionare care asigură GR = 80% (reducereatensiunilor reziduale din carcasa sudată la nivelul σrd = 0,2σrez.) trebuie să fierealizate cu parametrii precizaţi în tabelul 6.3.

Tabelul 6.3. Regimurile de detensionare (ti,τm) care asigură GR = 80 %

ti, oC 500 525 550 575 600 625 650τm, ore 8215 1464 290 63 15 3,9 1,1

Analizând valorile parametrilor de regim (ti,τm) din tabelul 6.3, se constatăcă pentru temperaturi ti ≤ 575 oC duratele τm trebuie să fie foarte mari; ca urmare,regimurile raţionale de detensionare (care asigură GR = 80 % şi se pot realiza încondiţiile unei bune productivităţi a operaţiei de TT) sunt cele cu ti ≥ 575 oC.

A.6.2. Corpul unui echipament petrolier (prevenitor de erupţie) cu peretefoarte gros este realizat prin turnare, dintr-un oţel având următoarea compozitţie


300

chimică: %Cm = 0,35 %; %Mnm = 0,70 %; %Sim = 0,30 %; %Crm = 1,5 %;%Nim = 1,0 %; %Mom = 0,25 %. Să se construiască diagrama TT care asigurăomogenizarea chimică şi finisarea granulaţiei structurii de turnare a acestei piese.

RezolvareConform indicaţiilor din scap. 6.2.1, pentru diminuarea neomogenităţilor

chimice ale structurii dendritice primare a corpului turnat se recomandă aplicareaunei recoaceri de omogenizare, cu parametrii de regim ti = 950 .. 1150 oC,vi = 30 … 50 oC/oră, τm = 5 … 40 ore şi vr = 30 … 50 oC/oră (răcire lentă odată cucuptorul). Având în vedere că recoacerea de omogenizare trebuie să asigurediminuarea prin difuzie nu numai a a segregaţiilor dendritice ale carbonului ci şi asegregaţiilor celorlalte elemente de aliere (cu raze atomice mai mari decât acarbonului), se adoptă un regim al recoacerii de omogenizare cu ti = 100 … 1100 oC,

vi = 30 … 50 oC/oră (ivit

i =τ ),τm = 25 … 30 ore şi răcirea lentă odată cu cuptorul.

Pentru finisarea granulaţiei corpului turnat din oţel se recomandă ca, dupărecoacerea de omogenizare, să se aplice un TT de recoacere completă saunormalizare. Dacă se adoptă soluţia aplicării unei normalizări, aşa cum s-aprecizat în scap 6.3.5, parametrii de regim se aleg astfel: ti = A3 + 30 … 50 oC,vi = 30 … 50 oC/oră, τm = 5 … 10 min şi răcirea în aer.

Diagrama TT recomandat pentru corpul turnat este prezentată în figura 6.24.

Fig. 6.24 Diagrama TT de RO + N aplicat unei piese turnate din oţelObservaţiePentru stabilirea parametrilor de regim ai TT care se aplică pieselor


301

realizate din oţeluri hipoeutectoide se pot utiliza următoarele relaţii (stabilite princercetări experimentale) pentru determinarea temperaturilor caracteristice (în oC):

A3 = 910 − 180 mC% −14%Mnm + 45%Sim + 15,2%Nim + 1,7%Crm + 104%Vm + 31,5%Mom (6.4)A1 = 727 −14%Mnm + 22%Sim − 15%Nim + 22%Crm (6.5)Ms = 520 − 320%Cm − 45Mnm − 30 − 20(%Nim + %Mom) −

5(%Cum + %Sim) (6.6)Folosind aceste relaţii în cazul aplicaţiei, rezultă (pentru oţelul din care s-a

realizat corpul turnat) valorile A3 = 845 oC; A1 = 742 oC (care se pot utliza laconstruirea diagramei din figura 6.24) şi Ms = 321 oC.

A.6.3. Pe o epruvetă prelevată dintr-un semifabricat din oţel, avândcompoziţia chimică: %Cm = 0,34%; %Sim = 0,3%; %Mnm = 0,8%; %Crm = 1,0 %;%Mom = 0,20% şi o structură cu indicele convenţional al granulaţiei G = 7, s-aefecuat încercarea pentru determinarea călibilităţii prin metoda răcirii frontale şi s-au obţinut rezultatele prezentate în tabelul 6.4.

Tabelul 6.4. Rezultatele determinării călibilităţii pe o epruvetă din oţelDistanţa de la

capătul răcit l, mm 1,5 3 5 7 9 11 13 15 20

HRC 53 52,5 52 51 49,5 48 46 44,5 39Distanţa de la

capătul răcit l, mm 25 30 35 40 45 50 55 60 65

HRC 36 34 32,5 31 30 29 28 28 28a) Să se construiască curba de călibilitate a oţelului din care este

confecţionat semifabricatul şi să se stabilească caracteristicile principale decălibilitate ale acestuia.

b) Ştiind că banda de călibilitate a mărcii de oţel din care s-a realizatsemifabricatul este cea reprezentată în figura 6.25, să se analizeze dacă curba decălibilitate determinată experimental pentru şarja de oţel din care s-a realizatsemifabricatul se înscrie în această bandă şi dacă oţelul asigură un indice decălibilitate J 20/30 − 35.

Rezolvarea) Utilizând relaţia (6.4), se obţine că valoarea punctului critic A3 al

oţelului pentru care s-a efecuat încercarea de determinare a călibilităţii esteA3 = 825 oC şi, ca urmare, temperatura de încălzire a epruvetei în vedereaaustenitizării (înainte de călirea frontală) a fost ti = A3 + 30…50 oC = 855…875 oC.

Rezultatele obţinute prin măsurarea durităţilor la diferite distanţe de lacapătul epruvetei răcite frontal, prezentate în tabelul 6.4, se pot reprezenta cuuşurinţă sub forma curbei de călibilitate din figura 6.26.

b) Analizând poziţia curbei de călibilitate determinată experimental


302

(v. fig. 6.26), se constată că aceasta se încadrează în banda de călibilitate şise asigură indicele J 20/30 – 35, deoarece, pentru l ∈ [20 mm, 30 mm],HC ∈ [34 HRC, 39 HRC] şi 35 HRC ∈ [34 HRC, 39 HRC] .

Fig. 6.25. Banda de călibilitate a mărcii de oţel din aplicaţia 6.3

ObservaţieDatele necesare construirii curbelor de călibilitate ale diverselor şarje realizate

dintr-o marcă de oţel se pot estima, în funcţie de compoziţia chimică a acestora,utilizând metoda recomandată de standardul american SAE J406/1990. Etapele carese parcurg sunt următoarele:

• se calculează diametrul critic ideal Dc (diametrul unei bare din oţelulanalizat care se căleşte pătruns, în miezul acesteia rezultând o structurăsemimartensitică) cu relaţia:

∏=

=m

iixc kD

1 , (6.7)

xi, i = 1 … m, fiind componentele oţelului, iar factorii ixk putând fi determinaţi cu relaţiile:kC = 12,7%Cm; kSi = 1 + 0,7%Sim; kMn = 0,769 + 3,647%Mnm ; kCr = 1 + 2,160%Crm ;kNi = 1 + 0,364%Nim ; kMo = 1 + 3%Mom ; kCu = 1,003 + 0,355%Cum;kV = 0,999 + 1,742%Vm; pentru şarja analizată se obţine: kC = 4,318; kSi = 1,21;kMn = 3,686; kCr = 3,160; kMo = 1,60;

• se determină duritatea structurii martensitice HM corespunzătoare durităţiimăsurate pe o epruvetă de călire frontală la o distanţă lo = 1/16 in ≅ 1,5 mm, cu


303

relaţia:HM = 35,395 + 6,990%Cm + 312,330%Cm

2 − 821,744%Cm3 +

1015,479%Cm4 − 538,346%Cm

5 ( 6.8)şi duritatea structurii semimartensitice HSM, cu relaţia:

HSM = 22,974 + 6,214%Cm + 356,364%Cm2 − 1091,488%Cm

3 + 1464,880%Cm

4 − 750,441%Cm5 ( 6.9)

• se determină duritatea HC la distanţa l de la capătul călit al epruvetei,cu relaţia:

red

MC k

HH = , (6.10)

unde kred este coeficientul de reducere a durităţii HM în funcţie de diametrul Dc şide distanţa lc de la capătul călit; principalele valori ale coeficientului kred, pentrudomeniul uzual al diametrelor critice ideale Dc, sunt prezentate în tabelul 6.5.

Tabelul 6.5. Valorile factorului kred din relaţia de determinare a durităţii la diferitedistanţe de la capătul călit frontal al epruvetelor de călibilitate

Factorul de reducere a durităţii kred, la distanţa l, în mmDiametrulcritic ideal

Dc, mm 3 6 12 18 24 33 45

25 1,13 2,01 2,85 3,41 3,41 3,41 3,4130 1,09 1,76 2,65 3,14 3,14 3,14 3,1440 1,04 1,43 2,25 2,67 2,93 3,29 3,2950 1,01 1,25 1,92 2,30 2,54 2,81 3,1660 1,00 1,16 1,67 2,02 2,23 2,47 2,7670 1,00 1,10 1,49 1,79 1,99 2,22 2,4780 1,00 1,06 1,35 1,61 1,84 2.01 2,2390 1,00 1,04 1,25 1,47 1,65 1,84 2,01100 1,00 1,02 1,18 1,36 1,52 1,70 1,91120 1,00 1,00 1,08 1,20 1,33 1,43 1,62140 1,00 1,00 1,01 1,10 1,19 1,24 1,39160 1,00 1,00 1,00 1,03 1,09 1,13 1,26Aplicând metodologia prezentată, pentru marca de oţel care are limitele

compoziţiei chimice prezentate în figura 6.25 şi şarja analizată (care se încadreazăîn această marcă), se obţin rezultatele prezentate în tabelul 6.6, cu ajutorul căroras-au trasat curbele limită ale benzii de călibilitate a mărcii de oţel şi curba decălibilitate a şarjei; figura 6.26, în care sunt reprezentate atât curbele construite


304

prin metoda analitică, cât şi cele obţinute experimental la determinările privindcălibilitatea oţelului, evidenţiază o bună concordanţă a rezultatelor ce se obţinprin aceste două procedee de apreciere a călibilităţii.

Tabelul 6.6. Rezultatele determinărilor analitice pentru marca de oţel şi şarja analizată

Duritatea HC, la distanţa l, mmCompoziţiachimică

HM,HRC

Dc,mm 3 6 12 18 24 33 45

limita min.a mărcii 50,3 54 50 41,7 27,6 23,0 20,9 18,8 16,8 şarja 52,7 97 52,7 51,7 43,9 37,9 33,8 30,3 27,2

limita max.a mărcii 53,8 146 53,8 53,8 53,3 49,3 46,4 44,5 39,8

Fig. 6.26. Comparaţie între curbele de călibilitate construite experimental şi determinate analitic pentru un oţel

Relaţiile aferente metodei recomandate de standardul SAE J406/1990permit şi determinarea vitezei de răcire critice a unui oţel (la care se cunoaştecompoziţia chimică), prin aplicarea următoarei proceduri:

• se determină cu ajutorul relaţiei (6.7) diametrul Dc;• se estimează cu ajutorul relaţiilor (6.8) şi (6.9) durităţile HM şi HSM;

• se determină cu (6.10) valoarea SM

Mred H

Hk =* , corespunzătoare distanţei

lSM, de la capătul răcit frontal şi până în zona cu structură semimartensitică aepruvetelor de călibilitate realizate din şarja de oţel analizată;

• prin interpolare în tabelul 6.5, se determină distanţa lSM;• se determină mărimea vitezei vrc (în oC/s) în funcţie de lSM (în mm),

folosind relaţia:

SMlrc ev

1,5

1,19= ; (6.11)


305

evident, cunoscând vrc se poate alege mediul de răcire (viteza de răcire vr) pentrucălirea martensitică a pieselor confecţionate din oţelul analizat, aplicând criteriulvr > vrc.

De exemplu, aplicând această procedură în cazul şarjei de oţel cucompoziţia precizată în enunţul aplicaţiei, rezultă: Dc = 97 mm; HM = 52,7 HRC;HSM = 39,5 HRC; *

redk = 1,33; lSM = 16,1 mm şi vrc = 68 oC/sA.6.4. Tehnologia de fabricare a unui arbore din oţel carbon cu

%Cm = 0,45 % prevede aplicarea îmbunătăţirii ca TT final şi asigurarea uneistructuri cu duritatea 26 ... 28 HRC. Stiind că duritatea (în unităţi HRC)care se obţine prin revenirea oţelului carbon cu %Cm = 0,45 % se poateestima cu relaţia Hr = arPHJ + br, în care ar = − 0,0045 şi br = 97, să sestabilească principalii parametrii de regim ai TT de îmbunătăţire prevăzutpentru acest arbore.

RezolvareAşa cum s-a arătat în scap. 6.5, TT de îmbunătăţire este alcătuit dintr-o

călire martensitică urmată de o revenire înaltă.Deoarece materialul din care este confecţionat arborele este un oţel carbon

hipoeutectoid (%Cm = 0,45 %), călirea martensitică trebuie realizată cu următorulregim (v. scap. 6.4.1): ti = A3 + 30 ... 50 oC, vi < vad, τm = 5 ... 10 min şi răcirea înapă. Temperatura corespunzătoare punctului critic A3, determinată cu relaţia (6.4),este A3 ≅ 800 oC, iar duritatea structurii martensitice care rezultă prin călire,estimată cu relaţia (6.8), este HM ≅ 59 HRC.

Revenirea înaltă, care se aplică după călirea martensitică a arborelui dinoţel, trebuie să asigure o structură alcătuită din sorbită de revenire, cu duritateaHr = 26 ... 28 HRC (sau Hr = 27 ± 1 HRC). Considerând valoarea medie aintervalului în care trebuie să se încadreze duritatea (Hr = 27 HRC) şi folosindrelaţia dată în enunţul aplicaţiei, rezultă că regimul de revenire care asigurăstructura cu această valoare a durităţii este caracterizat global de un nivel

155560045,09727 === −

−−ra

rbrHHJP . Utilizând relaţia (6.2), care defineşte parametrul

PHJ şi considerând indicaţiile date în scap. 6.5, privind alegerea temperaturii deîncălzire la revenirea înaltă, rezultă regimurile izosclere de revenire (cu niveluldurităţii Hr = 27 HRC) redate în tabelul 6.7.

Tabelul 6.7. Parametrii regimurilor de revenire înaltă, care asigurăstructuri cu duritatea 27 HRC la piesele din oţeluri cu %Cm = 0,45 %

Temperatura deîncălzire la

revenire ti, oC525 550 575 600 625 650

Duratamenţinerii la

revenire τm, ore31,2 8,0 2,2 0,66 0,21 0,07


306

Analizând datele din tabelul 6.7, se poate constata că regimul raţional derevenire (care conduce la structura cu duritatea Hr = 27 HRC şi asigură o bunăproductivitate a operaţiei de TT) are parametrii: ti = 600 oC şi τm = 0,66 ore(τm ≅ 40 min). Deoarece etapa de răcire a TT de revenire nu influenţează calitateapieselor din oţeluri carbon supuse acestui tratament se alege ca mediu de răcire larevenire aerul.

Diagrama TT de îmbunătăţire (călire martensitică + revenire înaltă) care seaplică arborelui din oţel este cea prezentată în figura 6.21, cu parametrii de regimstabiliţi anterior.

A.6.5. O piesă din oţel carbon cu %Cm = 0,1 % este supusă tratamentuluitermochimic de carburare în mediu gazos, grosimea prescrisă a stratului carburatfiind x = 3 mm. Să se stabilească durata ciclului de carburare la temperaturati = 930 oC.

RezolvareUtilizând relaţia (6.3), rezultă că durata de menţinere a piesei la

temperatura ti = 930 oC pentru obţinerea unui strat carburat cu grosimea x = 3 mm

este: 222

2

2

2

64,0

3 ≅==c

mK

xτ ore.

ObservaţieRelaţia (6.3) a fost stabilită experimental, considerând că procesul de

carburare la temperatura ti se realizează astfel încât la suprafaţa piesei supusetratamentului se realizează saturarea în carbon a austenitei, iar stratul carburat (cugrosimea x) se întinde de la suprafaţa piesei şi până în zona în care se realizează oconcentraţie de carbon %Cm(x,τm) = %Cm + 0,07 %; principalele valori alecoeficientului Kc sunt redate în tabelul 6.8.

Tabelul 6.8. Valorile coeficientului Kc din relaţia de calcul al duratei de carburareTemperatura decarburare ti, oC

870 900 930

Kc 0,45 0,54 0,64Rezultatele obţinute aplicând relaţia (6.3) se pot verifica şi valida, dacă se

apelează la soluţiile ecuaţiilor diferenţiale ce descriu procesul de difuzie acarbonului, care permit determinarea distribuţiei concentraţiei de carbon în stratulsuperficial al pieselor supuse carburării şi luarea unor decizii mai binefundamentate teoretic privind conducerea tratamentului termochimic de carburare.Una din aceste soluţii are forma generală:

),(erf20 ms

s

D

xcc

cc

τ=

−

− (6.12)

în care c = %Cm(x,τm) este concentraţia carbonului la distanţa x de la suprafaţa


307

piesei din oţel supuse carburării o durată τm, c0 = %Cm – concentraţia carbonuluiîn miezul piesei carburate, egală cu concentraţia masică de carbon a oţelului supuscarburării, cs = %Cm(0,0) = %Cm(0,τm) – concentraţia carbonului la suprafaţapiesei în cursul carburării, D – coeficientul de difuzie a carbonului în austenită la

temperatura ti, iar erf(z = )2 mD

x

τ − funcţia erorilor (Gauss), cu expresia analitică:

∫ −=z

y dyez0

22)(erfπ

(6.13)

şi având valorile precizate în tabelul 6.9.Această soluţie se poate utiliza pentru a determina distribuţia concentraţiei

carbonului în stratul superficial al piesei carburate la ti = 930 oC, o duratăτm = 22 ore; în acest scop se parcurg următoarele etape: Tabelul 6.9. Principalele valori ale funcţiei erf(z)

z erf(z) z erf(z) z erf(z) z erf(z)0 0 0,40 0,4284 0,85 0,7707 1,6 0,9763

0,025 0,0282 0,45 0,4755 0,90 0,7970 1,7 0,98380,05 0,0564 0,50 0,5205 0,95 0,8209 1,8 0,98910,10 0,1125 0,55 0,5633 1,0 0,8427 1,9 0,99280,15 0,1680 0,60 0,6039 1,1 0,8802 2,0 0,99530,20 0,2227 0,65 0,6420 1,2 0,9103 2,2 0,99810,25 0,2763 0,70 0,6778 1,3 0,9340 2,4 0,99930,30 0,3286 0,75 0,7112 1,4 0,9523 2,6 0,99980,35 0,3794 0,80 0,7421 1,5 0,9661 2,8 0,9999

• se determină valoarea coeficientului de difuzie a carbonului înaustenită la temperatura ti = 930 oC (Ti = 1103 K); folosind datele precizate în

aplicaţia A.1.32, rezultă: 111203314,8

3101136

0 1074,1104,1 −⋅

−⋅−−

−⋅=⋅== eeDD iRT

aE

m2/s;

• se calculează valorile argumentului mD

xzτ2

= , pentru D = 1,74⋅10-11 m2/s,

τm = 22 ore = 79200 s (stabilite anterior) şi diferite valori ale distanţei de lasuprafaţa piesei carburate x (în m); pentru valorile lui z astfel calculate se extragdin tabelul 6.9 valorile corespunzătoare funcţiei erf(z);

• se stabileşte nivelul concentraţiei cs = %Cm(0,τm) asigurate în timpulcarburării şi se calculează valorile concentraţiei masice a carbonului la distanţele xconsiderate în etapa anterioară c = %Cm(x,τm), particularizând soluţia analitică(6.12), iar cu datele obţinute se trasează curba de distribuţie a concentraţiei


308

carbonului în stratul carburat al piesei; cs se poate alege la nivelul cs = 0,85 %(valoarea medie a intervalului recomandat în scap. 6.6.2) sau la nivelulconcentraţiei de saturare în carbon a austenitei cs = csat , csat având valorile(corespunzătoare abscisei punctului de intersecţie dintre izoterma ti şi linia ES adiagramei de echilibru metastabil Fe – Fe3C) date în tabelul 6.10.

Tabelul 6.10. Concentraţiile de saturare în carbon a austenitei la diferite temperaturi ti

ti, oC 900 910 920 930 940 950csat, % 1,28 1,30 1,32 1,35 1,37 1,40

Rezultatele obţinute utilizând această procedură în condiţiile anterior precizate(corespunzătoare aplicaţiei) sunt redate în tabelul 6.11, iar curbele de distribuţie aconcentraţiei carbonului în stratul carburat al piesei sunt prezentate în figura 6.27.

Tabelul 6.11. Distribuţia concentraţiei carbonului în stratul unei piese din oţelcarbon cu %Cm = 0,1 %, carburat la ti = 930 oC, o durată τm = 22 ore

x, mm 0 0,352 0,704 1,174 1,643 2,113 2,583 2,817 3,052

z 0 0,15 0,30 0,50 0,70 0,90 1,10 1,20 1,30

erf(z) 0 0,1680 0,3286 0,5205 0,6778 0,7970 0,8802 0,9103 0,9340

c, %pentru

cs = 0,85%0,850 0,724 0,604 0,460 0,342 0,252 0,190 0,167 0,150

c, % pentru

cs =1,35%1,350 1,140 0,940 0,700 0,503 0,354 0,250 0,212 0,182

Fig. 6.27. Curbele de distribuţie a concentraţiei carbonului în stratul unei piese din oţel carbon cu %Cm = 0,1 %, carburat la ti = 930 oC, o durată τm = 22 ore


309

Rezultatele sintetizate în tabelul 6.11 şi figura 6.27 conduc la următoareleconcluzii:

• relaţia (6.3) permite determinarea cu o bună precizie a duratei decarburare necesare obţinerii unui strat carburat cu o anumită grosime x, având lasuprafaţă o concentraţie masică de carbon la nivelul csat, iar la adâncimea x oconcentraţie masică de carbon la nivelul c0 + 0,07 % ;

• soluţia (6.12) şi procedura de calcul bazată pe utilizarea acesteiapermit obţinerea datelor necesare aprecierii calităţii straturilor carburate carerezultă în diverse condiţii impuse procesului de carburare; astfel:

- se poate stabili distribuţia concentraţiei carbonului în stratul carburat alpieselor din oţel, pentru orice cuplu de parametrii (ti;τm) ai regimului de carburareşi pentru orice condiţii impuse concentraţiei carbonului la suprafaţa pieseicarburate cs;

- se pot proiecta regimurile de carburare economice, la care menţinereapieselor la temperatura de carburare ti are o durată τm = τms + τmd, în etapa iniţială,cu durata τms, asigurându-se în cuptorul de tratament o atmosferă care să permităcarburarea cu saturarea în carbon a suprafeţei piesei, iar în etapa finală, cu durataτmd, relizându-se, în condiţiile existenţei în cuptorul de tratament a unei atmosfereneutre, redistribuirea prin difuzie a carbonului din stratul carburat, cu asigurarea lasuprafaţa piesei a unei concentraţii masice de carbon de 0,8 ... 0,9 % (înconformitate cu recomandarea din scap. 6.6.2).

Capitolul 7 Oţelurile şi fontele aliate

5

Capitolul 7

OŢELURILE ŞI FONTELE ALIATE

7.1. Introducere

Oţelurile aliate sunt acele oţeluri care conţin, pe lângă componentelespecifice (fierul – componentul de bază şi carbonul – componentul de aliereprincipal), elementele însoţitoare (manganul, siliciul etc.) şi impurităţile tipice(sulful, fosforul etc.) oţelurilor carbon, şi alte componente (denumite genericelemente de aliere EA), introduse în mod intenţionat şi în cantitate suficientă laelaborare, cu scopul de a conferi acestor aliaje anumite structuri şi proprietăţi.În contextul acestei definiţii, un component al unui oţel este considerat element dealiere, dacă concentraţia în care a fost introdus la elaborarea oţelului depăşeşteconcentraţia până la care acest component se încadrează în categoria elementelorînsoţitoare sau concentraţia maximă admisă când componentul are efectele uneiimpurităţi a oţelului. Astfel, având în vedere datele prezentate în scap. 4.3, oţelurilese consideră aliate cu mangan, dacă %Mnm > 0,8 %, cu siliciu, dacă %Sim > 0,5 %, cufosfor, dacă %Pm > 0,06 % etc., în timp ce alte componente, cum ar fi cromul,nichelul, molibdenul, vanadiul, titanul, niobiul, wolframul, borul etc., care nu suntspecifice compoziţiei oţelurilor carbon industriale, capătă statutul de elemente de aliereoricare ar fi concentraţia în care au fost introduse (intenţionat) la elaborarea oţelurilor.

În practică, pentru a exprima gradul de aliere al unui oţel se utilizează caindicator suma concentraţiilor masice ale elementelor de aliere (exceptând

carbonul) conţinute de acesta Sa ( ∑==

n

jmja EAS

1% , EAj, j = 1 … n, fiind elementele

de aliere introduse la elaborarea oţelului, iar %EAmj - concentraţiile masice aleacestor elemente), iar oţelurile aliate se clasifică în: oţeluri slab aliate, avândSa< 5 %, oţeluri mediu aliate, având 5 % ≤ Sa < 10 % şi oţeluri înalt (bogat)aliate, având Sa ≥ 10 %.

ELEMENTE DE STIINŢA ŞI INGINERIA MATERIALELOR

6

În mod similar, fontele aliate (denumite şi fonte speciale) sunt acele fontecare conţin, pe lângă componentele specifice, elementele însoţitoare şiimpurităţile tipice fontelor albe (fără grafit în structură), cenuşii sau modificate(cu grafit în structură), şi alte componente (numite generic elemente de aliere),introduse în mod intenţionat şi în cantitate suficientă la elaborare, cu scopul dea conferi acestor aliaje anumite structuri şi proprietăţi. În contextul acesteidefiniţii, printr-un raţionament similar celui utilizat în cazul oţelurilor, sulful, înconcentraţii %Sm < 0,15 % şi fosforul, în concentraţii %Pm < 0,6 %, considerateimpurităţi, manganul, în concentraţii %Mnm < 1,5 %, siliciul, în concentraţii%Sim < 0,5…1,0 % la fontele albe sau %Sim < 3,5…4,5 % la fontele cenuşii saumodificate şi componentele introduse (în concentraţii mici) în cursul operaţiilor demodificare şi postmodificare (magneziu, ceriu, calciu, bariu, titan, zirconiu,aluminiu), considerate elemente însoţitoare, nu reprezintă elemente de aliere alefontelor; aceste componente, introduse la elaborarea fontelor în concentraţii maimari decât cele până la care se consideră impurităţi sau elemente însoţitoare,constituie elemente de aliere ale fontelor, iar componentele care nu sunt specificecompoziţiei fontelor albe, cenuşii sau modificate industriale, cum ar fi cromul,nichelul, molibdenul, vanadiul etc., au statutul de elemente de aliere oricare ar ficoncentraţia în care au fost introduse (intenţionat) la elaborarea fontelor.

Pentru a exprima gradul de aliere al unei fonte se poate utiliza, ca şi laoţeluri, indicatorul Sa, iar fontele aliate se clasifică în: fonte slab aliate, avândSa< 5 %, fonte mediu aliate, având 5 % ≤ Sa < 10 % şi fonte înalt (bogat) aliate,având Sa ≥ 10 %.

Elementele de aliere se pot găsi în structurile oţelurilor şi fontelor, în funcţiede caracteristicile lor fizico – chimice (raza atomică, valenţa, electronegativitatea,tipul structurii cristaline, afinitatea chimică faţă de fier, carbon, elemente însoţitoareşi impurităţi) şi de concentraţiile în care sunt introduse la elaborarea acestor aliaje,în următoarele forme: a) dizolvate (prin substituţie sau interstiţial) în soluţiile solidespecifice structurii aliajelor fier – carbon, soluţii denumite în acest caz ferită aliatăşi austenită aliată; b) dizolvate în structura cristalină a cementitei, denumită în acestcaz cementită aliată; c) legate sub formă de carburi proprii; d) combinate chimic cufierul sub formă de compuşi intermetalici; e) legate sub formă de incluziuninemetalice (oxizi, sulfuri, silicaţi) sau libere sub formă de cristale de metal pur.Primele trei forme de existenţă a elementelor de aliere sunt cele care corespundfrecvent structurii oţelurilor şi fontelor aliate. Formele de existenţă d) şi e) sunt rarîntâlnite, deoarece:

* fierul formează compuşi intermetalici cu unele elemente de aliere numaidacă concentraţiile acestora sunt ridicate (de exemplu, fierul cu cromul formeazăcompusul, de tip fază sigma, FeCr, caracterizat printr-o valoare de bază aconcentraţiei cromului %Crm ≅ 45 %, cu vanadiul – compusul, de tip fază sigma,


7

FeV, având %Vm ≅ 48 %, cu molibdenul - compuşii Fe3Mo2, având %Mom ≅ 53 %şi FeMo, având %Mom ≅ 66 %, cu wolframul – compusul, de tip fază Laves,Fe2W, având %Wm ≅ 63 % şi compusul Fe3W2, având %Wm ≅ 68 %, cu titanul –compusul FeTi, având %Tim ≅ 52 %, iar cu niobiul – compusul, de tip fază Laves,Fe2Nb, având %Nbm ≅ 52 %); ca urmare, existenţa unor astfel de compuşi estecaracteristică exclusiv oţelurilor şi fontelor înalt aliate cu astfel de elemente;

* incluziunile nemetalice sunt (în mod obişnuit, datorită efectelor negativepe care le are prezenţa acestora - v. scap. 4.3.2 şi 4.3.3) faze nedorite ale structuriioţelurilor şi fontelor şi, ca urmare, legarea elementelor de aliere sub formă deincluziuni se realizează numai accidental, de obicei când nu se alege corectmomentul introducerii acestor elemente în procesul tehnologic de elaborare; deexemplu, titanul, care are afinitatea chimică faţă de oxigen (puterea dedezoxidare) mai mare decât a siliciului şi aluminiului, introdus într-un oţel lichidînainte de finalizarea proceselor de dezoxidare (v. scap. 4.3.2) participă intens larealizarea acestor procese şi se va găsi în structura oţelului legat sub formă deincluziuni oxidice, diminuându-şi astfel activitatea ca element de aliere.

7.2. Interacţiunea elementelor de aliere cu fierul

Majoritatea elementelor de aliere sunt solubile în fier, formând cu acestasoluţii solide (în care, evident, fierul este solventul, iar elementele de aliere suntcomponentele solut). Prezenţa elementelor de aliere dizolvate (împreună cucarbonul) în structura cristalină a fierului determină modificarea valorilorpunctelor critice de transformare în stare solidă a acestuia.

Unele elemente de aliere, cum ar fi cromul, siliciul, molibdenul,woframul, vanadiul, niobiul, având structura cristalină de tip CVC, suntizomorfe cu Feα (şi Feδ), au o bună solubilitate în această modificaţie a fieruluişi determină extinderea domeniilor de stabilitate a feritei (şi feritei delta) şirestrângerea domeniilor de stabilitate a austenitei, mărind temperaturapunctului critic corespunzător realizării transformării Feα ⇔ Feγ (punctul critictc1 ≡ A3) şi micşorând temperatura punctului critic corespunzător realizăriitransformării Feγ ⇔ Feδ (punctul critic tc2 ≡ A4). Elementele având influenţelemenţionate anterior sunt denumite elemente de aliere alfagene sau elementede aliere feritizante (notate generic EAα). Aşa cum se observă în figura 7.1 a,care prezintă configuraţia generală a diagramelor de echilibru ale sistemelorbinare Fe – EAα, prezenţa elementelor de aliere alfagene determină domenii deexistenţă a fazei γ ≡ Feγ(EAα) foarte înguste şi domenii foarte extinse destabilitate a fazei α ≡ Feα(EAα); la aliajele unui astfel de sistem, caracterizate


8

prin %EAα ≥ a%, structura la orice temperatură corespunzătoare stării solideeste alcătuită numai din cristalele fazei α ≡ Feα(EAα), fiind suprimatăposibilitatea realizării transformărilor alotropice de tipul Feα ⇔ Feγ şieliminată astfel posibilitatea desfăşurării transformărilor de fază în stare solidă(de tipul α ⇔ γ).

Fig. 7.1. Configuraţia generală a diagramelor de echilibru ale sistemelor binare de tipul:a – Fe – EAα; b – Fe − EAγ

Efectele anterior menţionate ale elementelor de aliere alfagene se menţinşi în cazul aliajelor ternare Fe – C − EAα (oţeluri şi fonte aliate cu elementealfagene), în structura cărora faza α ≡ Feα(C, EAα) este ferita aliată, iar fazaγ ≡ Feγ(C, EAα) este austenita aliată; aşa cum se observă în figura 7.2, careprezintă diagramele pseudobinare corespunzătoare la trei concentraţii masice(constante) de Si ≡ EAα; în aliajele ternare Fe – C – Si ≡ EAα , creştereaconcentraţiei Si ≡ EAα determină îngustarea progresivă a domeniilor cu austenităaliată, lărgirea substanţială a domeniilor cu ferită aliată şi, ca o consecinţă,ridicarea substanţială a punctului critic A1 (creşterea temperaturii la care se poaterealiza, în condiţii de echilibru, transformarea eutectoidă γ ⇔ α + Fe3C). Evident,când concentraţia de elemente de aliere alfagene %EAα ≥ a%, la oricetemperatură corespunzătoare stării solide, oţelurile aliate au o structurămonofazică feritică (sau o structură alcătuită din ferită şi mici conţinuturi decarburi), iar fontele aliate au o structură alcătuită din ferită şi carburi primaresau grafit, fiind suprimată posibilitatea desfăşurării transformărilor de fază înstare solidă (care presupun existenţa posibilităţii de realizare a transformărilor


9

alotropice de tipul Feα ⇔ Feγ); oţelurile sau fontele aliate care prezintă acesteparticularităţi structurale sunt denumite oţeluri aliate feritice sau fonte aliateferitice.

Fig.7.2. Diagramele de echilibru pseudobinare ale aliajelor sistemului ternar Fe – C – Si ≡ EAα cu %Sim = 2,5 %; %Sim = 5,0 % şi %Sim = 7,5 %

Unele elemente de aliere, cum ar fi nichelul şi manganul, avândstructura cristalină de tip CFC, sunt izomorfe cu Feγ , au o bună solubilitate înaceastă modificaţie a fierului şi determină extinderea domeniilor de stabilitatea austenitei şi restrângerea domeniilor de stabilitate a feritei (şi feritei delta),micşorând temperatura punctului critic corespunzător realizării transformăriiFeα ⇔ Feγ (punctul critic tc1 ≡ A3) şi ridicând temperatura punctului criticcorespunzător realizării transformării Feγ ⇔ Feδ (punctul critic tc2 ≡ A4).


10

Elementele având influenţele menţionate anterior sunt denumite elemente dealiere gamagene sau elemente de aliere austenitizante (notate generic EAγ).Aşa cum se observă în figura 7.1 b, care prezintă configuraţia generală adiagramelor de echilibru ale sistemelor binare Fe – EAγ, prezenţa elementelorde aliere gamagene determină domenii de existenţă a fazei α ≡ Feα(EAγ) foarteînguste şi domenii foarte extinse de stabilitate a fazei γ ≡ Feγ(EAγ); la aliajeleunui astfel de sistem, caracterizate prin %EAγ ≥ b%, structura la oricetemperatură corespunzătoare stării solide este alcătuită numai din cristalelefazei γ ≡ Feγ(EAγ), fiind suprimată posibilitatea realizării transformăriloralotropice de tipul Feγ ⇔ Feα şi eliminată astfel posibilitatea desfăşurăriitransformărilor de fază în stare solidă (de tipul γ ⇔ α).

Efectele anterior menţionate ale elementelor de aliere alfagene se menţinşi în cazul aliajelor ternare Fe – C − EAγ (oţeluri şi fonte aliate cu elementegamagene), în structura cărora faza α ≡ Feα(C, EAγ) este ferita aliată, iar fazaγ ≡ Feγ(C, EAγ) este austenita aliată; aşa cum se observă în figura 7.3, careprezintă diagramele pseudobinare corespunzătoare la trei concentraţii masice(constante) de Mn ≡ EAγ; în aliajele ternare Fe – C – Mn ≡ EAγ , creştereaconcentraţiei Mn ≡ EAγ determină îngustarea progresivă a domeniilor cu ferităaliată, lărgirea substanţială a domeniilor cu austenită aliată şi, ca o consecinţă,coborârea substanţială a punctului critic A1 (micşorarea temperaturii la care sepoate realiza, în condiţii de echilibru, transformarea eutectoidă γ ⇔ α + Fe3C).Evident, când concentraţia de elemente de aliere gamagene %EAγ ≥ b %, la oricetemperatură corespunzătoare stării solide, oţelurile aliate au o structurămonofazică austenitică, iar fontele aliate au o structură alcătuită din austenităşi grafit, fiind suprimată posibilitatea desfăşurării transformărilor de fază înstare solidă (care presupun existenţa posibilităţii de realizare a transformăriloralotropice de tipul Feγ ⇔ Feα); oţelurile sau fontele aliate care prezintă acesteparticularităţi structurale sunt denumite oţeluri aliate austenitice sau fontealiate austenitice.

Considerând (în mod schematic, simplificat) că influenţele elementelorde aliere se manifestă prin modificarea poziţiilor liniilor şi punctelorcaracteristice ale diagramei de echilibru Fe – Fe3C, aşa cum se prezintă înfigura 7.4, aspectele anterior prezentatate se pot sintetiza astfel:

• elementele de aliere alfagene (cromul, siliciul, molibdenul etc.)determină extinderea domeniilor de existenţă a feritei şi restrângerea domeniilorde stabilitate a austenitei (v. fig. 7.4 a); la concentraţii mari de elemente alfageneposibilitatea realizării transformării alotropice Feα ⇔ Feγ este suprimată şi seobţin oţeluri sau fonte aliate feritice, care nu prezintă transformări de fază în staresolidă de tipul α ⇔ γ;


11

• elementele de aliere gamagene (manganul, nichelul etc.) determinăextinderea domeniilor de existenţă a austenitei şi restrângerea domeniilor destabilitate a feritei (v. fig. 7.4 b); la concentraţii mari de elemente gamageneposibilitatea realizării transformării alotropice Feγ ⇔ Feα este anulată şi se obţinoţeluri sau fonte aliate austenitice, care nu prezintă transformări de fază înstare solidă de tipul γ ⇔ α;

Fig.7.3. Diagramele de echilibru pseudobinare ale aliajelor sistemului ternarFe – C – Mn ≡ EAγ cu %Mnm = 3,0 %; %Mnm = 13,0 % şi %Mnm = 20,0 %


12

• elementele de aliere modifică poziţia punctului critic de transformare înstare solidă tPSK ≡ A1 şi deplasează punctul S (având, aşa cum s-a specificat înscap. 4.2, abscisa %Cm = 0,77 %, corespunzătoare concentraţiei carbonului înperlită) spre concentraţii ale carbonului mai reduse (v. fig.7.4 şi 7.5);

• elementele de aliere deplasează punctul E (având, aşa cum s-aspecificat în scap. 4.2, abscisa %Cm = 2,11 %) spre concentraţii ale carbonuluimai scăzute şi, ca urmare, la unele oţeluri aliate (aliaje caracterizate princoncentraţii masice de carbon %Cm ≤ 2,11 %) devine posibilă producereatransformării eutectice şi apariţia în structura lor de echilibru a unor micicantităti de ledeburită (constituent specific structurii fontelor albe); oţelurilealiate care prezintă aceste particularităţi structurale sunt denumite oţelurialiate ledeburitice.

Fig. 7.4. Schema modificării liniilor şi punctelor caracteristiceale diagramei de echilibru Fe-Fe3C de către:

a – elementele de aliere alfagene; b – elementele de aliere gamagene

Elementele de aliere dizolvate în ferită sau austenită influenţeazăproprietăţile fizico – mecanice ale acestor faze. În figura 7.6 sunt prezentatediagramele de variaţie a principalelor caracteristici mecanice ale feritei(rezistenţa la tracţiune Rm, alungirea procentuală după rupere A, duritateaBrinell HBS şi energia de rupere la încercarea la încovoiere prin şoc KV) înfuncţie de concentraţiile masice ale diverselor elemente de aliere dizolvate înaceasta; influenţe similare (creşterea rezistenţei mecanice şi durităţii,menţinerea constantă sau diminuarea plasticităţii etc.) au şi elementele dealiere dizolvate în austenită.


13

Fig. 7.5. Influenţele elementelor de aliere asupra:a – poziţiei punctului critic A1; b – concentraţiei masice a carbonului în perlită

Fig. 7.6. Influenţa elementelor de aliere asupra caracteristicilor mecanice ale feritei:a – Rm = f1(%EAm); b − A = f2(%EAm); c − HBS = f3(%EAm); d − KV = f4(%EAm)


14

7.3. Interacţiunea elementelor de aliere cu carbonul

Elementele de aliere introduse la elaborarea oţelurilor şi fontelor se potclasifica, în funcţie de modul în care interacţionează cu carbonul, astfel:

• elemente grafitizante, care împiedică formarea carburilor sau producdescompunerea carburilor existente şi asigură apariţia grafitului (carbonului liber)ca fază structurală a fontelor şi (uneori) a oţelurilor (v. scap. 4.4); principaleleelemente de aliere care fac parte din această categorie sunt siliciul, nichelul,aluminiul şi cuprul;

• elemente care reacţionează cu carbonul, dar carburile pe care leformează au stabilitate redusă; din această categorie fac parte, de exemplu,nichelul şi cobaltul, ale căror carburi (Ni3C, Co3C) nu apar în mod obişnuit înstructurile oţelurilor sau fontelor aliate;

• elemente carburigene, care formează carburi stabile, ce pot exista cafaze distincte în structurile oţelurilor şi fontelor aliate; din această categorie facparte metalele de tranziţie situate în tabloul periodic al elementelor la stângafierului (v. tabelul 1.1), elemente ce pot fi ierarhizate, în funcţie de afinitatea lorfaţă de carbon (crescătoare odată cu mărirea deficitului de electroni însubstraturile atomice d, aşa cum se poate observa în fig. 7.7), astfel:

Fe; Mn; Cr; Mo; W; Ta; Nb; V; Zr; TiComponentul de

bază al oţelurilor şifontelor CREŞTE AFINITATEA FAŢĂ DE CARBON

Elementul dealiere cel mai

carburigen

În cazul elementelor de aliere carburigene, interacţiunea cu carbonuldepinde nu numai de afinitatea lor faţa de acest element, dar şi de concentraţiile încare se găsesc acestea în oţeluri şi fonte şi de solubilitatea lor în ferită şi austenită.Ca urmare, se pot defini următoarele tipuri de situaţii privind existenţaelementelor de aliere carburigene în structurile oţelurilor şi fontelor:

a) elementele de aliere sunt dizolvate în cementită prin substituirea parţialăa atomilor de fier din structura cristalină a acesteia; în această situaţie se pot aflaelementele de aliere cu afinitate faţă de carbon apropiată de cea corespunzătoarefierului (manganul, cromul, molibdenul, wolframul), care formează cementităaliată, cu formula generală (Fe,EA)3C, ce are caracteristicile unei faze bertholide,în structura căreia atomii elementelor de aliere înlocuiesc în diverse proporţii atomiide fier (de exemplu, cementita aliată cu mangan poate avea %Mnat ≤ 100 %,cementita aliată cu crom poate avea %Crat ≤ 25 %, cementita aliată cu molibdenpoate avea %Moat ≤ 3 %, iar cementita aliată cu wolfram poate avea %Wat ≤ 1 %);


15

Ti

[Ar]3d24s2

V

[Ar]3d34s2

Cr

[Ar]3d54s1

Mn

[Ar]3d54s2

Fe

[Ar]3d64s2

Co

[Ar]3d74s2

Ni

[Ar]3d84s2

Cu

[Ar]3d104s1

Zr

[Kr]4d25s2

Nb

[Kr]4d45s1

Mo

[Kr]4d55s1

[Ar] ≡ 1s22s22p63s23p6

[Kr] ≡ [Ar] 3d104s24p6

[Xe] ≡ [Kr] 4d105s25p6

Ta

[Xe]5d36s2

W

[Xe]5d46s2

elementul chimic

configuraţia electronică !

Elemente carburigene Elemente care formeazăcarburi instabile

Fig. 7.7. Prezentarea schematică a corelaţiei dintre poziţia în tabloul periodic, configuraţiaelectronică şi afinitatea faţă de carbon ale principalelor elemente de aliere din oţeluri şi fonte

b) elementele de aliere sunt dizolvate în cementită, dar formează şi carburiproprii (mai ales când se află în cantităti ce depăsesc solubilitatea lor încementită); în această situaţie se pot încadra cromul, molibdenul şi wolframul,care se dizolvă în cementită (în concentraţiile anterior precizate) şi pot forma şicarburi proprii de tipul EA7C3, EA23C6 sau EA6C, cu structură cristalinăcomplexă, care se dizolvă relativ uşor în austenită (la încălzirea oţelurilor saufontelor aliate) şi de tipul EAC, cu structura cristalină cubică sau EA2C, custructura cristalină de tip hexagonal, care sunt insolubile în austenită;

c) elementele de aliere nu se dizolvă în cementită şi formează (oricare ar ficoncentraţia în care au fost introduse în oţeluri sau fonte) carburi proprii greufuzibile, cu duritate şi stabilitate foarte ridicate; această situaţie este tipicăelementelor puternic carburigene (tantalul, niobiul, vanadiul, zirconiul şi titanul),care formează carburi primare (insolubile în austenită) de tipul EAC, cu structuracristalină cubică sau EA2C, cu structura cristalină de tip hexagonal.

Carburile elementelor de aliere au duritatea mai mare şi fragilitatea mairedusă decât cele corespunzătoare cementitei. Deoarece carburile sunt de obiceiprezente ca faze minoritare (cu conţinuturi procentuale scăzute) în structuraoţelurilor sau fontelor aliate, influenţelor pe care le au asupra proprietăţilormecanice ale acestor aliaje depind în măsură importantă de forma, modul dedistribuţie şi gradul lor de dispersie în structură (v. scap. 3.11); carburile primare(ca faze individuale sau în alcătuirea amestecului eutectic) dispuse sub formă dereţea la limitele cristalelor masei metalice de bază a structurii măresc rezistenţamecanică şi duritatea, dar diminuează considerabil plasticitatea şi tenacitateaoţelurilor sau fontelor, în timp ce carburile globulare fine, uniform distribuite înmatricea structurală asigură oţelurilor şi fontelor o combinaţie favorabilă decaracteristici mecanice (cu valori ridicate atât ale caracteristicilor de rezistenţămecanică şi duritate, cât şi ale caracteristicilor de plasticitate şi tenacitate).


16

7.4. Influenţele elementelor de aliere asupratransformărilor structurale în stare solidă

ale oţelurilor şi fontelor

Elementele de aliere prezente în compoziţia oţelurilor şi fontelor pot influenţadesfăşurarea şi efectele producerii transformărilor structurale în stare solidă tipiceacestor aliaje: transformarea la încălzire a perlitei în austenită, transforma la răcire aaustenitei şi transformarea la încălzire a martensitei (v. cap. 5).

A. Influenţele privind transformarea la încălzire a perlitei în austenită sepot sintetiza astfel:

• elementele de aliere care sunt solubile în cementită şi/sau formeazăcarburi stabile (cromul, molibdenul, wolframul, vanadiul etc.) diminuează vitezelede desfăsurare a etapelor de dizolvare a cementitei şi/sau carburilor în austenităşi de omogenizare a austenitei, deplasând spre dreapta curbele c şi d ale diagrameiTTT la încălzire (v. fig. 5.1); datorită acestei influenţe, la încălzirea pieselor dinoţeluri sau fonte aliate cu astfel de elemente în vederea aplicării de TT, obţinereastructurilor cu austenită omogenă presupune utilizarea unor valori ale parametrilor deregim ti, τm mai mari decât cele corespunzătoare cazului când piesele suntconfecţionate din oţeluri carbon sau fonte nealiate, iar la proiectarea pieselor careurmează a fi supuse călirii CIF nu se vor alege ca materiale astfel de oţeluri sau fontealiate, deoarece la încălzirea lor prin inducţie cu curenţi de înaltă frecvenţă se producetransformarea perlitei în austenită prin mecanismul fără difuzie (v. scap. 6.4.3.6) şirezultă o structură cu austenită neomogenă şi carburi nedizolvate, improprie pentruobţinerea unor structuri şi proprietăţi mecanice convenabile după călirea martensitică;

• elementele de aliere carburigene (molibdenul, niobiul, vanadiul,zirconul, titanul etc.), chiar şi în concentraţii foarte reduse (corespunzătoare uneimicroalieri), reduc tendinţa de creştere a cristalelor de austenită la încălzire şiconferă oţelurilor şi fontelor ereditate granulară fină, deoarece formează compuşi(carburi sau carbonitruri), distribuiţi sub formă de reţele peliculare intercristaline,care blochează creşterea cristalelor de austenită până la temperaturi ridicate(v. scap. 5.1.2), efecte similare având şi alierea cu aluminiu, dacă concentraţiamasică a acestui element este %Alm ≤ 0,1 % şi se asigură formarea unor reţelepeliculare submicroscopice de nitruri sau oxizi, care constituie “bariere”eficiente pentru creşterea granulaţiei austenitei până la temperaturi ridicate(dacă %Alm > 0,1 %, nitrurile sau oxizii de aluminiu se distribuie în structură subformă de particule izolate şi efectul de blocare a creşterii granulaţiei austeniteieste anulat); singurul element de aliere care favorizează creşterea granulaţiei


17

austenitei este manganul (element solubil în Feγ şi care nu formează carburiproprii) şi, ca urmare, în compoziţia oţelurilor şi fontelor aliate cu acest element,destinate confecţionării semifabricatelor şi pieselor care se supun prelucrării prindeformare plastică la cald sau aplicării unor TT, trebuie introduse (în cantităţiconvenabile) şi elemente de aliere (din gama precizată mai înainte) care să anihilezetendinţa spre obţinerea unei granulaţii grosolane indusă de prezenţa manganului.

B. Principalele influenţe ale elementelor de aliere asupratransformării la răcire a austenitei sunt următoarele:

• elementele de aliere (cu excepţia cobaltului), fiind (în marea lormajoritate) solubile în Feγ, măresc stabilitatea austenitei în domeniultransformărilor la răcire prin mecanismele cu difuzie şi intermediar şi deplaseazăspre dreapta (spre durate mai lungi) curbele diagramelor de transformareizotermă şi termocinetică a austenitei, micşorând astfel viteza de răcire critică vrc(v. scap. 5.2.4); aceste influenţe importante ale prezenţei elementelor de aliere înoţeluri sau fonte sunt prezentate schematic de diagramele din figura 7.8 şi suntilustrate şi atestate de diagramele TTT din figurile 7.9 şi 7.10, corespunzătoareunor oţeluri şi fonte industriale;

Fig. 7.8 Prezentarea schematică a influenţei elementelor de aliere asupra poziţiei curbelorcaracteristice ale diagramelor de transformare izotermă a austenitei

• elementele de aliere care nu formează carburi stabile (nichelul,manganul, siliciul, cuprul) au influenţele anterior prezentate fără a modificaconfiguraţia curbelor diagramelor de transformare izotermă a austenitei, în timpce elementele de aliere care pot forma carburi (cromul, molibdenul, wolframul,vanadiul etc.) produc şi modificări ale formei curbelor caracteristice alediagramelor de transformare izotermă a austenitei, acestea indicând existenţa adouă puncte de maxim cinetic (tMC1 - corespunzător transformării austeniteisubrăcite în perlită şi tMC2 - corespunzător transformării austenitei subrăcite înbainită, v. fig. 7.11 a) sau suprimarea posibilităţilor de transformare (deplasarea spredurate foarte lungi a transformărilor) prin mecanismele perlitic (v. fig. 7.11 b) sau


18

bainitic (v. fig. 7.11 c); aceste influenţe ale elementelor de aliere care formeazăcarburi (sugerate schematic de diagramele din figura 7.11) sunt ilustrate şi atestateconvingător de diagramele TTT din figurile 7.12, 7.13 şi 7.14, corespunzătoareunor oţeluri şi fonte aliate industriale;

Fig. 7.9. Prezentarea comparativă a diagramelor de transformare(izotermă şi termocinetică) a austenitei pentru două oţeluri industriale:

a – oţel carbon (%Cm = 0,44 %); b – oţel aliat cu Ni (%Cm = 0,44 %, %Nim = 5 %)

• elementele de aliere (cu excepţia cobaltului şi aluminiului) coboarătemperaturile punctelor Ms şi Mf, caracteristice pentru transformarea austeniteiprin mecanismul fără difuzie (transformarea martensitică) şi, ca urmare,determină creşterea conţinuturilor procentuale de austenită reziduală dinstructurile la ta ale oţelurilor sau fontelor călite martensitic; aceste influenţe suntilustrate sintetic de diagramele din figura 7.15.

Influenţele elementelor de aliere asupra transformării la răcire a austenitei(prezentate anterior) au câteva implicaţii practice foarte importante:


19

Fig. 7.10. Prezentarea comparativă a diagramelor de transformare (termocinetică) a austeniteipentru două fonte industriale:

a – fontă nodulară nealiată (%Cm = 3,4 %; %Sim = 2,6 %);b – fontă nodulară aliată cu Mo (%Cm = 3,4 %; %Sim = 2,6 %; %Mom = 0,75 %)

Fig. 7.11. Prezentarea schematică a infleunţelor elementelor de aliere asupra configuraţieicurbelor caracteristice ale diagramelor de transformare izotermă a austenitei:

a – diagramă cu două puncte de maxim cinetic; b – diagramă cu transformarea perliticăsuprimată; c – diagramă cu transformarea baintică suprimată

• micşorarea vrc, produsă de prezenţa elementelor de aliere, determinăcreşterea substanţială a călibilităţii oţelurilor (v. scap. 6.4.2) şi, ca urmare, pieseleconfecţionate din oţeluri aliate se pot căli pe adâncimi mari şi/sau se pot supunecălirii martensitice în medii care răcesc mai lent decât mediile de călire tradiţionale(apă, ulei), ceea ce asigură niveluri mai scăzute ale tensiunilor mecanice rezidualegenerate de călire şi reduce considerabil riscul deformării excesive sau fisurăriiacestor piese (chiar şi în cazul când acestea prezintă forme complicate sau detaliiconstructive cu puternice efecte de concentrare a tensiunilor);


20

Fig. 7. 12. Diagramele de transformare (izotermă) a austenitei (cu două puncte de maxim cinetic) pentru:

a – un oţel aliat (%Cm = 0,4 %; %Nim = 1 %; %Crm = 0,5 %; %Mom = 0,2 %); b – o fontă aliată (%Cm = 3 %; %Sim = 2 %; %Nim = 0,6 %; %Crm = 0,3 %)

Fig. 7.13. Diagrama de transformare(izotermă) a austenitei (cu transformareaperlitică suprimată) pentru un oţel aliat

(%Cm = 0,35 %; %Crm = 2,5 %; %Nim = 1,8 %)

Fig. 7.14. Diagrama de transformare(izotermă) a austenitei (cu transformareabainitică suprimată) pentru un oţel aliat

(%Cm = 0,1 %; %Crm = 12 %; %Nim = 0,2 %)

• micşorarea vrc, produsă de prezenţa elementelor de aliere, permite cala unele oţeluri şi fonte aliate să se realizeze transformarea austenitei înmartensită chiar şi la răcirea (călirea) în aer; oţelurile sau fontele aliate careprezintă acestă particularitate structurală sunt denumite oţeluri aliatemartensitice (autocălibile) sau fonte aliate martensitice (autocălibile);

• coborârea punctului martensitic superior Ms, produsă de prezenţaelementelor de aliere, determină la unele oţeluri şi fonte aliate nerealizareatransformării martensitice prin călirea (răcirea austenitei cu o viteză vr ≥ vrc) până lata şi menţinerea unor structuri cu masa de bază austenitică după o astfel de călire.


21

Fig. 7. 15. Influenţele elementelor de aliere asupra:a – temperaturii Ms; b – conţinutului procentual de austenită reziduală

din structurile la ta ale oţelurilor sau fontelor călite martensiticC. Influenţele elementelor de aliere asupra transformării la încălzire

a martensitei (transformării la revenire a structurilor obţinute prin călireamartensitică a oţelurilor sau fontelor) sunt următoarele:

• elementelor de aliere prezente în oţeluri şi fonte produc fenomenul destabilitate la revenire a structurilor obţinute prin călirea martensitică, fenomence constă în frânarea proceselor care au loc la revenire (datorită diminuăriisubstanţiale a vitezei de difuzie a carbonului în fier în prezenţa elementelor dealiere) şi deplasarea acestora spre temperaturi mai ridicate şi/sau durate mai mari(v. scap. 5.3); datorită acestui fenomen, aşa cum se poate observa din examinareadiagramei prezentate în figura 7.16 (curbele a şi b), efectul obţinut prin revenire estediminuat, duritatea structurilor realizate prin revenirea cu un anumit regim(ti, τm – v. scap. 6.5) a oţelurilor sau fontelor aliate fiind mai mare decât astructurilor care rezultă tratând în acelaşi fel (cu acelaşi regim) oţelurile carbonsau fontele nealiate echivalente (având aceleaşi conţinuturi de carbon, elementeînsoţitoare şi impurităti ca şi oţelurile sau fontele aliate);

• la oţelurile (cu conţinuturi ridicate de carbon) şi fontele aliate cuelemente care produc coborârea punctului Ms (la care, aşa cum s-a arătat anterior,se obţin prin călirea pâna la ta structuri cu masa de bază austenitică), revenireapoate determina apariţia unui fenomen numit durificare secundară, care seproduce deoarece la încălzirea austenitei rezultate la călire (stabilă la ta datorităconţinutului mare de elemente de aliere dizolvate) procesele de difuzie acarbonului şi elementelor de aliere sunt activate, se separă particule fine de carburiale elementelor de aliere, stabilitatea austenitei se micşorează, aceasta setransformă în martensită cubică şi rezultă astfel o structură (alcătuită din


22

martensită şi carburi) cu duritatea ridicată, care se poate transforma, dacă se mărescti şi/sau τm, într-o structură (de tip sorbită de revenire – v. scap. 6.5) cu duritatea maiscăzută, dar cu caracteristicile de tenacitate mai bune; efectele descrise mai înaintese pot observa examinând configuraţia curbei c din figura 7.16;

• la oţelurile aliate cu crom, cu crom şi nichel, cu mangan etc. se manifestăfenomenul numit fragilitate de revenire, care poate determina, aşa cum aratădiagrama din figura 7.17, apariţia a două anomalii privind nivelul tenacităţii(exprimat prin valoarea energiei de rupere KV) structurilor obţinute la revenire (carear trebui să crească continuu o dată cu ridicarea temperaturii de revenire şimicşorarea durităţii):

a) oţelurile revenite la ti = 200…400 oC prezintă un nivel scăzut alenergiei de rupere KV (devin fragile), fenomen care dispare dacă se face orevenire la o temperatură mai mare de 400 oC şi nu mai apare dacă se repetărevenirea la o temperatură situată între 200 oC şi 400 oC (decât dacă revenirease aplică după o nouă operaţie de călire martensitică); fragilitatea produsă derevenirea la ti = 200…400 oC este denumită fragilitate ireversibilă, iarapariţia ei este determinată de starea de tensiuni reziduale generată deproducerea nesimultană în toată masa structurii a transformării martensitei decălire şi austenitei reziduale în martensită de revenire;

Fig. 7.16. Duritatea structurilor obţinute prinrevenirea unor oţeluri călite:

a – oţel carbon (%Cm = 0,45 %); b − oţel aliat(%Cm = 0,45 %;%Crm = 1,2 %; %Mom = 0,3 %) ;

c – oţel aliat (%Cm = 1 %; %Crm = 12 % )

Fig. 7.17. Diagrama variaţiei tenacităţii înfuncţie de temperatura de revenire la un oţel

aliat care prezintă fenomenul defragilitate la revenire

b) oţelurile revenite timp îndelungat la ti = 450…550 oC şi/sau răcite lentla sfârşitul tratamentului prezintă un nivel scăzut al energiei de rupere KV (devinfragile), fenomen care se manifestă, dacă duratele de menţinere în intervalul de


23

temperaturi situat între 450 oC şi 550 oC sunt mari şi/sau viteza de răcire estemică, chiar dacă se face revenirea la ti > 550 oC; fragilitatea produsă de revenireala ti = 450…550 oC, determinată de saturarea cu anumite elemente (în principal cufosfor) a marginilor cristalelor structurii şi/sau separarea la marginea cristalelor aunor compuşi chimici ai acestor elemente (fosfuri, carburi, nitruri) şi creareacondiţiilor pentru apariţia unor microfisuri intercristaline (care genereazăcomportarea fragilă a structurii de revenire), este denumită fragilitate reversibilăşi poate fi contracarată prin aplicarea următoarelor soluţii: utilizarea unor regimuri derevenire la care temperatura ti > 550 oC, durata τm este scurtă, iar răcirea la sfârşitulrevenirii să face rapid (în apă sau ulei) şi/sau utilizarea unor oţeluri aliate suplimentarcu molibden (%Mom = 0,2…0,3 %) sau wolfram (%Wm = 0,5…1,0 %), careîmpiedică desfăşurarea proceselor (descrise mai înainte) responsabile de apariţiafenomenului.

7.5. Clasele structurale de oţeluri şi fonte aliate

Influenţele principalelor elemente de aliere asupra structurii şi proprietătiloroţelurilor şi fontelor sunt sintetizate în tabelul 7.1. Datele din acest tabel şi aspecteleexpuse mai înainte evidenţiază complexitatea influenţelor elementelor de aliere şimotivează modul anterior de prezentare şi comentare a acestora, care a presupusîmpărţirea lor pe tipuri de influenţe şi gruparea elementelor de aliere pe clase saucategorii în funcţie de modul de acţiune şi de efectele prezenţei lor în oţeluri saufonte. De exemplu, dacă un oţel este aliat cu crom, se pot preciza cu un grad mare desiguranţă influenţele prezenţei acestui element de aliere (alfagen, carburigen, carefinisează granulaţia, măreşte călibilitatea, creşte rezistenţa mecanică şi duritatea etc.).În mod similar, dacă oţelul este aliat cu nichel, se pot estima cu o bună precizieinfluenţele prezenţei acestui element de aliere (gamagen, care măreşte călibilitatea,ridică rezistenţa mecanică şi duritatea, îmbunătăţeşte tenacitatea etc.). Dacă însăoţelul este aliat cu crom şi nichel, elemente care au şi unele influenţe similare(măresc călibilitatea, ridică rezistenţa mecanică şi duritatea etc.), dar şi multeinfluenţe contradictorii (cromul este feritizant, în timp ce nichelul este austenitizant,cromul este carburigen, în timp ce nichelul nu formează carburi stabile şi poate aveaefect grafitizant etc.), este dificil de apreciat care sunt influenţele cumulate aleprezenţei celor două elemente de aliere în compoziţia oţelului, influenţa dominantă(rezultantă) nefiind întotdeauna în corelaţie directă cu valorile concentraţiilor acestora(de exemplu, oţelul cu %Cm = 0,1 % şi %Crm = 18 % aparţine clasei oţelurilor aliateferitice, în timp ce, dacă se adaugă în compoziţia acestui oţel şi %Nim = 8 %, acestadevine un oţel aliat austenitic).

Tabelul 7.1. Influenţele principalelor elemente de aliere ale oţelurilor şi fontelorInfluenţa exercitată prin carburiSolubilitatea în stare solidăElementul

de aliereîn Feγγγγ în Feαααα

Influenţa asupraferitei

Influenţa asupraaustenitei Tendinţa de formare a

carburilorEfectul în timpul

reveniriiAluminiu 1,1 % (creşte cu

conţinutul de C) 30 % Durifică considerabil In stare dizolvată reduceviteza critică

Mică ;efect grafitizant −

Crom 12,8 % (20 % înoţeluri cu 0,5% C) Nelimitată Durifică puţin; creşte

rezistenţa la coroziune

Reduce viteza de racirecritică vrc în aceeaşi măsură

cu manganul

Mai mare decât a Mn, darmai mică decât a W;efect antigrafitizant

Rezistenţă moderată laînmuiere

Cobalt Nelimitată 80 % Durifică considerabil Creşte viteza critică La fel cu a Fe Menţine duritatea

Mangan Nelimitată 15 … 18 %Durifică apreciabil,reduce întrucâtva

plasticitatea

Reduce vrc în aceeaşi măsurăcu cromul

Mai mare decât a Fe, dar maimică decât a Cr;

efect antigrafitizant

Foarte redusă, înprocentele uzuale

Molibden3 % (8% în

oţeluri cu 0,3% C)

32 % (se reduce cuscăderea

temperaturii)

Produce durificarea prinprecipitare în aliajele

Mo-Fe

Reduce vrc mai puternicdecât cromul

Puternică - mai mare decât acromului;


Stabilitate la revenireImpiedică înmuierea prin

durificare secundară

Nichel Nelimitată25 % (în funcţie de

conţinutul decarbon)

Creşte rezistenţa şitenacitatea

Reduce moderat vrc , darstabilizează austenita

reziduală în oţelurile cuconţinut ridicat de carbon

Mai mică decât a Fe;efect grafitizant Foarte redusă

Fosfor 0,5 %2,5 % (în funcţie de

conţinutul decarbon)

Durifică puternic Reduce vrc în aceeaşi măsurăcu manganul

Nulă;efect grafitizant −

Siliciu 2,0 % (9 % înoţeluri cu 0,3% C)

18,5 % (nu depindemult de carbon)

Durifică şi scadeplasticitatea

Reduce vrc mai mult decâtnichelul

Mai mică decât a Fe;efect grafitizant

Menţine duritatea prindizolvare în soluţie

Titan 0,75 % (1% înoţeluri cu 0,2% C)


temperaturii)


Ti-Fe

Are tendinţă puternică deformare a carburilor şimăreşte viteza critică

Cea mai mare (2% Ti facenecălibil un oţel cu 0,5% Cprin legarea carbonului în

carburi stabile)

Carburile stabile nuafectează revenirea,

producându-se totuşi ooarecare durificare

secundară

Wolfram 6 % (11 % înoţeluri cu 0,2% C)


temperaturii)


W-FeIn cantităţi mici, reduce vrc Puternică Impiedică înmuierea prin

durificare secundară

Vanadiu 1,5% (4%înoţeluri cu 0,2% C) Nelimitată Durificare moderată prin

soluţia solidăIn stare dizolvată, reduce

foarte mult vrc

Foarte puternică(mai mică decât a Ti sau Nb);


Durificare secundarămaximă


25

Ţinând seama de aceste observaţii, s-a ajuns la concluzia că, pentru adefini şi preciza cu o bună fidelitate efectele elementelor de aliere asupraoţelurilor, este necesară, pe lângă clasificarea oţelurilor în funcţie de gradul dealiere (prezentată în scap. 7.1) şi împărţirea lor în clase structurale, în funcţie deconstituenţii din structura de echilibru stabil sau metastabil pe care o prezintă lata, după răcirea lentă sau în aer de la temperaturi înalte. Principalele clasestructurale de oţeluri aliate sunt prezentate în continuare.

A. Oţelurile aliate perlitice sunt oţeluri slab sau mediu aliate la care seproduc, la încălzire sau răcire, aceleaşi transformări structurale ca şi la oţelurilecarbon. Elementele de aliere prezente în compoziţia acestor oţeluri pot aveainfluenţe multiple (se dizolvă în ferită, austenită sau cementită, pot forma carburiproprii, modifică poziţiile punctelor critice A1 şi A3, reduc concentraţia carbonuluiîn perlită, se pot separa din austenită sub formă de carburi secundare, influenţeazădesfăşurarea transformărilor în stare solidă etc.), dar structurile de echilibru la taale oţelurilor sunt similare celor corespunzătoare oţelurilor carbon, constituentulomniprezent fiind perlita; astfel, oţelurile aliate perlitice au structura de echilibrula ta alcătuită din ferită (aliată) şi perlită, dacă sunt oţeluri hipoeutectoide, numaidin perlită, dacă sunt oţeluri eutectoide sau din perlită şi carburi (cementită aliatăsau carburi secundare), dacă sunt oţeluri hipereutectoide, iar microstructurile acestoroţeluri sunt similare celor corespunzătoare oţelurilor carbon (v. tabelul 4.2).Semifabricatele şi piesele confecţionate din oţeluri aliate perlitice pot fi tratatetermic sau termochimic, categoriile şi tipurile de tratamente care se pot aplicafiind aceleaşi ca şi în cazul semifabricatelor şi pieselor realizate din oţeluri carbon(recoacerile fără schimbare de fază, recoacerile cu schimbare de fază, călireamartensitică şi revenirea, tratamentele termochimice); evident, la proiectarearegimurilor şi estimarea efectelor tratamentelor termice sau termochimice care seaplică semifabricatelor sau pieselor din oţeluri aliate perlitice se va ţine seama deinfluenţele specifice prezenţei elementelor de aliere: modificarea poziţieipunctelor critice A1, A3, Ms (v. relaţiile (6.4)…(6.6)), reducerea concentraţieicarbonului în perlită, finisarea granulaţiei, mărirea călibilităţii, producereafenomenului de stabilitate la revenire etc.

Pentru oţelurile aliate perlitice, utilizate în mod obişnuit la realizareapieselor pentru maşini şi utilaje, având compoziţia chimică caracterizată prin%Cm ≤ 0,6 %; 0,5 % ≤ %Sim ≤ 2,0 %; 0,8 % ≤ %Mnm ≤ 2,0 %; %Crm ≤ 3 %;%Nim ≤ 3 %; %Mom ≤ 0,5 %; %Vm ≤ 0,1, duritatea structurii care se obţine larăcirea din domeniul austenitic (ti = A3 + 30…50 oC), cu o anumită viteză vr(exprimată în oC/s), se poate estima cu relaţia: HVST = (%α,P)HVα,P + (%B)HVB + (%M)HVM , (7.1)în care (%α,P), (%B) şi (%M) sunt conţinuturile procentuale de formaţiuni ferito-perlitice, bainitice şi martensitice din structură, iar HVα,P, HVB şi HVM sunt


26

durităţile celor trei tipuri de formaţiuni structurale, date de relaţii de forma: ∑ ∑+++= rmEAmEAST vEAbbEAaaHV lg]%[% 00 , (7.2)coeficienţii a0, aEA, b0, bEA având valorile (stabilite experimental) precizate în tabelul 7.2.

Tabelul 7.2 Valorile coeficienţilor din relaţiilede estimarea durităţii oţelurilor aliate perlitice

Tipulstructurii ST ≡ a0 aC aSi aMn aCr aNi aMo aV

Ferită +perlită α,P 77,6 223 -14,6 30,0 35,5 27,2 19,0 462

Bainită B -6,5 377 134 74,8 72,9 29,4 73,6 0

Martensită M 202 949 27,0 11,0 16,0 8,0 0 0

Tipulstructurii ST ≡ b0 bC bSi bMn bCr bNi bMo bV

Ferită +perlită α,P 10,0 0 -19,0 0 8,0 4,0 0 130

Bainită B 89,0 54,0 -55,0 -22,0 -20,0 -10,0 -33,0 0

Martensită M 21,0 0 0 0 0 0 0 0

De asemenea, dacă oţelurilor aliate perlitice destinate realizării pieselorpentru maşini şi utilaje (având caracteristicile de compoziţie chimică în limiteleanterior precizate) li se aplică TT de îmbunătăţire (călire martensitică + revenireînaltă, v. scap. 6.5), parametrii ti şi τm ai ciclului de revenire se stabilesc ţinândseama de intervenţia fenomenului de stabilitate la revenire. Astfel, aşa cum s-aconstatat experimental, pentru un regim de revenire caracterizat printr-o valoaredată a parametrului PHJ = Ti[18 + lg(τm)], cu Ti = ti + 273 în K şi τm în ore (v. scap.6.5), există următoarea corelaţie între duritatea OA

rHV , corespunzătoare structuriiobţinute după revenirea unui oţel aliat şi duritatea OC

rHV , corespunzătoarestructurii rezultate după revenirea oţelului carbon echivalent (care are aceeaşiconcentraţie masică de carbon ca şi oţelul aliat):

OCr

OAr HVHV = +30(%Sim+%Mnm)+55%Crm+6%Nim+100%Mom+150%Vm, (7.3)

iar regimurile de revenire se pot proiecta fără dificultate, având în vedere că:

OCrmmHJ HVCCP )%132,33(%405021900 −−+= , (7.4)

dacă OCrHV se situează în intervalul de valori [150 ; 300] şi

OCrmHJ HVCP 8,21%795017670 −+= , (7.5)

dacă OCrHV > 300.


27

B. Oţelurile aliate feritice sunt oţeluri cu conţinut scăzut de carbon,mediu sau înalt aliate cu elemente alfagene (Cr, Si, Mo, W, V etc. ), care leconferă, la orice temperatură corespunzătoare stării solide, o structură alcătuită dinferită aliată (şi, eventual, mici cantităţi de carburi ale elementelor de aliere).Microstructurile tipice ale oţelurilor din această clasă structurală sunt prezentate înfigura 7.18. Deoarece aceste oţeluri nu prezintă transformări de fază în stare solidă(elementele de aliere elimină posibilitatea realizării transformărilor de tipulFeα ⇔ Feγ şi α ⇔ γ ), la piesele şi semifabricatele confecţionate din astfel deoţeluri nu se pot aplica tratamentele termice cu schimbare de fază (recoacerilecu schimbare de fază, călirea martensitică şi revenirea), fiind posibilă numaiaplicarea tratamentelor termice fără schimbare de fază: recoacerea deomogenizare (pentru omogenizarea chimică a structurilor dendritice primareale pieselor şi semifabricatelor obţinute prin turnare), recoacerea derecristalizare fară schimbare de fază (pentru refacerea plasticităţii pieselor şisemifabricatelor prelucrate prin deformare plastică la rece) şi recoacerea dedetensionare (pentru diminuarea nivelului tensiunilor reziduale din piesele şisemifabricatele prelucrate prin diverse procedee tehnologice); singura modalitatede modificare (între anumite limite) a granulaţiei şi caracteristicilor mecanice alepieselor şi semifabricatelor din oţeluri aliate feritice constă din aplicarea unoroperaţii de deformare plastică la rece (ecruisare), urmate de recoaceri derecristalizare fără schimbare de fază (cu regimul ales corespunzător asigurăriicaracteristicilor dorite).

Fig. 7. 18. Microstructurile tipice ale oţelurilor aliate feritice:a – oţel feritic aliat cu crom (%Cm = 0,06 %;%Crm = 12 %), cu structura alcătuită din ferită aliată cucrom (cromferită) şi carburi; b - oţel feritic aliat cu siliciu (%Cm = 0,05 %;%Sim = 3,0 %), cu structura

monofazică alcătuită din cristale de ferită aliată cu siliciuC. Oţelurile aliate austenitice sunt oţeluri ce au în compoziţie

concentraţii mari de elemente gamagene (Ni, Mn etc.), care le conferă, la oricetemperatură corespunzătoare stării solide, o structură alcătuită din austenită aliată(şi, eventual, mici cantităţi de cementită aliată sau carburi ale elementelor dealiere). Cele mai utilizate tipuri de oţeluri din această clasa sunt oţelurileaustenitice manganoase, la care structura austenitică este conferită de alierea cu


28

mangan, oţelurile austenitice cu nichel şi oţelurile austenitice crom – nichel, lacare structura austenitică este conferită de alierea cu nichel şi, uneori, de aliereasuplimentară cu mangan şi/sau azot, care asigură formarea structurii austenitice laconcentraţii mai mici ale nichelului (face oţelurile mai ieftine, deoarece resurselemondiale de nichel sunt limitate şi acest element este scump) şi menţinerea acesteistructuri până la temperaturi scăzute (stabilizarea structurii austenitice).Microstructurile tipice ale oţelurilor din această clasă structurală sunt prezentate înfigura 7.19. Deoarece aceste oţeluri nu prezintă transformări de fază în stare solidă(elementele de aliere elimină posibilitatea realizării transformărilor de tipulFeγ ⇔ Feα şi γ ⇔ α ), la piesele şi semifabricatele confecţionate din astfel deoţeluri nu se pot aplica tratamentele termice cu schimbare de fază (recoacerilecu schimbare de fază, călirea martensitică şi revenirea), fiind posibilă numaiaplicarea tratamentelor termice fără schimbare de fază: recoacerea deomogenizare (pentru omogenizarea chimică a structurilor dendritice primareale pieselor şi semifabricatelor obţinute prin turnare), recoacerea derecristalizare fară schimbare de fază (pentru refacerea plasticităţii pieselor şisemifabricatelor prelucrate prin deformare plastică la rece) şi recoacerea dedetensionare (pentru diminuarea nivelului tensiunilor reziduale din piesele şisemifabricatele prelucrate prin diverse procedee tehnologice); ca şi în cazuloţelurilor aliate feritice, singura modalitate de modificare (între anumite limite) agranulaţiei şi caracteristicilor mecanice ale pieselor şi semifabricatelor din oţelurialiate austenitice constă din aplicarea unor operaţii de deformare plastică la rece(ecruisare), urmate de recoaceri de recristalizare fără schimbare de fază (curegimul ales corespunzător asigurării caracteristicilor dorite).

D. Oţelurile aliate martensitice (autocălibile) sunt oţeluri la careconcentraţiile de carbon şi de elemente de aliere sunt alese astfel încât să nusuprime posibilităţile de realizare a transformărilor de fază în stare solidă şi săasigure o diminuarea a vitezei de răcire critice care să permită obţinerea uneistructuri martensitice la răcirea în aer din domeniul austenitic. Deoarece, aşacum s-a precizat anterior, toate elementele de aliere (în afară de cobalt) aucapacitatea de a micşora vrc, gama oţelurilor martensitice ar trebui să aibă omare extindere; gama oţelurilor aliate martensitice utilizate în aplicaţii tehniceeste însă destul de restrânsă, deoarece oţelurile martensitice aliate cu elementegamagene (Ni sau Mn), fiind caracterizate printr-o mare fragilitate, se folosescfoarte rar şi singurele oţelurile martensitice cu o frecvenţă mai mare deutilizare sunt oţelurile înalt aliate cu crom, cu diferite reţete de compoziţie:a) %Cm < 0,15 % şi %Crm = 12…14 %; b) %Cm = 0,2…0,4 % şi%Crm = 13…15 %; c) %Cm = 0,6…1,0 %; %Crm = 16…18 %;d) %Cm = 0,1…0,2 %; %Crm = 16…18 %; %Nim = 2…4 %. Microstructuriletipice ale oţelurilor aliate martensitice (autocălibile) sunt prezentate în figura 7.20.


29

Fig. 7. 19. Microstructurile tipice ale oţelurilor aliate austenitice:a – oţel austenitic aliat cu mangan (%Cm = 1,2 %; %Mnm = 12 %);

b - oţel austenitic aliat cu nichel (%Cm = 0,08 %; %Nim = 12 %);c - oţel austenitic aliat cu crom şi nichel (%Cm = 0,05 %; %Crm = 18 %; %Nim = 8 %; );d - oţel austenitic aliat cu crom şi nichel (%Cm = 0,4 %; %Crm = 25 %; %Nim = 30 %; )

Fig. 7. 20. Microstructurile tipice ale oţelurilor aliate martensitice:a – oţel martensitic aliat cu crom (%Cm = 0,4 %; %Crm = 14 %);

b - oţel martensitic aliat cu crom (%Cm = 0,22 %; %Crm = 14 %);


30

E. Oţelurile aliate ledeburitice sunt oţeluri care au în compoziţieconcentraţii mari de carbon (de obicei, %Cm > 0,6 %) şi de elemente de aliere (Cr,W, V, Mo etc.), astfel că la răcirea lor din stare lichidă este posibilă realizareatransformării eutectice şi apariţia în structură a unor mici cantităţi de ledeburită(constituent specific structurii fontelor albe). În funcţie de concentraţiile decarbon şi de elemente de aliere ce le caracterizează compoziţia, formaţiunileledeburitice din structura acestor oţeluri pot fi disperse, aşa cum se observă pemicrostructura prezentată în figura 7.21 a, sau coerente, sub forma unei reţeleledeburitice intergranulare (denumită în tehnică schelet ledeburitic), aşa cumevidenţiază microstructura din figura 7.21 b, ambele microstructuri corespunzândunor oţeluri aliate ledeburitice călite martensitic (formaţiunile ledeburitice suntdispuse la marginea cristalelor de austenită, din care s-au separat carburisecundare şi care s-au transformat prin călire în martensită).

Fig. 7. 21. Microstructurile tipice ale oţelurilor aliate ledeburitice:a – oţel ledeburitic aliat cu crom şi molibden (%Cm = 0,85 %; %Crm = 12 %; %Mom = 3 %);

b - oţel martensitic aliat cu crom (%Cm = 1,35 %; %Crm = 12 %);

Clasa structurală căreia aparţine un oţel aliat depinde de concentraţiacarbonului, precum şi de tipul şi concentraţiile elementelor de aliere conţinute deacesta. Pentru estimarea clasei structurale a oţelurilor aliate se folosescdiagramele structurale ale oţelurilor aliate, construite experimental pentru celemai utilizate categorii de astfel de oţeluri. Diagramele structurale din figura 7.22,corespunzătoare unor oţeluri aliate cu elemente alfagene (Cr, Si, W etc.) şi dinfigura 7.23, corespunzătoare unor oţeluri aliate cu elemente gamagene (Ni, Mnetc.) sunt realizate în coordonate %Cm; %EAm. Pentru estimarea clasei structuralea oţelurilor aliate complex, având în compoziţie atât elemente alfagene, cât şielemente gamagene, se utilizează diagrama structurală A. Schaeffler, prezentatăîn figura 7.24, având în abscisă concentraţia de crom echivalent %Cre, iar înordonată concentraţia de nichel echivalent %Nie. Fiecare din cele două mărimicare definesc sistemul de coordonate al diagramei structurale A. Schaeffler


31

grupează câte o categorie de componente de aliere ale oţelurilor: concentraţiilemasice ale elementelor de aliere alfagene (feritizante) sunt considerate (fiecare cucâte un factor de multiplicare stabilit experimental) pentru definirea mărimii%Cre, iar concentraţiile masice ale elementelor de aliere gamagene(austenitizante) sunt considerate (fiecare cu câte un factor de multiplicare stabilitexperimental) pentru definirea mărimii %Nie. Pentru definirea mărimilor %Cre şi%Nie se utilizează relaţiile:

%Cre = %Crm + %Mom +1,5%Sim +0,5%Nbm, (7.6) %Nie = %Nim + 0,5%Mnm +30%Cm , (7.7)care se completează uneori, adăugând 2%Tim + %Vm + 0,5%Tam + %Wm + %Almla determinarea %Cre şi 0,5%Com +30(%Nm – Xc) la determinarea Nie, termenul decorecţie Xc luându-se nenul, dacă %Crm ≥ 18 % (Xc = 0,06, dacă 18 ≤ %Crm <28 %şi Xc = 0,10, dacă %Crm ≥ 28 %)

Pentru orice oţel aliat la care se cunoaşte compoziţia chimică (exprimatăprin concentraţiile masice ale tuturor componentelor) se poate determina clasastructurală din care face parte, poziţionând pe diagrama structurală, aleasăcorespunzător reţetei de aliere utilizate la elaborarea sa, punctul caracteristicnominal PCN , având coordonatele (%Cm; %Eam), dacă oţelul este aliat cuelemente din aceeaşi categorie (alfagene sau gamagene), respectiv (%Cre; %Nie),dacă oţelul este aliat complex (şi cu elemente de aliere alfagene şi cu elemente dealiere gamagene).

Fig.7.22. Diagramele structurale ale oţelurilor aliate cu crom:a – structurile de echilibru; b – structurile la răcirea în aer de la temperaturi înalteLa utilizarea diagramelor structurale ale oţelurilor aliate trebuie avute în

vedere şi următoarele particularităţi (v.fig. 7.22, 7.23 şi 7.24):* datorită complexităţii influenţelor elementelor de aliere, pe unele

diagrame structurale limitele domeniilor corespunzătoare unor clase structurale nusunt marcate prin linii, ci prin zone (domenii) de tranziţie, punctele acestora


32

corespunzând PCN ale unor oţeluri aliate cu caracterizare structurală complexă:austenito – feritice, austenito – martensitice, ferito – martensitice etc.;

* pe diagramele structurale sunt precizate şi unele informaţii conexe,deosebit de utile la utilizarea diagramelor pentru soluţionarea unor problemetehnice; de exemplu, pe diagrama structurală a oţelurilor aliate cu mangan esteprecizat subdomeniul oţelurilor austenitice recomandate pentru aplicaţii practice,iar pe diagrama structurală A. Schaeffler sunt marcate domeniile caracteristice dinpunctul de vedere al problemelor (pericolelor) care apar la utilizarea diverselortipuri de oţeluri aliate: domeniul I – pericol maxim de fragilizare prin apariţiafazei sigma (compusul intermetalic FeCr); domeniul II – pericol maxim defragilizare (fisurare) la cald; domeniul III - pericol maxim de fragilizare(fisurare) la rece; domeniul IV – pericol maxim de fragilizare datorită creşteriiintense a granulaţiei la încălzire.

Fig. 7. 23. Diagramele structurale (la răcirea în aer de la temperaturi înalte) ale:a – oţelurilor aliate cu nichel; b – oţelurilor aliate cu mangan

Ca şi în cazul oţelurilor, pentru a defini şi preciza cu o bună fidelitateefectele elementelor de aliere asupra fontelor, este utilă, pe lângă clasificarea lorîn funcţie de gradul de aliere (prezentată în scap. 7.1) şi încadrarea fontelor înclase structurale. Criteriile care se utilizează în acest scop sunt:

• forma de existenţă a carbonului; conform acestui criteriu fontele aliatepot fi încadrate în categoria fontelor cu grafit (carbon liber) în structură(denumite, ca şi fontele nealiate, în funcţie de modul de asigurare a prezenţeigrafitului şi de configuraţia, dimensiunile, modul de distribuţie şi gradul dedispersie ale formaţiunilor de grafit din structură: fonte pestriţe, fonte cenuşii,fonte maleabile, fonte nodulare etc.) sau în categoria fontelor fără grafit înstructură (la care tot carbonul din compoziţia fontelor este dizolvat în soluţiileavând ca solvent fierul sau este legat sub formă de carburi, iar structurile suntasemănătoare celor corespunzătoare fontelor albe);


33

Fig. 7. 24. Diagrama structurală A. Schaeffler

• constituenţii din structura de echilibru stabil sau metastabil pe care oprezintă masa metalică de bază a fontei la ta, după răcirea sa lentă sau în aer de latemperaturi înalte; conform acestui criteriu fontele aliate pot fi încadrate (aplicândaceleaşi principii ca şi în cazul oţelurilor aliate) în următoarele clase structurale:fonte aliate perlitice, fonte aliate feritice, fonte aliate austenitice, fonte aliatemartensitice.

Fig. 7. 25. Diagrama structurală a fonteloraliate cu aluminiu

Fig. 7. 26. Diagrama structurală a fontelor cugrafit nodular aliate cu nichel şi molibden


34

De exemplu, fontele înalt aliate cu nichel (element gamagen, cu acţiunegrafitizantă) aparţin clasei structurale a fontelor austenitice cu grafit (lamelar saunodular), fontele înalt aliate cu siliciu (element alfagen, cu acţiune grafitizantă)sunt fonte feritice cu grafit (lamelar sau nodular), iar fontele înalt aliate cu crom(element alfagen, carburigen şi antigrafitizant) se încadrează în categoria fonteloralbe feritice, având structura de echilibru alcătuită din carburi primare, eutectice şisecundare distribuite într-o masă de ferită aliată cu crom (la răcirea din starelichidă a acestor fonte transformarea eutectică conduce la formarea unei structuride tip ledeburitic, alcătuită din austenită şi carburi, iar transformarea eutectoidă,ce are loc după separarea de carburi secundare din austenită, constă dindescompunerea austenitei în ferită şi carburi).

Pentru estimarea clasei structurale a fontelor aliate se pot folosidiagramele structurale ale fontelor aliate, construite experimental pentru celemai utilizate categorii de astfel de fonte. De exemplu, în figura 7.25 esteprezentată diagrama structurală a fontelor aliate cu aluminiu (element alfagen), iarîn figura 7.26 diagrama structurală a fontelor cu grafit nodular slab aliate cu nichel(element gamagen) şi molibden (element alfagen), construcţia şi modalităţile deutilizare ale acestor diagrame fiind similare celor corespunzătoare diagramelorstructurale ale oţelurilor aliate.

Cuvinte cheie

austenită aliată, 6carbură proprie, 6cementită aliată, 6clasă structurală, 25diagramă structurală, 30diagramă structurală A. Schaeffler, 32durificare secundară, 21element carburigen, 14element de aliere, 5element de aliere alfagen (feritizant), 7element de aliere gamagen (austenitizant), 10element grafitizant, 14fază sigma, 6ferită aliată, 6fontă mediu aliată, 6fontă aliată (specială), 6fontă aliată austenitică, 10

fontă aliată feritică, 9fontă aliată martensitică, 20fontă înalt (bogat) aliată, 6fontă slab aliată, 6fragilitate de revenire

ireversibilă, reversibilă, 22oţel aliat, 5oţel aliat perlitic, 25oţel aliat austenitic, 10, 27oţel aliat feritic, 9, 27oţel aliat ledeburitic, 30oţel aliat martensitic (autocălibil), 20, 28oţel bogat aliat, 5oţel mediu aliat, 5oţel slab aliat, 5punct caracteristic nominal PCN, 31stabilitate la revenire, 21


35

Bibliografie



3. Geru N., Metalurgie fizică, Editura Didactică şi Pedagogică, Bucureşti, 19824. Mantea St. ş.a., Metalurgie fizică, Editura Tehnică, Bucureşti, 19705. Lakhtine I., Métallographie et traitements thermiques des métaux,

Moscova, Mir, 19786. Popov A.A. şi Popova L.E., Izotermiceskie i termodinamoceskie diagramî

raspada pereohladjenovo austenita. Moscova, Metallurghia, 19657. Protopopescu H., Metalografie şi tratamente termice, Editura Didactică şi

Pedagogică, Bucuresti, 19838. Sofroni I., Stefănescu D.M., Fonte speciale, Editura Tehnică, Bucureşto, 19749. Truşculescu M., Ieremia A., Oţeluri inoxidabile şi refractare, Editura

Facla, Timişoara, 198310. Vacu S., ş.a., Elaborarea oţelurilor aliate, vol. I, Editura Tehnică, Bucureşti, 198011. * * * Austenite Transformation Kinetics of Ferrous Alloys. II – Cast Irons

and Steels, Climax Molibdenum Company, Greenwich, 198812. Cias W.W., Austenite Transformation Kinetics of Ferrous Alloys, Climax

Molibdenum Company, Greenwich, 1985


T.7.1. Care dintre afirmaţile următoare sunt adevărate: a) oţelul cu%Cm = 0,3 %, %Sim=0,3 %, %Mnm = 0,5 %, %Sm = 0,02 % şi %Pm = 0,02 % esteun oţel carbon; b) oţelul cu %Cm = 0,45 %, %Sim=0,3 %, %Mnm = 0,5 %,%Sm = 0,02 %, %Pm = 0,02 % şi %Crm = 1,0 % este un oţel aliat cu crom;c) oţelul cu %Cm = 1,0 %, %Sim=0,3 %, %Mnm = 0,4 %, %Sm = 0,02 % , %Pm = 0,02 %,%Crm = 1,5 % şi %Mom = 0,3 % este un oţel aliat numai cu crom; d) oţelul cu%Cm = 0,15 %, %Sim=0,3 %, %Mnm = 0,7 %, %Sm = 0,15 % şi %Pm = 0,1 % esteun oţel aliat cu sulf şi fosfor?

T.7.2. Care dintre următoarele fonte se încadrează în categoria fonteloraliate: a) fonta cu %Cm = 3,0 %, %Sim = 1,0 %, %Mnm = 1,0 %, %Sm = 0,06 %,%Pm = 0,06 %; b) fonta cu %Cm = 3,5 %, %Sim = 2,0 %, %Mnm = 0,9 %,


36

%Sm = 0,06 %, %Pm = 0,06 %, %Crm = 1,0 %; c) fonta cu %Cm = 2,5 %,%Sim=1,5 %, %Mnm = 0,8 %, %Sm = 0,03 %, %Pm = 0,06 %, %Alm = 20 %; d)fonta cu %Cm = 3,0 %, %Sim=2,5 %, %Mnm = 6,0 %, %Sm = 0,06 %, %Pm = 0,06%, %Nim = 13 %?

T.7.3. Care dintre următoarele componente ale oţelurilor sau fontelor suntelemente de aliere alfagene (feritizante): a) manganul; b) siliciul; c) cromul;d) vanadiul ?

T.7.4. Care dintre următoarele componente ale oţelurilor sau fontelor suntelemente de aliere gamagene (austenitizante): a) manganul; b) siliciul; c) cromul;d) vanadiul?

T.7.5. Care dintre următoarele tipuri de tratamente se pot aplica la pieselesau semifabricatele din oţeluri aliate austenitice: a) recoacerea de detensionare;b) recoacerea de omogenizare; c) călirea martensitică; d) recoacerea completă?

T.7.6. Care dintre următoarele tipuri de tratamente se pot aplica la pieselesau semifabricatele din oţeluri aliate feritice: a) recoacerea de recristalizare fărăschimbare de fază; b) recoacerea de detensionare; c) normalizarea; d) călireamartensitică?

T.7.7. Elementele de aliere se pot găsi în structurile oţelurilor şi fontelor:a) dizolvate în ferită sau austenită; b) dizolvate în cementită; c) legate sub formăde carburi proprii; d) combinate cu fierul sub formă de compuşi intermetalici ? .

T.7.8. Care dintre următoarele forme de existenţă a elementelor de aliere înstructurile oţelurilor şi fontelor sunt, în general, nedorite: a) soluţiile solide aleelementelor de aliere cu fierul: b) carburile elementelor de aliere; c) incluziunilenemetalice; d) compuşii intermetalici?

T.7.9. Care dintre următoarele elemente de aliere ale oţelurilor şi fonteloraparţin categoriei elementelor alfagene: a) cromul; b) molibdenul; c) nichelul;d) wolframul?

T.7.10. Care dintre următoarele elemente de aliere ale oţelurilor şi fonteloraparţin categoriei elementelor gamagene: a) wolframul; b) titanul; c) manganul;d) nichelul ?

T.7.11. Care dintre următoarele elemente de aliere produc mărireatemperaturii corespunzătoare punctului critic A1 al oţelurilor şi fontelor:a) nichelul; b) manganul; c) cromul; d) siliciul?

T.7.12. Care dintre următoarele elemente de aliere coboară temperaturacorespunzătoare punctului critic A1 al oţelurilor şi fontelor: a) molibdenul;b) manganul; c) cromul; d) nichelul?

T.7.13. Care dintre următoarele elemente de aliere ale oţelurilor şi fontelordetermină reducerea concentraţiei carbonului în perlită: a) nichelul; b) cromul;c) manganul; d) siliciul?

T.7.14. Care dintre următoarele elemente de aliere ale oţelurilor şi fontelor


37

pot avea acţiune grafitizantă: a) siliciul; b) nichelul; c) cromul; d) aluminiul?T.7.15. Care dintre următoarele elemente de aliere ale oţelurilor şi fontelor

are cea mai puternică acţiune carburigenă: a) manganul; b) cromul; c) tantalul;d) titanul?

T.7.16. Care dintre următoarele elemente de aliere ale oţelurilor şi fontelorare cea mai bună solubilitate în cementită: a) siliciul; b) cromul; c) manganul;d) vanadiul?

T.7.17. Care dintre următoarele elemente de aliere diminuează temperaturacorespunzătoare punctului Ms al oţelurilor şi fontelor : a) cromul; b) nichelul;c) manganul; d) cobaltul?

T.7.18. Care dintre următoarele elemente de aliere ale oţelurilor şi fontelordeplasează spre dreapta curbele diagramelor de transformare la răcire a austenitei:a) cromul; b) cobaltul; c) nichelul; d) manganul?

T.7.19. Care dintre următoarele elemente de aliere determină micşorareavitezei de răcire critice şi creşterea călibilităţii oţelurilor şi fontelor: a) cromul;b) nichelul; c) siliciul; d) manganul?

T.7.20. Care dintre următoarele elemente de aliere pot modificaconfiguraţia obişnuită (tipică oţelurilor carbon sau fontelor nealiate) a curbelorcaracteristice ale diagramelor de transformare izotermă a austenitei: a) cromul;b) nichelul; c) manganul; d) molibdenul?

T.7.21. Pentru a finisa granulaţia oţelurilor se poate utiliza microalierea cu:a) niobiu; b) vanadiu; c) zirconiu; d) aluminiu?

T.7.22. Care dintre următoarele oţeluri aliate pot avea în structura lor la taconstituentul structural tipic fontelor albe: a) oţelurile martensitice; b) oţelurileledeburitice; c) oţelurile perlitice; d) oţelurile feritice?

T.7.23. Care dintre următoarele oţeluri aliate capătă o structură de călire larăcirea în aer din domeniul austenitic: a) oţelurile austenitice; b) oţelurilemartensitice; c) oţelurile feritice; d) oţelurile autocălibile?

T.7.24. Care dintre următoarele oţeluri aliate va avea duritatea mai maredupă călirea martensitică şi revenirea la ti = 500 oC, o durată τm = 0,5 ore: a) oţelulcarbon cu %Cm = 0,6 %; b) oţelul carbon cu %Cm = 0,45 %; c) oţelul aliat având%Cm = 0,6 % şi %Crm = 1,0 %; d) oţelul aliat având %Cm = 0,2 % şi %Crm = 1,0 %?

T.7.25. Cum se poate diminua pericolul fragilităţii reversibile de revenire aunui oţel aliat: a) prin alierea suplimentară cu molibden în concentraţie de %Mom= 0,2…0,3 %; b) prin revenirea la ti >500 oC; c) prin răcirea rapidă în apă sau uleila revenire; d) prin alierea suplimentară cu mangan?

T.7.26. Pentru stabilirea clasei structurale a unui oţel aliat, avândcompoziţia caracterizată prin %Cm = 0,05 %, %Mn = 2,0 %, %Sim = 0,8 %,%Crm = 17 % şi %Nim = 10 % se foloseşte diagrama structurală A. Schaeffler.Care sunt coordonatele PCN corespunzător acestui oţel: a) %Cre = 18,2 %;


38

%Nie = 11,5 %; b) %Cre = 18,2 %; %Nie = 12,5 %; c) %Cre = 12,5 %;%Nie = 18,2 %; d) %Cre = 20,5 %; %Nie = 12,5 %?

T.7.27. Cărei clase structurale aparţine oţelul cu %Cm = 0,08 %, aliat cu%Crm = 17 %: a) clasa oţelurilor feritice; b) clasa oţelurilor martensitice; c) clasaoţelurilor ledeburitice; d) clasa oţelurilor austenitice?

T.7.28. Cărei clase structurale aparţine oţelul cu %Cm = 0,03 %, %Mn = 1,2 %,%Sim = 0,6 %, %Crm = 25 % şi %Nim = 0,5 %: a) clasa oţelurilor feritice; b) clasaoţelurilor martensitice; c) clasa oţelurilor ledeburitice; d) clasa oţelurilor austenitice?

T.7.29. Care dintre următoarele probleme poate să apară la utilizareaoţelului cu %Cm = 0,02 %, %Mn = 1,2 %, %Sim = 0,6 %, %Crm = 20,5 % şi%Nim = 10 %: a) fragilizarea prin apariţia fazei sigma; b) fragilizarea (fisurarea)la cald; c) fragilizarea (fisurarea) la rece; d) fragilizarea datorită creşterii intense agranulaţiei la încălzire?

T.7.30. Care din următoarele tipuri de fonte aliate au grafit în structură:a) fontele aliate cu siliciu; b) fontele înalt aliate cu crom; c) fontele aliate cuvanadiu; d) fontele înalt aliate cu nichel?

Aplicaţii

A.7.1. În figura 7.27 se prezintă diagramele de transformare termocineticăa austenitei pentru un oţel slab aliat, având compoziţia chimică definită prin%Cm = 0,44 %; %Sim = 0,22 %; %Mnm = 0,7 %; %Sm = 0,030 %; %Pm = 0,025 %;%Crm = 1,05 %; %Nim = 0,26 %; %Mom = 0,04 %; %Vm = 0,01 % şi pentru oţelulcarbon echivalent (cu compoziţa chimică definită prin %Cm = 0,44 %;%Sim = 0,22 %; %Mnm = 0,7 %; %Sm = 0,030 %; %Pm = 0,025 %). Folosinddatele din aceste diagrame şi aplicând relaţiile (7.1) şi (7.2) să se estimeze valoriledurităţii structurilor care rezultă la răcirea celor două oţeluri, din domeniulaustenitic şi până la ta, cu diferite viteze vr.

RezolvareAşa cum se poate observa examinând figura 7.27, pe fiecare din

diagramele de transformare a austenitei sunt trasate câte n curbe de răcire, fiecăreicurbe de răcire corespunzându-i o viteză de răcire vrj, j = 1…n şi o anumităalcătuire a structurii care rezultă prin răcirea austenitei cu această viteză.Conţinuturile procentuale de formaţiuni ferito-perlitice (%α,P)j, bainitice (%B)j şimartensitice (%M)j în structurile care rezultă prin răcirea austenitei după curbelede răcire j = 1…n sunt precizate pe diagramele din figura 7.27, iar valorilevitezelor de răcire corespunzătoare acestor curbe se determină, folosind procedeuldescris la rezolvarea aplicaţiei A.5.3, cu ajutorul relaţiei (5.10); datele care seobţin pe această cale sunt prezentate în tabelul 7.3.


39

a.

b.Fig 7.27. Diagramele transformării termocinetice a austenitei pentru două oţeluri cu %Cm = 0,44 %:

a – oţel slab aliat cu Cr, Ni,Mo şi V; b – oţel carbon


40

Tabelul 7.3. Vitezele de răcire şi alcătuirea structurilor corespunzătoarecurbelor de răcire din diagramele prezentate în figura 7.27

Alcătuirea structuriiCurba derăcire j

τ1j,s

t1j,oC

τ2j,s

t2j,oC

vrj,oC/s (%α,P)j (%B)j (%M)j

OTEL ALIAT1 12300 750 40000 650 3,6⋅10-3 100 - -2 1000 750 3500 650 4,0⋅10-2 100 - -3 150 750 500 650 2,9⋅10-1 100 - -4 60 750 160 650 1,0 100 - -5 25 750 100 650 1,3 56 25 196 9 750 56 650 2,1 7 60 337 7 750 24 650 5,9 2 70 288 5 750 17 650 8,3 - 60 409 3 750 10 650 14,3 - 5 9510 1 750 4 650 33,3 - 3 9711 0,8 750 3 650 45,5 - - 100

OTEL CARBON1 4150 750 16100 650 8,4⋅10-3 100 - -2 100 750 360 650 3,8⋅10-1 100 - -3 3 750 20 650 5,9 100 - -4 0,9 750 5 650 24,4 100 - -5 0,5 750 2 650 66,7 90 5 56 0,5 721 1,5 650 71,0 73 17 107 0,5 706 1,2 650 80,0 13 20 678 0,5 693 0,7 650 215,0 - 2 98

Aplicând relaţiile (7.1) şi (7.2) pentru datele din tabelul 7.3 s-au obţinutrezultatele prezentate în tabelul 7.4, cu ajutorul cărora s-au construit, pentru cele douăoţeluri considerate, graficele dependenţelor HVST = f(vr), reprezentate în figura 7.28.

Fig.7.28. Graficele dependenţelor HVST = f(vr) pentru cele două oţeluriconsiderate în aplicaţia A.7.1.


41

Tabelul 7.4. Durităţile structurilor obţinute la răcirea austenitei după curbele de răcirereprezentate pe diagramele din figura 7.27

Durităţileformaţiunilor structuraleCurbade

răcire j

vrj,oC/s HVα,P HVB HVM

Duritatea structuriiHVST

OTEL ALIAT1 3,6⋅10-3 206 - - 2062 4,0⋅10-2 223 - - 2233 2,9⋅10-1 237 - - 2374 1,0 246 - - 2465 1,3 248 342 656 3496 2,1 251 354 660 4487 5,9 259 380 669 4598 8,3 - 389 672 5029 14,3 - 402 677 66410 33,3 - 424 685 67711 45,5 - - 688 688

OTEL CARBON1 8,4⋅10-3 184 - - 1842 3,8⋅10-1 194 - - 1943 5,9 201 - - 2014 24,4 205 - - 2055 66,7 207 400 673 2406 71,0 207 402 673 2877 80,0 208 407 674 5608 215,0 - 442 683 678

ObservaţieRezultatele aplicaţiei evidenţiază câteva aspecte practice importante

privind oţelurile aliate hipoeutectoide din clasa perlitică, utilizate cu precădere lafabricarea pieselor pentru maşini şi utilaje:

• structurile de echilibru (ferito – perlitice) ale acestor oţeluri au durităţisimilare celor corespunzătoare structurilor de echilibru ale oţelurilor carbonechivalente; ca urmare, punerea în valoare a prezenţei elementelor de aliereconţinute de aceste oţeluri este posibilă numai prin aplicarea de TT capabile săasigure realizarea unor structuri cu conţinuturi procentuale mari de formaţiunibainitice şi/sau martensitice, care conferă oţelurilor caracteristici ridicate derezistenţă mecanică şi duritate;

• la aceste oţeluri, structurile cu caracteristici ridicate de rezistenţămecanică şi duritate se pot obţine şi la răcirea austenitei cu viteze mult mai micidecât cele necesare pentru realizarea aceloraşi efecte la oţelurile carbon


42

echivalente; de exemplu, aşa cum se poate observa examinând graficele din figura7.28, pentru obţinerea structurii complet martensitice la oţelul aliat sunt necesareviteze de răcire vr ≅ 45 oC/s (asigurate de călirea în ulei, v. fig.5.17), în timp cepentru realizarea aceleiaşi structuri la oţelul carbon echivalent trebuie folositeviteze de răcire vr > 200 oC/s (asigurate numai de răcirea în apă, v. fig. 5.17), caredetermină creşterea însemnată a nivelului tensiunilor reziduale induse în pieselecălite şi apariţia pericolului fisurării acestora.

A.7.2. Pentru realizarea unor piese de tip arbore sunt disponibilesemifabricate confecţionate din două sortimente de oţel: a) oţel aliat, cucompoziţia chimică definită prin %Cm = 0,45 %; %Sim = 0,3 %; %Mnm = 0,6 %;%Crm = 1,2 %; %Mom = 0,3 % şi b) oţel carbon, cu compoziţia chimică definităprin %Cm = 0,45 %; %Sim = 0,3 %; %Mnm = 0,6 %. Să se stabilească şi să secompare regimurile TT de îmbunătăţire care asigură pieselor de tip arboreconfecţionate din cele două oţeluri un nivel al durităţii finale de 280 HV.

RezolvareAşa cum este cunoscut din scap. 6.5, TT de îmbunătăţire constă dintr-un

ciclu primar de călire martensitică şi un ciclu final de revenire înaltă.Conform indicaţiilor din scap. 6.4, călirea martensitică a oţelurilor

(carbon sau aliate perlitice) hipoeutectoide trebuie realizată cu următorul regim:ti = A3 + 30 … 50 oC, vi < vad, τm = 5 … 10 min şi răcirea în apă sau ulei. Aplicândrelaţia (6.4), rezultă că pentru oţelurile cu compoziţiile chimice precizate în enunţ,valorile punctului critic A3 sunt: A3 ≅ 823 oC, pentru oţelul aliat şi A3 ≅ 810 oC,pentru oţelul carbon şi, ca urmare, regimurile TT de călire martensiticăpentru piesele confecţionate din cele două sortimente de oţel vor fiasemănătoare: ti = 850…870 oC, τm = 5…10 min şi răcirea în apă sau ulei; ţinândseama de influenţele elementelor de aliere, la realizarea TT de călire la piesele dinoţel aliat se recomandă utilizarea unor valori ale ti şi τm către limitele superioareale intervalelor de valori prescrise (deoarece prezenţa elementelor de alierefrânează procesele de obţinere a austenitei omogene) şi răcirea în ulei (deoareceelementele de aliere reduc vrc şi măresc călibilitatea oţelului), iar la aplicarea TTde călire la piesele din oţel carbon se vor alege ti şi τm către limitele inferioare aleintervalelor de valori prescrise şi se va face răcirea în apă (pentru a se asiguraformarea unei structuri martensitice).

După călire, duritatea pieselor confecţionate din cele două sortimente deoţel va fi aproximativ identică (deoarece duritatea martensitei depinde esenţial deconcentraţia carbonului în oţel, v. scap. 5.2.2), apropiată de valoarea dată derelaţia (6.8), HM ≅ 58 HRC (660 HV).

Pentru proiectarea regimului de revenire înaltă a pieselor din oţelcarbon, se stabileşte valoarea necesară a parametrului PHJ = Ti[18 +lg(τm)],


43

folosind relaţia (7.4), în care se consideră OCrHV = 280 şi %Cm = 0,45 %;

rezultă: PHJ = 21090 + 4050⋅0,45 – (33,2 - 13⋅0,45)280 = 15255. Dacă se adoptăo durată de menţinere la revenire τm = 5 ore, rezultă că temperatura la caretrebuie efectuată revenirea pentru a se asigura nivelul calculat al PHJ este:

8165lg18

15255 ≅=+iT K sau ti ≅ 540 oC. Ca urmare, un regim de revenire care

conferă pieselor din oţel carbon nivelul impus al durităţii finale are paremetrii:ti ≅ 540 oC; τm = 5 ore şi răcirea în aer (răcirea nu influenţează calitateapieselor din oţel carbon supuse revenirii).

Dacă se foloseşte acelaşi regim la revenirea pieselor din oţel aliat,va rezulta, în conformitate cu relaţia (7.3), un nivel al durităţii finale

OArHV = 280 + 55⋅1,2 + 100⋅0,3 = 376. Interpretând corespunzător relaţiile

(7.3) şi (7.4), rezultă că, pentru a realiza pe piesele din oţel aliat un nivel aldurităţii după revenire OA

rHV = 280, este necesar să se utilizeze un regim derevenire care asigură la piesele din oţel carbon un nivel al durităţii

OCrHV = 280 − 55⋅1,2 − 100⋅0,3 = 184; utilizând relaţia (7.4), rezultă că,

pentru satisfacerea acestei condiţii, trebuie ca valoarea parametrului PHJ săfie: PHJ = 21090 + 4050⋅0,45 – (33,2 − 13⋅0,45)184 = 17880. Dacă se adoptă odurată de menţinere la revenire τm = 5 ore, rezultă că temperatura la caretrebuie efectuată revenirea pentru a asigurarea acestui nivel al PHJ

este: 9565lg18

17880 ≅=+iT K sau ti ≅ 680 oC. Ca urmare, un regim de revenire care

conferă pieselor din oţel aliat nivelul impus al durităţii finale are parametrii:ti ≅ 680 oC; τm = 5 ore şi răcirea în aer (deoarece oţelul este aliat cu Mo şi nuexistă pericolul de a se manifesta fragilitatea reversibilă la revenire).

Observaţii• Rezolvarea aplicaţiei evidenţiază efectele fenomenului de stabilitate

la revenire, indus de prezenţa elementelor de aliere dintr-un oţel. Aceste efectepot fi mai sugestiv ilustrate, dacă se construiesc, pentru oţelul aliat şi pentruoţelul carbon echivalent, graficele dependenţelor HVr = f(ti), corespunzătoareunei durate de menţinere la revenire τm = ct; coordonatele punctelor acestorgrafice se obţin cu ajutorul relaţiilor (7.3), (7.4) şi (7.5). În figura 7.29 suntprezentate graficele construite pentru oţelurile precizate în enunţul aplicaţiei,considerând o durată de revenire τm = 5 ore.

• Rezultatele aplicaţiei nu trebuie să conducă la concluzia că, îngeneral, TT de revenire a pieselor din oţel aliat este mai costisitor decât celaplicat pieselor diun oţel carbon (datorită necesităţii utilizării unortemperaturi de încălzire şi/sau unor durate de menţinere mai mari). În mod


44

obişnuit, atunci ând se utilizează oţeluri aliate se prescriu şi niveluri mairidicate ale rezistenţei mecanice şi durităţii, pentru a valorifica corespunzătorcheltuielile suplimentare datorită alierii şi se pot utiliza regimuri de revenireasemănătoare celor aplicabile la oţelurile carbon echivalente. De exemplu,aşa cum a rezultat la rezolvarea aplicaţiei, dacă la piesele din oţel carbon seprescrie ca duritate după îmbunătăţire să fie OC

rHV = 280 (corespunzătoareunei rezistenţe la tracţiune Rm ≅ 900 N/mm2), iar la piesele din oţel aliat seprescrie ca duritatea după îmbunătăţire să fie OA

rHV ≅ 370 (corespunzătoareunei rezistenţe la tracţiune Rm ≅ 1200 N/mm2), regimurile TT de revenire,impuse de realizarea acestor caracteristici vor fi identice.

Fig. 7.29. Graficele dependenţelor HVr = f(ti) pentru un oţel aliatde tip Cr-Mo şi pentru oţelul carbon echivalent

A.7.3. Stiind că viteza asigurată la răcirea în aer liniştit a pieselor dinoţeluri este vr = 0,25 …1 oC/s, să se analizeze dacă oţelul aliat, cu compoziţiachimică definită prin: %Cm = 0,8 %; %Sim = 0,22 %; %Mnm = 0,7 %; %Crm = 6 %;%Mom = 1 %, având diagrama de transformare termocinetică a austeniteiprezentată în figura 7.30, poate fi încadrat în clasa structurală a oţelurilor aliatemartensitice.

RezolvareFolosind procedura descrisă la rezolvarea aplicaţiei A.5.4, s-au stabilit

coordonatele punctelor ce descriu curbele de răcire cu vitezele vr1 = 0,25 oC/s şivr2 = 1 oC/s şi s-au trasat aceste curbe pe diagrama de transformare termocinetică aaustenitei (v. fig. 7.30). Se observă astfel că răcirea în aer a austenitei conduce laobţinerea unei structuri complet martensitice şi, deci, oţelul având compoziţiachimică precizată în enunţul aplicaţiei aparţine clasei structurale a oţelurilor aliatemartensitice.


45

Fig. 7.30. Diagarma transformării termocinetice a austenitei la un oţel cu%Cm = 0,8 %, %Crm = 6 %; %Mom = 1 %

ObservaţieOtelul considerat în această aplicaţie este aliat numai cu elemente

alfagene, în concentraţiile %Crm = 6 %; %Mom = 1 %. Dacă se foloseşte relaţia (7.6),se obţine %Cre = 7 %. Poziţionând pe diagrama structurală din figura 7.22 b punctulcaracteristic nominal al oţelului, având coordonatele (%Cm = 0,8 %; %Cre = 7 %),rezultă şi pe această cale că oţelul analizat aparţine clasei structurale a oţeluriloraliate martensitice.

A.7.4. Pentru elaborarea unei şarje de 100 kg de oţel aliat se topesc,într-un cuptor electric cu inducţie, deşeuri de oţel, cu compoziţiile chimice şi încantităţile indicate în tabelul 7.5. Să se estimeze compoziţia chimică şi clasastructurală corespunzătoare oţelului elaborat, considerând că, la elaborareaoţelului în cuptorul electric cu inducţie, modificările compoziţiei chimice amateriilor prime sunt neglijabile.

RezolvarePentru a da caracter general algoritmului de soluţionare a problemei, se

considră că sunt disponibile n sortimente de deşeuri de oţel, în cantităţile mj,

j = 1...n ( ∑==

n

jjmM

1) şi având compoziţiile chimice, exprimate prin concentraţiile


46

masice ale elementelor de aliere (inclusiv carbonul) %EAmj (%Cmj; %Simj; %Mnmj,%Crmj; %Nimj; %Momj), j = 1...n, cunoscute.

Utilizând relaţiile (7.3) şi (7.4), se calculează, pentru toate sortimentele dedeşeuri (materii prime), valorile parametrilor %Crej şi %Niej, j = 1...n şi ponderea

fiecăruia din ele în încărcătura utilizată la elaborarea şarjei Mm

jjc = , j = 1...n.

Folosind rezultatele obţinute, se calculează valorile parametrilor %Cre şi%Nie, corespunzătoare şarjei de oţel aliat elaborate, cu relaţiile:

∑==

n

jejje CrcCr

1;%% ∑=

=

n

jejjej NicNi

1%% .

Punctul O, având coordonatele (%Cre; %Nie), reprezintă în diagramastructurală A. Schaeffler punctul caracteristic nominal al şarjei de oţel aliatelaborate (O ≡ PCN), poziţa sa permiţând precizarea clasei structurale a oţelului.

Evident, compoziţia chimică a oţelului elaborat se poate estima cu ajutorulunor relaţii de forma:

∑==

n

jmjjm EAcEA

1%% ,

în care EA se consideră, pe rând, a fi C, Si, Mn, Cr, Ni, Mo.Tabelul 7.5. Compoziţiile chimice ale materiilor prime disponibile pentru

elaborarea unei şarje de oţel aliatConcentraţiile masice ale componentelor de aliereMateria

primă,j = %Cm %Sim %Mnm %Crm %Nim %Mom

Cantitatea mj,kg

1 0,02 0,6 2,0 19,0 12,5 - 502 0,02 0,4 1,2 25,0 10,0 3,8 253 0,03 0,6 0,6 18,5 0,20 1,5 15

n = 4 0,18 0,8 0,8 12,0 0,30 1,0 10

Aplicând procedura descrisă anterior pentru datele precizate în enunţ, seobţin rezultatele redate în tabelul 7.6. Compoziţia chimică a şarjei de oţel aliatelaborate este: %Cm = 0,0375 %; %Sim = 0,570 %; %Mnm = 1,470 %;%Crm = 19,725 %; %Nim = 8,810 %; %Mom = 1,275 %, iar poziţia punctuluicaracteristic nominal O(%Cre; %Nie) în diagrama din figura 7.31 indicăapartenenţa acestui oţel la clasa structurală a oţelurilor aliate austenito – feritice.

ObservaţiePentru rezolvarea problemei se poate utiliza şi o procedură grafică

recursivă, care evidenţiază modalitatea uzuală de lucru pe diagrama structurală A.Schaeffler la soluţionarea aplicaţiilor practice. Această procedură conţineurmătoarea succesiune de etape:

• se determină, cu relaţiile (7.2) şi (7.3), pentru fiecare sortiment dedeşeuri valorile parametrilor %Crej şi %Niej şi se reprezintă pe diagrama


47

structurală A. Schaeffler punctele caracteristice nominale corespunzătoareacestora Oj(%Crej; %Niej), j = 1…n;

Tabelul 7.6. Rezultatele aplicaţiei A.7.4.

Materiaprimă, j = %Cre %Nie Clasa structurală cj

1 19,9 14,1 Austenitic 0,502 29,4 11,2 Austenito – feritic 0,253 20,9 1,4 Feritic 0,15

n = 4 14,2 6,1 Ferito − martensitic 0,10

OTELULELABORAT 21,855 10,670 Austenito – feritic

Fig. 7. 31. Reprezentarea pe diagrama structurală A. Schaeffler a rezultatelor aplicaţiei A.7.4• se consideră că şarja de oţel aliat rezultă prin topirea succesivă a câte

unei perechi de materii prime MP şi rezultă:* punctul caracteristic nominal al oţelului care se obţine topind

împreună masele m1 şi m2 de deşeuri din primele două sortimente, notat O1,2,este cel care împarte segmentul (dreapta) de diluţie O1O2 în două părţiproporţionale cu ponderile participării acestor două sortimente de materie

primă (c1 = 1 – c2; ∑

=

=

2

1

22

jjm

mc ) şi are coordonatele %Cre1,2 = c1%Cre1 + c2%Cre2

şi %Nie1,2 = c1%Nie1 + c2%Nie2;


48

* punctul caracteristic nominal al oţelului care se obţine topindîmpreună masele m1,2 = m1 + m2 şi m3 de deşeuri din sortimentele (1,2) şi 3, notatO1,3, este cel care împarte segmentul (dreapta) de diluţie O1,2O3 în două părţiproporţionale cu ponderile participării celor două sortimente de materie primă

(c1,2 = 1 – c3; ∑

=

=

3

1

33

jjm

mc ) şi are coordonatele %Cre1,3 = c1,2%Cre1,2 + c3%Cre3 şi

%Nie1,3 = c1,2%Nie1,2 + c3%Nie3;• • •* punctul caracteristic nominal al oţelului care se obţine topind

împreună masele ∑==

k

jjk mm

1,1 şi mk+1 de deşeuri din sortimentele (1,k) şi k+1,

notat O1,k+1, este cel care împarte segmentul (dreapta) de diluţie O1,kOk+1 îndouă părţi proporţionale cu ponderile participării celor două sortimente de

materie primă (c1,k = 1 – ck+1; ∑

= +

=

++1

1

11

k

jj

km

kmc ) şi are coordonatele

%Cre1,k+1 = c1,k%Cre1,k + ck+1%Crek+1 şi %Nie1,k+1 = c1,k%Nie1,k + ck+1%Niek+1;• • •* punctul caracteristic nominal al oţelului care se obţine

topind împreună masele ∑=−

=−

1

11,1

n

jjn mm şi mn de deşeuri din sortimentele

(1,n-1) şi n, notat O, este cel care împarte segmentul (dreapta) de diluţie O1,n-1Onîn două părţi proporţionale cu ponderile participării celor două sortimente de

materie primă (c1,n-1 = 1 – cn; Mm

m

nm nn

jj

nc =∑

=

=1

) şi are coordonatele

%Cre = c1,n-1%Cre1,n-1 + cn%Cren şi %Nie = c1,n-1%Nie1,n-1 + cn%Nien.Folosind această procedură în cazul precizat în enunţul aplicaţiei se

obţin rezultatele redate în tabelul 7.7 şi pe diagrama din figura 7.31.Rezolvarea aplicaţiei prin procedura grafică recursivă arată că (datorită

sumării erorilor din întreaga succesiune de etape parcursă) aceasta asigură oprecizie a rezultatelor mai mică decât procedura utilizată anterior, dar este maisugestivă şi permite evidenţierea unor concluzii cu caracter general; astfel, dinreprezentările grafice corespunzătoare parcurgerii etapelor acestei proceduri,rezultă (v. fig. 7.31):

• punctul caracteristic nominal al oţelului elaborat prin topirea a două


49

sortimente de deşeuri de oţel se află pe segmentul O1O2, care uneşte punctelecaracteristice nominale O1 şi O2 ale celor două materii prime utilizate;

• punctul caracteristic nominal al oţelului elaborat prin topirea a nsortimente de deşeuri de oţel se află în interiorul poligonuluiO1O2…Ok…OnO1, având vârfurile în punctele caracteristice nominale O1,O2,…,Ok,…,On ale celor n materii prime utilizate.

Tabelul 7.7. Datele obţinute la rezolvarea aplicaţiei A.7.4 prin procedeul graficMP1

m1 = 50 kgc1 = 0,667

%Cre1 = 19,9 %%Nie1 = 14,1 %

PCN ≡ O1

MP2m2 = 25 kgc2 = 0,333

%Cre2 = 19,9 %%Nie2 = 11,2 %

PCN ≡ O2MP1,2

m1,2 = 75 kgc1,2 = 0,833

%Cre1,2 = 23,067 %%Nie1,2 = 13,133 %

PCN ≡ O1,2

MP3m3 = 15 kgc3 = 0,167

%Cre3 = 20,9 %%Nie3 = 1,4 %

PCN ≡ O3MP1,3

m1,3 = 90 kgc1,3 = 0,900

%Cre1,3 = 22,705 %%Nie1,2 = 11,174 %

PCN ≡ O1,2

MP4m4 = 15 kgc4 = 0,167

%Cre4 = 14,2 %%Nie4 = 6,1 %

PCN ≡ O4

MP1,4 ≡ OTELUL ELABORATm1,4 = M = 90 kg

c1,4 = 1,000%Cre1,4 = 21,855 %%Nie1,4 = 10,670 %

PCN ≡ O

A.7.5. Pentru elaborarea unei şarje de oţel aliat, cu masa M = 100 kg, setopesc, într-un cuptor electric cu inducţie, patru sortimente de deşeuri de oţel, cucompoziţiile chimice indicate în tabelul 7.5. Considerând că, la elaborarea oţeluluiîn cuptorul electric cu inducţie, modificările compoziţiei chimice a materiilorprime sunt neglijabile, să se determine ce cantităţi (mase) din aceste materiiprime trebuie utilizate pentru obţinerea unui oţel aliat austenito – feritic, cu unconţinut procentual de ferită în structura %α = 50 %.

RezolvareSe consideră notaţiile şi principiile utilizate în cele două proceduri

concepute pentru rezolvarea aplicaţiei A.7.4, necunoscutele problemei fiindparticipările (ponderile) materiilor prime folosite pentru elaborarea şarjei de oţel


50

aliat Mm

Mm

Mm

Mm cccc 4

43

32

21

1 ;;; ==== , care, evident, trebuie să respecte

condiţiile 0≤c1≤1; 0≤c2≤1; 0≤c3≤ 1; 0≤c4≤1 şi ∑=

4

1jjc = 1. În aceste circumstanţe,

coordonatele punctului O (punctul caracteristic nominal al oţelului elaborat) sunt:

∑==

4

1%%

jejje CrcCr şi ∑=

=

4

1%%

jejje NicNi .

Pentru ca oţelul elaborat să corespundă clasei structurale a oţeluriloraustenito – feritice (duplex) cu conţinuturile procentuale de faze din structura deechilibru %α = 50 % şi %γ = 50 %, este necesar ca punctul O(%Cre; %Nie) să fiesituat, în domeniul austenito – feritic al diagramei structurale A. Schaeffler, pedreapta corespunzătoare unui conţinut procentual %α = 50 %; aşa cum se observăpe diagrama din figura 7.32, respectarea acestor condiţii impune ca punctul O săse afle pe segmentul AB, delimitat, pe dreapta corespunzătoare conţinutuluiprocentual %α = 50 %, de dreapta O1O2 şi dreapta PQ, ce delimitează pediagramă domeniul bifazic α + γ. În sistemul de coordonate al diagramei dinfigura 7.32, ecuaţia dreptei AB, care conţine punctele cu coordonatele(26,0 %; 9,9 %) şi (32,0 %; 13,6 %), este %Nie = 0,617%Cre – 6,133, ecuaţiadreptei O1O2, care conţine punctele cu coordoantele (19,9 %; 14,1 %) şi (29,4 %;11,2 %), este %Nie = -0,305%Cre + 20,175, iar ecuaţia dreptei PQ, care conţinepunctele cu coordonatele (0 %; 25,5 %) şi (26,0 %; 4,5 %), este%Nie = -0,792%Cre + 25,5 şi, ca urmare, condiţiile anterior formulate se transcriumatematic sub forma următorului sistem:

Fig. 7. 32. Reprezentarea pe diagrama structurală A. Schaeffler a rezultatelor aplicaţiei A.7.5


51

%Nie − 0,617%Cre + 6,133 = 0;%Nie + 0,305%Cre + 20,175 ≤ 0;

%Nie + 0,792%Cre − 25,500 ≥ 0;înlocuind expresiile scrise anterior ale parametrilor %Cre şi %Nie, sistemul devine:

c1 – 0,954c2 – 1,971c3 + 0,774 = 0; c1 + c2 + 0,595c3 − 1 ≤ 0;

c1 + 1,369c2 + 0,049c3 − 0,652 ≥ 0;0 ≤ c1 ≤ 1; 0 ≤ c2 ≤ 1; 0 ≤ c3 ≤ 1; 0 ≤ c4 ≤ 1 şi c4 = 1 – c1 – c2 – c3.

Pentru găsirea soluţiilor acestui sistem, se procedează ladescompunerea acestuia în două grupări de condiţii:

a) c1 = 0,954c2 + 1,971c3 − 0,774 ∈ [0; 1]; c4 = -1,954c2 – 2,971c3 + 1,774 ∈ [0; 1];

b) 1,954c2 + 2,566c3 – 1,744 ≤ 0 ⇒ c2 + 1,313c3 – 0,908 ≤ 0; 2,323c2 + 2,020c3 – 1,423 ≥ 0 ⇒ c2 +0,870c3 – 0,613 ≥ 0;

0 ≤ c1 ≤ 1; 0 ≤ c2 ≤ 1.Sistemul de inegalităţi din gruparea b) se poate rezolva uşor prin metoda

grafică, aşa cum se arată în figura 7.33 şi are ca soluţii coordonatele (c2; c3) alepunctelor situate în domeniul haşurat pe această figură.

Fig. 7. 33. Determinarea grafică a ponderilor c2, c3 ale materiilor primefolosite la elaborarea unei şarje de oţel aliat

În aceste circumstanţe, rezultă următoarea strategie de căutare asoluţiilor problemei:

• se alege o valoare a ponderii c3 în intervalul [0; 0,666];


52

Tabelul 7.8. Rezultatele obţinute la rezolvarea aplicaţiei A.7.5

Masele materiilor prime,kgc3

Domeniulponderii c2

c2 c4 c1 Concluziam1 m2 m3 m4

0,700 0,406 -0,106 Incorect - - - -

0,800 0,211 -0,011 Incorect - - - -

0,850 0,113 0,037 SOLUTIE 3,7 85,0 0 11,30 [0,61;0,91]

0,900 0,015 0,085 SOLUTIE 8,5 90.0 0 1,5

0,500 0,500 -0,100 Incorect - - - -

0,600 0,305 -0,005 Incorect - - - -

0,700 0,109 0,091 SOLUTIE 9,1 70,0 10 10,90,100 [0,53; 0,78]

0,750 0,011 0,139 SOLUTIE 13,9 75,0 10,0 1,1

0,450 0,300 0,050 SOLUTIE 5,0 45,0 20,0 30,0

0,500 0,203 0,097 SOLUTIE 9,7 50,0 20,0 20,3

0,550 0,105 0,145 SOLUTIE 14,5 55,0 20,0 10,50,200 [0,44; 0,64]

0,600 0,007 0,193 SOLUTIE 19,3 60,0 20,0 0,7

0,400 0,101 0,199 SOLUTIE 19,9 40,0 30,0 10,1

0,450 0,003 0,247 SOLUTIE 24,7 45,0 30,0 0,30,300 [0,35; 0,51]

0,500 -0,094 0,294 Incorect - - - -

0,270 0,058 0,272 SOLUTIE 27,2 27,0 40,0 5,8

0,300 -0,001 0,301 Incorect - - - -0,400 [0,27; 0,38]

0,350 -0,098 0,348 Incorect - - - -

0,200 -0,102 0,402 Incorect - - - -0,500 [0,18; 0,25]

0,250 -0,200 0,450 Incorect - - - -

0,600 [0,09; 0,12] 0,100 -0,204 0,504 Incorect - - - -

0,650 0,05 0,050 -0,255 0,555 Incorect - - - -

• se alege o valoare a ponderii c2 în intervalul [-0,870c3 + 0,613;-1,313c3 + 0,908];

• se stabileşte dacă ponderile c1 şi c4, date de expresiile din gruparea decondiţii a) satisfac condiţiile 0 ≤ c1 ≤ 1; 0 ≤ c4 ≤ 1.

Câteva din soluţiile posibile ale problemei analizate, obţinute prinaplicarea acestei strategii de căutare, sunt prezentate în tabelul 7.8.

Capitolul 8 Oţelurile şi fontele comerciale

53

Capitolul 8

OŢELURILE ŞI FONTELE COMERCIALE

8.1. Introducere

Oţelurile şi fontele utilizate în tehnică sunt produse industriale de mareimportanţă, care se elaborează, se transformă în semifabricate şi se utilizează îndiverse aplicaţii conform unor reglementări stricte, a căror cunoaştere şi respectarea impus, ca şi în cazul altor produse, standardizarea acestora (cuprinderea lor înstandarde).

Standardizarea este activitatea specifică prin care se stabilesc, pentruprobleme reale sau potenţiale, prevederi destinate unei utilizări comune şirepetate, urmărind obţinerea unui grad optim de ordine într-un context dat.Obiectivele generale ale standardizării sunt: asigurarea şi ridicarea calităţiiproduselor şi serviciilor, tipizarea produselor (stabilirea unei game sortimentaleraţionale şi economice de produse), facilitarea schimburilor de mărfuri şi deinformaţii pe piaţa internă şi internaţională.

Standardul este un document stabilit prin consens şi aprobat de unorganism recunoscut, care stabileşte reguli, prescripţii sau caracteristici pentruactivităţi sau rezultatul acestora, în scopul obţinerii unui grad optim de ordineîntr-un context dat. Standardele se pot clasifica folosind trei criterii:

A. În funcţie de domeniul la care se referă, standardele pot fi standardepentru industrie, standarde pentru agricultură, standarde pentru comerţ,standarde privind protecţia vieţii, bunurilor şi mediului înconjurător etc.

B. În funcţie de conţinutul lor, standardele pot fi:• standarde generale, care cuprind generalităţi sau principii: terminologie,

clasificări, simbolizări, metodologii de prelevare a probelor şi de realizare aîncercărilor sau determinărilor privind caracteristicile de calitate ale produselor etc.

• standarde de produs, care pot fi complete sau parţiale; standardelecomplete cuprind toate elementele care permit asigurarea calităţii unui produs:tipurile, sortimentele, clasele de calitate, condiţiile tehnice şi caracteristicile de


54

calitate, regulile şi metodele de verificare a calităţii, de marcare, de livrare etc., întimp ce standardele parţiale se referă numai la unele din elementele definitorii(enumerate mai înainte) pentru calitatea unui produs.

C. În funcţie de nivelul de aplicare, standardele pot fi:• standarde de firmă, cu aplicabilitate la nivelul regiilor autonome,

societăţilor comerciale sau altor persoane juridice care le-au elaborat;• standarde naţionale, elaborate sau adoptate de un organism naţional

de standardizare (de exemplu, în ţara noastră organismul de standardizare esteAsociaţia de Standardizare din România, ASRO) şi puse la dispoziţia publicului,aceste standarde putând fi standarde obligatorii (cu putere de lege cu caractergeneral), sau standarde cu caracter de recomandare (a căror aplicare estevoluntară, facultativă); au caracter obligatoriu numai standardele românereferitoare la protecţia vieţii, protecţia sănătăţii, securităţii muncii şi protecţiamediului înconjurător, celelalte standarde fiind facultative;

• standarde regionale, care sunt adoptate de către o organizaţieregională cu activitate de standardizare şi care sunt puse la dispoziţia publicului(de exemplu, standardele europene, elaborate de Comitetul European deStandardizare − CEN);

• standarde internaţionale care sunt adoptate de organisme sauorganizaţii internaţionale cu activitate de standardizare şi care sunt puse ladispoziţia publicului (de exemplu, standardele elaborate de OrganizaţiaInternnaţională de Standardizare − ISO).

Standardele naţionale române sunt clasificate pe baza SistemuluiInternaţional de Clasificare numerică a Standardelor (ICS), adoptatat de ASROîncepând cu anul 2001; ICS cuprinde trei niveluri ierarhice de clasificare:

- nivelul 1, care conţine 40 de sectoare (domenii) ale activităţilor standardizate,simbolizate prin două cifre; de exemplu 77 corespunde domeniului metalurgie;

- nivelul 2, în care domeniile sunt împărţite în 389 de grupe, notate cusimbolul domeniului, urmat de un punct şi un grup de trei cifre; de exemplu grupa77.140 corespunde produselor metalurgice realizate din oţeluri şi fonte;

- nivelul 3, în care o parte a grupelor sunt împărţite în subgrupe, notareaacestora făcându-se cu simbolulu grupei, urmat de un punct şi un grup de douăcifre; de exemplu, subgrupa 77.140.10 cuprinde oţelurile pentru tratamente termice.

Notarea standardelor române se realizează prin folosirea unui indicativformat pe baza următoarelor reguli:

• pentru standardele aprobate înainte de 28 august 1992 notarea se facecu sigla STAS, urmată de numărul standardului şi de ultimele două cifre aleanului ediţiei; de exemplu, STAS 791-88;

• pentru standardele aprobate după 28 august 1992 notarea se face cu


55

sigla SR (Standard Român), urmată de numărul acordat standardului de ASRO şide anul ediţiei; de exemplu, SR 13172:1993;

• pentru standardele române identice cu cele internaţionale se foloseştesigla SR ISO, iar pentru cele identice cu standardele europene − sigla SR EN,numerele acestor standarde fiind identice cu cele ale standardelor internaţionalesau europene adoptate; de exemplu, SR ISO 9477:1992, SR EN 10207:1995.

Diversitatea extrem de mare a oţelurilor şi fontelor şi complexitateaactivităţilor de obţinere a produselor din aceste materiale, a impus reglementareaproducerii lor prin standarde naţionale (care pot fi şi de tipul SR ISO sau SR EN).

Criteriul de identificare a unui oţel sau a unei fonte este marca, prinstandardizarea căreia se realizează o uniformizare planificată a compoziţiei chimiceşi/sau a caracteristicilor principale, ceea ce înlătură barierele tehnice din caleacomercializării produselor din aceste materiale şi face posibilă cooperareatehnologică naţională şi internaţională. Simbolurile cu ajutorul cărora se noteazămărcile şi clasele de calitate din cadrul unei mărci de oţel sau de fontă sunt şiruri delitere şi cifre (simbolizare alfanumerică) sau numai cifre (simbolizare numerică),care conţin informaţii privind: caracteristicile mecanice principale, compoziţiachimică, destinaţia, metodele de obţinere a semifabricatelor, gradul de dezoxidarela elaborare etc., sau pot fi convenţionale, servind la identificarea mărcii, fără a daînsă vreo informaţie despre caracteristicile de calitate ale materialului.

La noi în ţară, simbolizarea oţelurilor şi fontelor era reglementată pentrufiecare marcă prin standardul după care se producea materialul respectiv; înprezent, deoarece procesul de preluare a standardelor europene sau internaţionaleca standarde naţionale nu este finalizat, este operaţional şi vechiul sistem desimbolizare şi sunt valabile toate standardele (încă neînlocuite sau anulate) privindoţelurile, fontele şi semifabricatele sau produsele realizate din aceste materiale.

8.2. Clasificarea şi simbolizarea oţelurilor comerciale

8.2.1. Clasificarea oţelurilor comerciale

Definirea şi clasificarea mărcilor de oţel este făcută conformSR EN 10020, în funcţie de compoziţia chimică determinată pe oţelul lichid,considerând împărţirea oţelurilor în: oţeluri nealiate şi oţeluri aliate.

Conform standardului SR EN 10020, oţelurile nealiate sunt cele la careconcentraţiile masice ale elementelor determinate pe oţelul lichid sau peprodusele realizate din acesta nu depăşesc valoarile limită prezentate în tabelul8.1, iar oţelurile aliate sunt cele la care concentraţia masică (determinată pe oţelullichid sau pe produsele realizate din acesta) a cel puţin unui element atinge sau


56

depăşeşte valoarea limită precizată în tabelul 8.1.Atât oţelurile nealiate cât şi oţelurile aliate se împart în clase principale

de calitate, în funcţie de gradul de puritate, de tehnologia de elaborare şi denivelul prescripţiilor pentru anumite caracteristici, aşa cum se arată în schema dinfigura 8.1; în cadrul fiecărei clase principale există subclase constituite în specialdupă caracteristicile principale de utilizare ale oţelurilor.

Tabelul 8.1. Valorile limită (maxime) ale concentraţiilor componentelor oţelurilor nealiate

Elementul Valoarea limită,% EAm,lim, % Elementul Valoarea limită,

% EAm,lim, %Aluminiu 0,10 (0,30**) Plumb 0,40Bor 0,0008 Seleniu 0,10Bismut 0,10 Siliciu 0,50 (0,60**)Cobalt 0,10 (0,30**) Telur 0,10Crom* 0,30 Titan * 0,05Cupru* 0,40 Vanadiu* 0,10Mangan 1,65 Wolfram 0,10 (0,30**)Molibden* 0,08 Zirconiu 0,05Niobiu * 0,06 Altele 0,05 (0,10**)Nichel* 0,30

* În cazul în care aceste elemente sunt prescrise combinat, valoarea limită a sumeiconcentraţiilor lor se consideră 0,7 ∑ lim,mEA . ** Valorile admise pentru analiza efectuată pe produse

Fig. 8.1. Schema de clasificare a oţelurilor comercialeClasele principale de calitate sunt caracterizate în standardul

SR EN 10020 astfel:A. Oţelurile nealiate de uz general sunt oţeluri ale căror caracteristici

corespund prescripţiilor prezentate în tabelul 8.2, nu necesită aplicarea detratamente termice pentru obţinerea acestor caracteristici, nu au impuse condiţiispeciale pentru nici un element component (cu excepţia manganului şi siliciului),nu au prescrisă nici o altă condiţie de calitate şi sunt obţinute prin procedeetehnologice de elaborare obişnuite.


57

B. Oţelurile nealiate speciale sunt oţeluri cu caracteristici superioare celorcorespunzătoare oţelurilor de uz general, asigurate în special prin controlul rigurosal compoziţiei chimice, purităţii, proceselor tehnologice de elaborare şi prinaplicarea tratamentelor termice de călire şi revenire sau de durificare superficială.O marcă de oţel este inclusă în categoria oţelurilor nealiate speciale dacăîndeplineşte una sau mai multe dintre următoarele condiţii:

− are prescrisă energia de rupere KV în starea C + r (obţinută prin căliremartensitică şi revenire);

− are prescrisă adâncimea de călire sau duritatea superficială în una dinstările C, C + r sau Cs (obţinută prin călire superficială);

− are conţinut scăzut de incluziuni nemetalice;− are conţinuturile de impuriţăţi %Pm, % Sm ≤ 0,025 %;− are prescrisă o energia de rupere (determinată pe epruvete prelevate

longitudinal din semifabricate sau produse) KV > 27 J la −50 oC,;− este destinată durificării prin precipitare, are %Cm ≥ 0,25 % , conţine

unul sau mai multe elemente de microaliere (Nb, V etc.) în concentraţii caremenţin oţelul în categoria oţelurilor nealiate, are structura ferito-perlitică, iardurificarea prin precipitare se realizează prin răcire controlată de la temperatura deprelucrare prin deformare la cald;

− are rezistivitatea electrică ρ < 0,11 µΩm .Tabelul 8.2. Prescripţiile privind caracteristicile oţelurilor nealiate de uz general

Caracteristica prescrisăGrosimea

produsului s,mm

Prescripţia

Rezistenţa la tracţiune minimă s ≤ 16 Rm,min ≤ 690 N/mm2

Limita de curgere minimă s ≤ 16 Re,min ≤ 360 N/mm2

Alungirea procentuală după rupere minimă s ≤ 16 Amin ≤ 26 %Energia de rupere minimă, la +20 oC, peepruvete prelevate longitudinal din produse 10 ≤ s ≤ 16 KVmin ≤ 27 J

Concentraţia masică de carbon maximă − %Cm,max ≥ 0,10 %Concentraţia masică de fosfor maximă − %Pm,max ≥ 0,045 %Concentraţia masică de sulf maximă − %Sm,max ≥ 0,045 %

C. Oţelurile nealiate de calitate sunt oţeluri la care prescripţiile privindcalitatea sunt mai severe decât la oţelurile nealiate de uz general, fără să li seimpună condiţii privind comportarea la TT sau gradul de puritate; în aceastăcategorie sunt incluse oţelurile nealiate care nu se încadrează în clasele A sau B.

D. Oţelurile aliate de calitate sunt oţeluri destinate utilizării în aplicaţiisimilare celor corespunzătoare oţelurilor nealiate de calitate, care nu sunt destinateaplicării de TT şi care, pentru a realiza caracteristicile prescrise, necesită adaosuride elemente de aliere în concentraţii ce depăsesc nivelurile limită date în tabelul


58

8.1; în categoria oţelurilor aliate de calitate se încadrează:a) oţelurile de construcţie cu granulaţie fină sudabile, oţelurile pentru

recipiente sub presiune şi oţelurile pentru ţevi, care îndeplinesc (simultan)condiţiile:

- au concentraţii ale elementelor de aliere mai mici decât valorile limităprezentate în tabelul 8.3;

- au limita de curgere minimă (determinată pe produse cu s ≤ 10 mm)Rp0,2 < 380 N/mm2;

- au energia de rupere (determinată pe epruvete prelevate longitudinal dinproduse) KV ≤ 27 J la −50 oC;

b) oţelurile pentru electrotehnică, care conţin ca elemente de aliere numaisiliciul sau siliciul şi aluminiul, introduse în scopul satisfacerii unor prescripţiireferitoare la caracteristicile magnetice:

c) oţelurile pentru produse la care se fac prelucrări severe (cu grade maride deformare) prin deformare plastică la rece şi care conţin elemente ce asigurăfinisarea granulaţiei;

d) oţelurile bifazice (dual−phase steel), care au (datorită TT aplicate) ostructură alcătuită dintr-o matrice feritică şi 10…35 % formaţiuni martensiticefine, uniform dispersate în matrice;

e) oţelurile la care singurul element de aliere prescris este cuprul.Tabelul 8.3. Limitele compoziţiei chimice a oţelurilor aliate de calitate

cu granulaţie fină, sudabile

Elementul Valoarea limită, %EAm,lim, % Elementul Valoarea limită, %

EAm,lim, %Crom* 0,50 Niobiu** 0,08Cupru* 0,50 Nichel* 0,50Lantanide ( fiecare) 0,06 Titan** 0,12Mangan 1,80 Vanadiu** 0,12Molibden* 0,10 Zirconiu** 0,12 Dacă elementele marcate * şi ** sunt prescrise în combinaţie, valoarea limită a sumeiconcentraţiilor lor se consideră 0,7 ∑ lim,mEA ; pentru alte elemente se foloseşte tabelul 8.1.

E. Oţelurile aliate speciale sunt oţeluri la care se impun condiţii stricteprivind compoziţia chimică, condiţiile de elaborare şi metodele de control alcalităţii pentru a li se asigura caracteristici ridicate, prescrise cu abateri mici; înaceastă categorie se încadrează oţelurile speciale de construcţie, oţelurile pentrupiesele destinate construcţiei de maşini, oţelurile pentru rulmenţi, oţelurileinoxidabile, oţelurile refractare, oţelurile pentru scule şi oţelurile cu proprietăţifizice speciale.

În funcţie de condiţiile specifice de utilizare, pentru acelaşi tip de aplicaţietehnică pot fi utilizate oţeluri din mai multe clase (oţeluri nealiate şi/sau aliate).


59

8.2.2. Simbolizarea oţelurilor comerciale

Simbolizarea alfanumerică a oţelurilor este reglementată de standardulSR EN 10027-1, completat cu SR CR 10260, iar prescripţiile privind simbolizareanumerică sunt cuprinse în standardul SR EN 10027-2.

Conform SR EN 10027-1 simbolizarea alfanumerică cuprinde trei grupede simboluri (care se scriu fără spaţii între ele): simboluri principale, careconstau din grupe de litere şi cifre, simboluri suplimentare pentru oţel, formatedin caractere alfanumerice scrise după simbolurile principale şi simbolurisuplimentare pentru produse, formate din caractere alfanumerice, separate desimbolurile oţelului prin semnul + şi care codifică condiţiile speciale impuseproduselor, tipul de acoperire a produselor sau o anumită stare de tratament aacestora.

În funcţie de semnificaţiile simbolurilor principale, oţelurile se împart îndouă categorii: oţeluri simbolizate în funcţie de utilizare şi caracteristicimecanice sau fizice şi oţeluri simbolizate după compoziţia chimică.

Structura şi conţinutul simbolurilor în funcţie de utilizare şi caracteristicipentru cele mai folosite categorii de oţeluri sunt prezentate în tabelul 8.4; structuraşi conţinutul simbolurilor după compoziţia chimică pentru cele mai utilizatecategorii de oţeluri la care se foloseşte această modalitate de simbolizare suntredate, de asemenea, în tabelul 8.4.

Simbolizarea numerică a mărcilor de oţel este complementară simbolizăriialfanumerice şi se utilizează numai pentru oţelurile care fac obiectul unor operaţiicomerciale, acest tip de simbolizare fiind mai potrivit prelucrării automate adatelor; simbolul constă dintr-un număr fix de cifre şi se alocă de către autoritateanaţională sau europeană de standardizare, în urma unei cereri formulate deproducătorul de oţeluri.

Până la înlocuirea tuturor standardelor de oţeluri aprobate înainte de 1992(standarde marcate cu sigla STAS) se menţine (împreună cu prescripţiile desimbolizare anterior prezentate) şi posibilitatea simbolizării oţelurilor conformacestor standarde, ce cuprind următoarele reguli:

• oţelurile carbon (nealiate) pot fi (în funcţie de calitate în care suntrealizate): oţeluri de uz general, de calitate (cu compoziţia chimică mai precisdelimitată şi conţinuturile de impurităti mai mici decât la oţelurile de uz general)sau superioare (cu compoziţia chimică mai precis delimitată şi conţinuturile deimpurităti mai mici decât la oţelurile de calitate), iar oţelurile aliate pot fiobişnuite (de calitate) sau superioare;

• oţelurile nealiate de uz general, oţelurile microaliate şi slab aliate cu


60

granulaţie fină şi rezistenţă mecanică ridicată, oţelurile nealiate pentru turnare înpiese etc. se simbolizează în funcţie de utilizare şi caracteristici mecanice,simbolul fiind alcătuit din o literă sau un grup de litere (OL în cazul oţelurilorcarbon pentru construcţii metalice şi mecanice, R în cazul oţelurilor pentru cazane şirecipiente sub presiune ce funcţionează la temperatură ambiantă sau scăzută, K încazul oţelurilor pentru cazane şi recipiente sub presiune ce funcţionează latemperatură ambiantă sau ridicată, OCS în cazul oţelurilor cu granulaţie fină pentruconstrucţii sudate, OLT în cazul oţelurilor nealiate pentru ţevi etc.) şi un număr carearată valoarea minimă a Rm în N/mm2; de exemplu, OL 370 este un oţel carbon de uzgeneral pentru construcţii metalice şi mecanice cu Rm ≥ 370 N/mm2 , iar OCS 510este un oţel pentru construcţii sudate cu Rm ≥ 510 N/mm2; simbolurile acestoroţeluri pot fi completate cu litere sau cifre care indică gradul de dezoxidare, clasade calitate sau varianta tehnologică de elaborare ale oţelului;

• oţelurile nealiate şi aliate, de calitate sau superioare, se simbolizeazădupă compoziţa chimică, simbolul fiind alcătuit astfel:

− în cazul oţelurilor nealiate: un grup de litere (OLC în cazul oţelurilorprelucrate prin deformare plastică pentru construcţia de maşini, OSC în cazuloţelurilor carbon pentru scule, OSP în cazul oţelurilor pentru pile, AUT încazul oţelurilor pentru prelucrarea pe maşini unelte automate etc.), un număregal cu 100%Cm (sau cu 10%Cm în cazul oţelurilor carbon pentru scule), %Cmfiind concentraţia masică medie de carbon a mărcii de oţel (valoarea mediearitmetică a limitelor intervalului prescris de standard pentru concentraţiamasică a carbonului) şi litera X, dacă oţelul este superior; de exemplu,OLC 45 este un oţel carbon de calitate cu %Cm = 0,45 %, OLC 15 X este unoţel carbon superior cu %Cm = 0,15 %, AUT 30 este un oţel pentru prelucrareape maşini unelte automate cu %Cm = 0,30 %, iar OSC 10 este un oţel carbonpentru scule cu %Cm = 1 %;

− în cazul oţelurilor aliate: litera T, dacă oţelul este destinat realizăriipieselor turnate, un număr egal cu 100%Cm (%Cm având aceeaşi semnificaţieca la oţelurile nealiate), simbolurile chimice ale elementelor de aliere, scrise înordinea crescătoare a importanţei lor (sau în ordinea crescătoare a concentraţieilor masice), un număr egal cu 10%EAp, %EAp fiind concentraţia masică mediea elementului de aliere principal (scris ultimul în structura simbolului) şi delitera X, dacă otelul este superior; de exmplu, T 15MoNiCr180 este un oţelpentru turnare în piese cu %Cm = 0,15 %, aliat cu Mo, Ni şi Cr, elementul dealiere principal fiind cromul, aflat în concentraţia %Crm = 18 %, iar 42MoCr11 Xeste un oţel superior (destinat realizării de semifabricate prelucrate prin deformareplastică la cald pentru construcţia de maşini) cu %Cm = 0,42 %, aliat cu Mo şi Cr,elementul de aliere principal fiind cromul, aflat în concentraţia %Crm = 1,1 %.

Tabelul 8.4. Principalele date privind simbolizarea oţelurilor comercialeA. Oţeluri simbolizate în funcţie de caracteristici

Categoria oţelurilor Exemplu

KV, J27 40 60

Simbolizare

T,oC

JR KR LR 20J0 K0 L0 0J2 K2 L2 −20J3 K3 L3 −30J4 K4 L4 −40J5 K5 L5 −50J6 K6 L6 −60

Oţeluri pentruconstrucţii S

nnn ≡ Re sau Rp02min., în N/mm2,

pentru cele mai micigrosimi

C ≡ formare la receE ≡ emailareF ≡ forjareL ≡ temperat. scăzutăN ≡ normalizatO ≡ platforme marineQ ≡ călit şi revenitS ≡ construcţii navaleT ≡ ţeviW ≡ rezistent la coroziune

atmosfericăG ≡ alte caracteristici (grad

de dezoxidare etc..)

S235J2G3- oţel cu Re ≡235N/mm2,

la care se garanteazăKV = 27 J la −20 oC,calmat complet (G3);

- simbolizare veche:OL 370.4.k

Oteluri pentrurecipiente sub

presiuneP

nnn ≡ Re sau Rp02min., în N/mm2,

pentru cele mai micigrosimi

B ≡ recipiente de gazM ≡ laminat termomec.N ≡ normalizatQ ≡ călit şi revenitS ≡ pentru recip. simpleT ≡ pentru ţeviG ≡ alte caracteristici

H ≡ temperat. ridicatăL ≡ temperat. scăzutăR ≡ temperat. ambiantăX ≡ temperatură ridicată şi

temperatură scăzută

P265GH- oţel pentru recipiente

sub presiune cuRe = 265 N/mm2 şi

caracteristici specificatela temperaturi ridicate

- simbolizare veche :K 410

Oţeluri pentru ţevidestinate

conductelorL

nnn ≡Re sau Rp02 min.,în N/mm2, pentru

cele mai mici grosimi

M ≡ laminat termomec.N ≡ normalizatQ ≡ călit şi revenitG ≡ alte caracteristici

L360Q- oţel pentru ţevi cuRp02 ≥ 360 N/mm2,

în stare călit şi revenit

Tabelul 8.4. Principalele date privind simbolizarea oţelurilor comerciale − continuare

Oţeluri pentru piesedestinate construcţiei

de maşiniE

nnn ≡ Re sau Rp02 min.,în N/mm2, pentru cele

mai mici grosimi

G ≡ alte caracteristici(grad de dezoxidare etc.) C ≡ destinat tragerii la rece

E335- oţel cu Re ≥ 335

N/mm2

- simbolizare vecheOL 60

Oţeluri pentru şinede cale ferată R nnn ≡ Rm min., în

N/mm2

Mn ≡ conţinut ridicat demangan

G ≡ alte caracteristiciQ ≡ călit şi revenit

R0900Mn- oţel cu Rm ≥ 900

N/mm2, cu conţinut demangan precizat

Oţeluri pentruproduse plate

destinate ambutisăriiD

Cnn ≡ laminat la receDnn ≡ laminat la caldpentru formare directă

la rece(cifrele desemnează

calităţi diferite)

EK ≡ pentru emailare la rece convenţionalăED ≡ pentru emailare directăan ≡ simbolul chimic al elementului precizat urmat

eventual de o cifră care reprezintă de 10 x mediaintervalului precizat al acestui element

DC04EK- oţel laminat la rece

pentru emailareconvenţională

B. Oţeluri simbolizate în funcţie de compoziţia chimicăB1. Oţeluri nealiate cu %Mnm < 1%


Oţeluri nealiate cu%Mnm < 1%

(cu excepţia celorpentru automate)

C nnn ≡ 100· %Cm

E ≡ cu un connţinut maximde sulf precizat;

D ≡ pentru trefilarea sârmei;C ≡ pentru formarea la rece;S ≡ pentru arcuri;U ≡ pentru scule;W ≡ pentru sârme electrozi;G ≡ alte caracteristici

an ≡ EA[10·%EAm]

C35E4- oţel carbon cu

%Cm = 0,35 % şi conţinutprecizat de sulf;

- simbolizare veche:OLC 35 X

Tabelul 8.4. Principalele date privind simbolizarea oţelurilor comerciale − continuareB2. Oţeluri nealiate cu %Mnm ≥ 1% şi oţeluri aliate


n−n…≡k1·%EAm1−…−kj·%EAmj−…

− kn·%EAmn

Element Factorulkj

Cr,Co,Mn,Ni,Si,W 4Al,Be,Cu, Mo,

Nb,Pb,Ta,Ti,V, Zr; 10

Ce, N, P, S; 100

Oţeluri nealiate cu%Mnm ≥ 1%, oţeluri

nealiate pentruautomate şi oţeluri

aliate cu %EAmj < 5 %,j = 1…n

− nnn ≡ 100 %Cm

a ≡ EA1…EAj…EAn

concentraţiaB 1000

13CrMo4−5- oţel cu

%Cm ≡ 0,13%,%Crm ≡ 1,0%,%Mom ≡ 0,5%

- simbolizare veche14MoCr10

Oţeluri aliate cu%EAmj ≥ 5 %, j = 1...n(cu excepţia oţelurilor

rapide)

X nnn ≡ 100 %Cma ≡ EA1…EAj…EAn

concentraţia

n−n…≡k1·%EAm1−…−kj·%EAmj…

− kn·%EAmn

X6CrNiTi18−10- oţel cu %Cm = 0,06%,

%Crm = 18%, %Nim = 10%,stabilizat cu Ti ;

- simbolizare veche:10TiNiCr180

Oţeluri rapide HS n−n−n−n ≡ %Wm−%Mom−%Vm−%Com

HS2-9-1-8- oţel rapid cu%Wm = 2%,

%Mom = 9%,%Vm =1%,

%Com = 8%


64

8.3. Oţelurile carbon cu destinaţie generală

8.3.1. Oţelurile carbon de uz general

În această categorie sunt incluse oţelurile (hipoeutectoide) livrate subformă de semifabricate prelucrate prin deformare plastică la cald (laminare,forjare), destinate realizării structurilor metalice (construcţii civile, poduri,instalaţii de ridicat şi transportat, construcţii metalice pentru utilajul petrolier,petrochimic şi de rafinării, stâlpi, piloni etc.) sau mecanice (piese pentruconstrucţia de maşini) cu solicitări mici sau moderate în exploatare.

Produsele laminate din astfel de oţeluri se livrează de regulă netratatetermic sau în starea obţinută după normalizare, iar produsele obţinute prin forjarese livrează în starea obţinută după TT de normalizare sau de recoacere completă.

Aceste oţeluri nu sunt destinate aplicării tratamentelor termice sautermochimice, astfel că produsele realizate din astfel de materiale aucaracteristicile mecanice ale semifabricatelor în stare de livrare. Caracteristicileimpuse de o anumită aplicaţie se pot asigura alegând corespunzător concentraţiade carbon şi tehnologia de elaborare, în special, gradul de dezoxidare, din acestpunct de vedere existând două tipuri de oţeluri: oţeluri calmate (dezoxidatecomplet la elaborare cu siliciu, mangan şi aluminiu) şi oţeluri necalmate(nedezoxidate complet la elaborare); oţelurile calmate au o structură omogenă,prezintă rezistenţă mecanică bună (datorită efectului de durificare pe care îl auincluziunile nemetalice uniform distribuite în structura oţelului), darprelucrabilitatea lor prin deformare plastică la rece este relativ redusă, în timp ceoţelurile necalmate sunt mai ieftine, se prelucrează mai bine prin deformareplastică la rece, dar prezintă pericolul fragilizării prin îmbătrânire (v. scap. 4.3.2)şi de aceea nu se recomandă a fi utilizate pentru realizarea de construcţii sudate.

Oţelurile carbon de uz general se produc conform STAS 500, care prevedeîmpărţirea acestor oţeluri după garanţiile date la livrare în patru clase de calitate:clasa 1 − cu garanţii privind compoziţia chimică şi caracteristicile mecanice latracţiune şi îndoire la rece, clasa 2 − cu garanţii suplimentare (faţă de clasa 1)privind energia de rupere la 20 oC, clasa 3 − cu garanţii suplimentare privindenergia de rupere la 0 oC şi clasa 4 − cu garanţii suplimentare privind energia derupere la −20 oC. De exemplu, marca de oţel simbolizată (conform STAS 500)OL 370.4k, corespunde unui oţel nealiat cu Rm ≥ 370 N/mm2, elaborat în clasa decalitate 2 şi calmat (indicaţie dată de litera k din simbol); conform noului sistemde simbolizare, această marcă de oţel (care are limita de curgere Re ≥ 235 N/mm2)se simbolizează S235J2G3 (v. tabelul 8.4).


65

8.3.2. Oţelurile carbon de calitate

Aceste oţeluri carbon sunt utilizate sub formă de semifabricate realizateprin deformare plastică, au tehnologiile de elaborare mai complexe decât celefolosite la oţelurile de uz general şi sunt destinate fabricării pieselor care setratează termic şi/sau termochimic pentru obţinerea caracteristicilor mecaniceimpuse de condiţiile lor de utilizare.

Oţelurile din această categorie sunt hipoeutectoide (cu structura deechilibru la ta alcătuită din ferită şi perlită) şi se pot clasifica, în funcţie de TTfinal care asigură cele mai bune caracteristici de utilizare produselor, în: oţeluripentru carburare (cementare), care au %Cm ≤ 0,25 % şi oţeluri pentruîmbunătăţire (călire martensitică + revenire înaltă – v. scap. 6.5), care auconcentraţia masică de carbon 0,25% < %Cm ≤ 0,6%.

Conform STAS 880, care reglementează la noi în ţară producerea oţelurilorcarbon de calitate, acestea pot fi elaborate şi ca oţeluri superioare (marcate culitera X după simbolul recomandat de STAS 880), pentru care se prevăd condiţiisuplimentare privind puritatea şi caracteristicile tehnologice sau ca oţeluri cuconţinut controlat de sulf (marcate cu litera S după simbolul recomandat deSTAS 880), la care %Sm = 0,020…0,040 %.

Oţelurile carbon de calitate se utilizează sub formă de produse plate şiprofile laminate la cald, semifabricate pentru forjare, sârme laminate şi trase,produse tubulare, destinate fabricării pieselor cu solicitări mici şi moderate înexploatare; oţelurile pentru cementare se utilizează la confecţionarea pieselorsupuse la uzare, oboseală şi/sau solicitări cu şoc, deoarece după tratamentulcomplet de cementare (v. scap. 6.6.2) se obţin piese cu stratul superficialîmbogăţit în carbon (cu structură martensitică) dur şi rezistent la uzare şi lafisurare prin oboseală şi cu miezul rezistent şi tenace (datorită conţinutului scăzutde carbon al oţelului), iar oţelurile pentru îmbunătăţire se folosesc pentrufabricarea pieselor supuse în exploatare la solicitări mecanice medii sau chiarridicate. La alegerea oţelurilor din această categorie trebuie să se ţină seama că aucălibilitatea redusă (v. scap. 6.4.2 şi 7.4.), ceea ce permite utilizarea lor în specialla piesele cu secţiuni mici.

Deoarece alegerea TT ce trebuie aplicat pieselor fabricate din aceste oţelurieste dependentă de conţinutul lor de carbon, oţelurile din această categorie sesimbolizează după compoziţia chimică; de exemplu, marca simbolizată (conformSTAS 880) OLC 15 sau (conform SR EN 10027−1) C15 corespunde unui oţelpentru cementare cu %Cm = 0,15 %, iar marca simbolizată (conform STAS 880)OLC 45 sau (conform SR EN 10027−1) C45 corespunde unui oţel pentruîmbunătăţire cu %Cm = 0,45 %.


66

8.4. Oţelurile aliate pentru construcţia de maşini

Oţelurile din această categorie sunt oţeluri slab şi mediu aliate, care facparte (conform SR EN 10020) din categoria oţelurilor aliate speciale şi seutilizează pentru realizarea elementelor (pieselor) puternic solicitate în exploatareale construcţiilor mecanice (maşini şi utilaje). Combinaţia optimă acaracteristicilor de utilizare (care asigură valori ridicate pentu rezistenţa latracţiune, limita de curgere, alungirea procentuală după rupere, energia de rupere,rezistenţa la oboseală, rezistenţa la uzare etc., realizând o valorificare maximă aprezenţei elementelor de aliere) se obţine la produsele confecţionate din astfel deoţeluri numai după aplicarea unor tratamentelor termice sau termochimice finaleadecvate; ca urmare, oţelurile aliate pentru construcţia de maşini se pot clasifica,în funcţie de tratamentul final care trebuie aplicat (obligatoriu) produselorrealizate din aceste materiale, în: oţeluri pentru carburare (cementare) saucarbonitrurare, care au %Cm ≤ 0,25 % şi oţeluri pentru îmbunătăţire (căliremartensitică + revenire înaltă – v. scap. 6.5), care au concentraţia masică decarbon 0,25% < %Cm ≤ 0,6%.

Producerea oţelurilor aliate pentru semifabricatele prelucrate prindeformare plastică destinate realizării pieselor pentru construcţia de maşini estereglementată la noi în ţară de STAS 791, care prevede elaborarea lor atât caoţeluri aliate obişnuite, pentru care se impune ca %Smax, %Pmax ≤ 0,035 %, cât şica oţeluri aliate superioare, la care se prescrie un nivel mai scăzut al conţinuturilorde impurităţi (%Smax, %Pmax ≤ 0,025 %). Producerea şi comercializareasemifabricatelor deformate plastic la cald din oţeluri aliate superioare pentruîmbunătăţire este reglementată în prezent şi de standardul SR EN 10083−1:1997,care conţine reglementări mai stricte (decât STAS 791) privind caracteristicilemecanice şi condiţiile de livrare.

Oţelurile aliate pentru construcţia de maşini fac parte din clasa structurală aoţelurilor perlitice (v. scap. 7.5). Datorită influenţei elementelor de aliere asupravitezei de răcire critice vrc, călibilitatea acestor oţeluri este mai mare decât ceacorespunzătoare oţelurilor carbon şi este posibil (de exemplu) ca, în cazulfolosirii oţelurilor pentru cementare, tratamentul de călire să aibă efect şi asupramiezului pieselor (determinând obţinerea unor structuri de tip martensitic saubainitic, cu conţinuturi reduse de carbon şi caracteristici ridicate de rezistenţămecanică şi tenacitate), ceea ce dă posibilitatea realizării unor produse cucaracteristici mecanice superioare celor asigurate la produsele confecţionate dinoţeluri carbon; pentru a valorifica corespunzător aceste proprietăti tehnologice aleoţelurilor aliate, atât STAS 791, cât şi SR EN 10083 includ şi benzile de


67

călibilitate pentru cele mai utilizate oţeluri (v. scap 6.4.2), fiind prescrisăîncadrarea într-o banda normală (extinsă) a oţelurilor obişnuite şi încadrarea într-obanda îngustă a oţelurilor cu călibilitate garantată.

Oţelurile aliate pentru construcţia de maşini pot fi grupate, în funcţie deelementul principal de aliere EAp, în următoarele tipuri.

a) Oţelurile având ca element de aliere principal cromul. Cromulintrodus în oţeluri (în concentraţiile corespunzătoare oţelurilor slab şi mediualiate) contribuie la creşterea rezistenţei mecanice, fără să afecteze substanţialtenacitatea (creşterea cu un procent a %Crm măreşte Rm cu 80…100 N/mm2 şidetermină o scădere a A cu numai 1,5 %) şi măreşte călibilitatea. Deoarecemanganul are aproape aceleaşi efecte asupra călibilităţii, dar este mult mai ieftin,în practică se utilizează şi oţeluri Cr − Mn, (%Crm = 0,8…1,3 %;%Mnm = 0,8…1,4 %); manganul favorizează însă creşterea excesivă a granulaţieila încălzire, astfel că oţelurile de tipul Cr − Mn se aliază suplimentar cutitan (%Tim = 0,030…0,090 %) sau vanadiu (%Vm = 0,10…0,20 %).

Cromul şi manganul favorizează apariţia fenomenului de fragilitate reversibilăla revenire (v. scap 7.4), ce nu se produce dacă oţelurile sunt aliate suplimentar cumolibden (%Mom = 0,15…0,30 %); oţelurile Cr − Mo sau Cr – Mn − Mo suntpreferate în multe aplicaţii tehnice, datorită proprietăţilor lor tehnologice (nuprezintă fragilitate la revenire) şi efectelor favorabile pe care le are alierea cu Moasupra proprietăţilor de utilizare ale acestora (creşterea rezistenţei mecanice, arezistenţei la uzare şi a rezistenţei la oboseală).

STAS 791 cuprinde mai multe mărci de oţeluri având cromul ca EAp, dincare mărcile 15Cr08, 17MnCr10, 20TiMnCr12, 19MoCr11 (simbolizate conformSR EN 10027−1: 15Cr3, 17CrMn4−4, 20CrMnTi4−4−1, 19CrMo4−2) corespundunor oţeluri pentru cementare, iar mărcile 40Cr10, 34MoCr11, 42MoCr11,51VMnCr11 (simbolizate conform SR EN 10027−1: 40Cr4, 34CrMo4−2,42CrMo4−2, 51CrMnV4−4−1) – unor oţeluri pentru îmbunătăţire.

b) Oţelurile având ca element de aliere principal nichelul. Nichelulintrodus în oţeluri (în concentraţiile corespunzătoare oţelurilor slab şi mediualiate) trece complet în masa lor structurală de bază (are solubilitate bună în Fe −v. tabelul 7.1), mărind rezistenţa mecanică şi tenacitatea şi îmbunătăţindcălibilitatea oţelurilor. De asemenea, nichelul micşorează sensibilitatea lasupraîncălzire şi finisează granulaţia oţelurilor. Deoarece este un metal scump,pentru piesele destinate construcţiei de maşini nu se folosesc de obicei oţelurialiate numai cu nichel, recurgându-se la reţete de aliere complexe, de tipul:Ni − Cr, Ni − Mo, Ni – Cr − Mo, atât în cazul oţelurilor pentru cementare saucarbonitrurare, din care STAS 791 cuprinde mărcile 17CrNi16, 20MoNi35,17MoCrNi14 (simbolizate conform SR EN 10027−1: 17NiCr6−4, 20NiMo14−2,


68

17NiCrMo6−4−2), cât şi în cazul oţelurilor pentru îmbunătăţire, din careSTAS 791 cuprinde mărcile 40CrNi12, 30MoCrNi20, 34MoCrNi16 (simbolizateconform SR EN 10027−1: 40NiCr5−4, 30NiCrMo8−8−2, 34CrNiMo6−6−2).

c) Oţelurile având ca element de aliere principal manganul. Manganulintrodus în oţeluri (în concentraţiile corespunzătoare oţelurilor slab şi mediualiate) contribuie la creşterea caracteristicilor de rezistenţă mecanică (Rm şi Rp0,2),micşorând numai puţin caracteristicile de plasticitate (A sau Z). Aşa cum s-aarătat anterior, manganul măreşte călibilitatea oţelurilor în aceeaşi măsură ca şicromul şi este un element de aliere ieftin. Oţelurile aliate cu mangan suntsensibile la supraîncălzire (granulaţia acestora creşte mult dacă sunt încălzite latemperaturi ridicate sau sunt menţinute timp îndelungat în domeniul austenitic)şi prezintă fenomenul de fragilizare la revenire, iar la piesele realizate prindeformare plastică la cald din astfel de oţeluri se obţine o structură în benzi(alcătuită din şiruri alternante de ferită şi perlită, orientate în direcţia dedeformare plastică), care conferă acestor piese o anizotropie avansată aproprietăţilor mecanice (raportul dintre energia de rupere determinată peepruvete prelevate longitudinal şi cea determinată pe epruvete prelevatetransversal pe direcţia de deformare poate ajunge la 4:1); această din urmăparticularitate face ca oţelurile cu mangan să se utilizeze în special pentrurealizarea de semifabricate turnate sau pentru obţinerea semifabricatelorprelucrate prin deformare plastică la cald destinate pieselor solicitate uniaxial înexploatare (bare de tracţiune, tije pentru pompe etc.). Evitarea fragilizării larevenire şi reducerea sensibilităţii la supraîncălzire se realizează la aceste oţeluriprin alierea suplimentară cu Mo, V sau Ti.

STAS 791 cuprinde următoarele mărci de oţeluri din această categorie:31VMn12, 35Mn14, 43MoMn16, 35VMoMn14 (simbolizate conformSR EN 10027−1: 35Mn6, 43MnMo6−2, 35MnMoV6−2−1).

d) Oţelurile având ca element de aliere principal aluminiul. Acesteoţeluri sunt destinate pieselor la care se aplică tratamentul termochimic de nitrurareîn vederea obţinerii unei rezistenţe ridicate la uzare (v. scap. 6.6.3). Compoziţiachimică de bază a unui astfel de oţel este cea corespunzătoare oţelurilor deîmbunătăţire Cr − Mo, la care se adaugă %Alm = 0,6…1,1 %; de exemplu, marcade oţel 38MoAlCr15 cuprinsă în STAS 791 (simbolizată conform SR EN 10027−138AlCrMo10−6−1) are compoziţia caracterizată de %Cm = 0,36...0,40 %,%Crm = 1,35…1,65 %; %Alm = 0,70…1,1 % şi %Mom = 0,15…0,25 %.

e) Oţelurile având ca element de aliere principal siliciul. Siliciulintrodus în oţeluri (în concentraţiile corespunzătoare oţelurilor slab şi mediualiate) contribuie la creşterea limitei de elasticitate, a rezistenţei la uzare, arezistivităţii electrice şi a permeabilităţii magnetice şi micşorează sensibilitateaacestora la supraîncălzire. Pentru a conferi pieselor pentru construcţia de maşini


69

caracteristicile de tenacitate necesare, se practică alierea suplimentară a oţelurilordin această categorie cu mangan şi crom; STAS 791 cuprinde ca mărci de oţeluriavând Si ca EAp: 20MnCrSi11 şi 36MnCrSi13 (simbolizate conformSR EN 10027−1 20SiCrMn4−4−4 şi 36SiCrMn5−4−4), folosite în aplicaţiiletehnice ca înlocuitoare (ieftine) ale oţelurilor Cr – Mo.

8.5. Oţelurile pentru construcţii sudate

8.5.1. Particularităţile realizării construcţiilor sudate

Prin sintagma “construcţii sudate” se denumesc în cadrul acestuisubcapitol structurile mecanice obţinute din mai multe elemente metalice îmbinateîntre ele cu ajutorul unui procedeu de sudare prin topire. Sudarea printr-un astfelde procedeu este rezultatul unei activări termice importante, care determinăîncălzirea locală (cu ajutorul unei surse termice adecvate) a materialului pieselorsupuse sudării (numit material de bază MB) la temperaturi superioaretemperaturii lui ts; prin topirea marginilor pieselor şi, eventual, a unui materialde adaos MA, se formează între piese o baie de material metalic topit BMT,care se transformă prin solidificare într-o cusătură sudată CUS.

Fig. 8.2. Elemntele caracteristice realizării îmbinărilor sudate prin topireRealizarea îmbinărilor sudate prin topire presupune prelucrarea prealabilă a

marginilor pieselor care trebuie îmbinate în scopul obţinerii unui rost de sudare,având, aşa cum se arată în figura 8.2, configuraţia definită de următorii parametrigeometrici: deschiderea b, unghiul α, rădăcina c, lungimea L şi, eventual, lăţimea


70

l şi raza r. În funcţie de grosimea pieselor care se îmbină prin sudare, CUS poatefi realizată din unul sau mai multe rânduri, un rând fiind partea din CUSrealizată la o singură deplasare a sursei termice de sudare în lungul rostului desudare, iar rândurile situate la acelaşi nivel alcătuiesc straturile CUS; rânduriledepuse prin sudare şi cusăturile sudate se caracterizează prin următorii parametriigeometrici: pătrundera p, lăţimea lc şi supraînălţarea h. Pentru a defini gradul departicipare a MB şi MA la formarea unei CUS se definesc parametrii pMB (numitparticiparea MB) şi pMA (numit participarea MA), cu relaţiile:

;MAMB

MBMB SS

Sp+

= MAMB

MAMA SS

Sp+

= , (8.1)

în care SMB şi SMA sunt ariile precizate în figura 8.2.O parte din energia sursei termice utilizate la sudarea prin topire

produce încălzirea (cu o viteză vi) la ti < ts a unei zone din MB adiacente loculuide formare a CUS; prin deplasarea sursei termice în direcţia de sudare, odată curăcirea băii de metal topit formate în rostul dintre piese şi realizarea CUS, are locşi răcirea acestei zone din MB cu o viteză medie vr. Ca urmare a acestui proces, întimpul sudării orice punct situat în zona din MB adiacentă CUS este supus unuiciclu termic caracterizat de parametrii vi, ti < ts şi vr , iar ansamblul tuturorciclurilor termice din această zonă este denumit câmp termic de sudare.Acţiunea ciclurilor termice care alcătuiesc câmpul termic la sudare determină, înfuncţie de valorile parametrilor ce le caracterizează, modificarea structurii şiproprietăţilor mecanice ale materialului pieselor supuse sudării şi generarea unuicâmp de tensiuni mecanice reziduale, motiv pentru care zona adiacentă CUSafectată de acţiunea ciclurilor termice este denumită zonă influenţată termic(sau zonă influenţată termomecanic) ZIT.

Fig. 8.3. Imaginile macroscopice ale îmbinărilor sudate realizate între două piese din oţel:a − CUS realizată din două straturi; b − CUS realizată din mai multe straturi

Pe baza celor prezentate rezultă că îmbinările sudate prin topire dinalcătuirea construcţiilor sudate prezintă trei zone caracteristice: CUS, ZIT şiMB, care se pot evidenţia clar şi pe imaginile macrostructurilor îmbinărilorsudate, de tipul celor prezentate în figura 8.3.


71

8.5.2. Formarea CUS la sudarea prin topire a oţelurilor

Aşa cum s-a precizat anterior, CUS se formează prin solidificarea BMT,ce se realizează, în rostul dintre piesele care trebuie îmbinate, prin topireamarginilor pieselor şi a unui MA (sub formă de electrozi înveliţi, vergele, sârmeetc.).

BMT se află de obicei în contact cu un strat de zgură lichidă (realizat printopirea învelişului electrozilor sau unui flux de sudare) şi cu atmosfera(protectoare) din jurul sursei termice utilizate la sudare; datorită interacţiunii cuaceste două medii, BMT suferă transformări de natură metalurgică (chimică):îmbogăţire în gaze (O2, H2, N2), dezoxidare, desulfurare, defosforare, aliere etc.Deoarece are volum redus şi este supraîncălzită şi agitată sub acţiuneaconcentrată a sursei termice, BMT are compoziţia chimică omogenă, iarconcentraţia în BMT şi în CUS care se obţine prin solidificarea acesteia a oricăruicomponent %EAm,CUS se poate estima cu relaţia:

mMAmMAMBmMBCUSm EAEApEApEA %%%% ,,, ∆±+= , (8.2)în care %EAm,MB este concentraţia masică a componentului în MB,%EAm,MA – concentraţia masică a componentului în MA, iar ∆%EAm – pierderile(−) sau aporturile (+) de component datorită interaţiunii BMT cu zgura şiatmosfera din jurul sursei termice.

Aspectele prezentate conduc la concluzia că atât BMT, cât şi CUS care seformează prin solidificarea acesteia, au (în general) o compoziţie chimică diferită deale MB şi MA; deoarece structura şi proprietăţile mecanice ale materialelor metalicedepind esenţial de compoziţia lor chimică, rezultă că asigurarea unei compoziţiichimice favorabile a BMT, prin alegerea judicioasă a cuplului MB – MA , aînvelişului electrozilor, a fluxurilor de sudare, a gazelor de protecţie etc. şi prinrealizarea unor valori adecvate ale pMB şi pMA, este unul din mijloacele cele maieficiente prin care se poate acţiona în vederea obţinerii unei CUS de calitate.

Structura CUS reflectă direct particularităţile cristalizării primare a BMT(v. fig. 8.4):

cristalizarea BMT este dirijată; între materialul de la suprafaţa băii, aflatsub acţiunea sursei termice concentrate şi materialul mai rece situat în zona decontact dintre BMT şi MB (care constituie suportul BMT) se crează gradienţitermici pe direcţia cărora se deplasează frontul de solidificare şi se dezvoltăcristalele CUS de formă columnară;

cristalizarea este intermitentă; după fiecare secvenţă de cristalizare,datorită eliberării de energie termică, materialul metalic din BMT este încălzit şicristalizarea sa este întreruptă până când transferul de căldură spre MB asigură


72

realizarea subrăcirii necesare continuării solidificării; cristalizarea se realizează cu un număr redus de germeni cristalini; în

mod obişnuit germinarea cristalelor CUS se produce pe cristalele MB aflate încontact cu BMT (pe linia de fuziune);

viteza de creştere a cristalelor CUS este mare, iar forma acestor cristaleeste celular – dendritică (dendrite dezvoltate din cristalele MB pe care s-auformat germenii cristalelor CUS).

Fig. 8.4. Particularităţile formării structurii CUS la sudarea prin topire a oţelurilor

În morfologia CUS se evidenţiază efectele combinate ale cristalizăriiprimare a BMT în condiţiile precizate mai înainte; CUS prezintă, aşa cum se poateobserva în figura 8.4, o alcătuire în straturi, datorită solidificării intermitente,combinată cu o alcătuire columnară, datorită creşterii dirijate a formaţiunilorcristaline pe direcţia gradientului maxim de temperatură (variabilă în timp).

Structura primară (forma şi dimensiunile cristalelor, modul de distribuire aincluziunilor nemetalice etc.) influenţează esenţial caracteristicile mecanice aleCUS. Dacă aliajul (oţelul) ce corespunde compoziţiei chimice a CUS prezintătransformări de fază în stare solidă, CUS va suferi şi un proces de cristalizaresecundară şi în urma desfăşurării acestuia structura CUS se modifică; influenţastructurii primare asupra proprietăţilor CUS se menţine însă, deoarece unelecaracteristici ale acesteia (granulaţia, distribuţia incluziunilor nemetalice etc.) nusunt eliminate ci numai estompate (mascate) de cristalizarea secundară.


73

8.5.3. Transformările structurale în ZIT la sudareaprin topire a oţelurilor

Existenţa câmpului termic în ZIT poate determina desfăşurarea unortransformări structurale importante în această zonă, caracterul acestor transformăridepinzând de compoziţia chimică a MB şi de parametrii ciclurilor termice. Pentrua evidenţia principalele aspecte legate de transformările structurale în ZIT, seconsideră cazul sudării oţelurilor cu conţinut scăzut de carbon; folosinddiagramele prezentate în figura 8.5 şi considerând că ti şi vr sunt parametriiprincipali ce caracterizează posibilităţile de transformare structurală a MB subacţiunea unui ciclu termic, ZIT poate fi împărţită în următoarele zubzone (fâşii):

− fâşia I (de supraîncălzire) conţine punctele în care tcg ≤ ti < ts(tcg − temperatura deasupra căreia se produce creşterea excesivă a cristalelor deaustenită, iar ts − temperatura de solidificare − topire a MB); la răcirea austenitei(supraîncălzite, cu grăunţi grosolani) din această fâşie este favorizată formareastructurilor în afară de echilibru (martensită, bainită), cu rezistenţă mecanică şiduritate ridicate, dar cu tenacitate şi rezistenţă la fisurare scăzute;

− fâşia II (de normalizare) conţine punctele în care A3 ≤ ti < tcg; în aceastăfâşie se obţine la încălzire austenită cu granulaţie fină, care se transformă larăcire, în funcţie de mărimea vitezei de răcire vr, în structuri perlitice,asemănătoare celor obţinute prin aplicarea TT de normalizare sau în structuri decălire, care au însă proprietăţi de plasticitate mai bune decât cele corespunzătoarestructurilor din fâşia de supraîncălzire;

− fâşia III ( de austenitizare incompletă) conţine punctele în care A1 ≤ ti < A3;în această fâşie se obţine la încălzire o structură bifazică formată din austenită şiferită, care se transformă la răcire în structuri ferito−perlitice, asemănătoare celorcare se obţin prin aplicarea TT de recoacere incompletă sau, dacă vr este mare, înstructuri alcătuite din martensită şi ferită, asemănătoare celor care se obţin princălirea incompletă;

- fâşia IV (neaustenitizată ) conţine punctele în care tr ≤ ti < A1; în aceastăfâşie se produc modificări de structură numai dacă MB a fost ecruisat anterior prindeformare plastică la rece şi ciclurile termice de sudare produc recristalizareaprimară a materialului (prin care se elimină ecruisarea şi textura de deformare) saudacă MB a fost supus anterior unui TT de călire şi revenire, cu temperatura derevenire inferioară ti şi ciclurile termice de sudare continuă transformările larevenire nefinalizate în timpul aplicării TT.

Parametrii ciclurilor termice de sudare şi, ca urmare, structurile în ZIT potfi modificate acţionând asupra regimului de sudare sau folosind preîncălzirea MB


74

în zona de sudare (pentru micşorarea gradienţilor termici între CUS şi MB şimicşorarea vr a ciclurilor termice). Structurile ZIT şi CUS şi stările de tensiunireziduale din îmbinările sudate pot fi modificate, de asemenea, aplicândconstrucţiilor sudate diverse TT postsudare: recoacerea de detensionare,recoacerea completă, normalizarea, îmbunătăţirea etc.

Din cele prezentate rezultă că sudarea influenţează complex structura şicaracteristicile materialului din ZIT, ceea ce impune ca oţelurile destinaterealizării construcţiilor sudate să aibă însuşirile tehnologice înglobate de noţiuneade sudabilitate, definită ca fiind aptitudinea unui oţel ca printr-un anumitprocedeu şi pentru un anumit scop să asigure în îmbinările sudate caracteristicilelocale şi generale prescrise pentru o construcţie sudată.

Fig. 8.5. Definirea fâşiilor caracteristice ale ZIT la sudarea oţelurilor

Factorul principal de apreciere a sudabilităţii este comportarea metalurgicăla sudare, care exprimă modul cum reacţionează un oţel faţă de acţiunea unuianumit proces de sudare, acţiune localizată în principal în ZIT. Apreciereasudabilităţii unui oţel pe baza comportării metalurgice la sudare se faceconsiderând drept criteriu principal compoziţia chimică a oţelului. Deoarece seurmăreşte obţinerea în ZIT a unor structuri cât mai aproape de echilibru, cucaracteristici de tenacitate ridicate, oţelurile destinate construcţiilor sudate trebuiesă aibă compoziţia chimică stabilită astfel încât vrc să fie cât mai mare (pentru a fi


75

favorizate transformările cu difuzie la răcirea austenitei), condiţie ce esteîndeplinită dacă se impune ca oţelurile să aibă conţinuturi reduse de carbon şi deelemente de aliere; pentru a aprecia comportarea metalurgică la sudare a oţelurilor(din clasa structurală a oţelurilor perlitice) s-a definit (pe baza rezultatelor unorcercetări experimentale riguroase) mărimea numită carbon echivalent %Ce:

15

%%5

%%%6

%%% mmmmmm

meNiCuMoVCrMnCC +

+++

++= (8.3)

şi s-a stabilit că oţelurile cu sudabilitate bună (care se pot suda uşor, cu procedeelede sudare cele mai economice şi fără măsuri tehnologice speciale la sudare:preîncălzire, TT postsudare etc.) sunt oţelurile care îndeplinesc simultan criteriile:%Cm < 0,20…0,22 % şi %Ce < 0,40…0,45 %.

8.5.4. Oţelurile nealiate pentru construcţii sudate

În această categorie sunt incluse oţeluri nealiate de uz general şi de calitate(conform SR EN 10020 - v. scap 8.2) destinate fabricării de elemente pentruconstrucţii sudate exploatate la ta.

Producerea acestor oţeluri este reglementată la noi în ţară de standardulSR EN 10025+A1, mărcile de oţel destinate construcţiilor sudate fiind: S185,S235, S275 şi S335; mărcile S235, S275 şi S335 se pot livra în clasele de calitateJR, J0, J2, pentru S335 prevăzându-se şi posibilitatea livrării în clasa de calitateK2 (v. tabelul 8.4).

Pentru asigurarea sudabilităţii, toate mărcile de oţel au concentraţia decarbon limitată %Cm ≤ c0 ∈ [0,19 %; 0,27 %], valoarea maximă c0 fiind precizatăîn funcţie de marca oţelului şi de grosimea pieselor care se sudează, iar obţinereacaracteristicilor mecanice prescrise fiind asigurată prin creşterea concentraţieimanganului la %Mnm = 1,50…1,70 %; pentru fiecare marcă de oţel sudabilitateacreşte de la clasa JR la clasa K2 şi se poate aprecia cu ajutorul %Ce, determinat curelaţia (8.3), valoarile maxime admise ale acestui parametru fiind date în standard,în funcţie de clasa de calitate şi de grosimea pieselor care se sudează.

În funcţie de gradul de dezoxidare oţelurile pot fi necalmate sau calmatecu diferite grade de dezoxidare, în stare necalmată putându-se livra numaiprodusele cu grosimi mai mici de 25 mm din oţelurile S185 sau S235.

Oţelurile din această categorie nu sunt destinate aplicării de TT pentruobţinerea caracteristicilor mecanice; excepţie fac produsele realizate prin laminarenormalizantă, la care deformarea plastică finală se face într-un interval detemperaturi prescris, astfel încât la răcire se realizează în material structuracorespunzătoare aplicării unui TT de normalizare. De asemenea, deoarece sudareaeste o metodă tehnologică care introduce tensiuni reziduale de valori ridicate,


76

construcţiile sudate realizate din astfel de oţeluri se pot supune (postsudare) unuiTT de recoacere de detensionare.

Oţelurile nealiate pentru construcţii sudate se regăsesc printre oţelurileproduse conform STAS 500 (mărcile OL370, OL440, OL510), dar standardulSR EN 10025+A1 reglementează mai strict şi mai riguros condiţiile tehnice deproducere şi livrare a acestor materiale.

8.5.5. Oţelurile cu granulaţie fină pentru construcţii sudate

În această categorie sunt incluse oţelurile nealiate de calitate sau aliatespeciale, cu conţinut scăzut de carbon (%Cm = 0,13…0,20 %), cu limita decurgere Rp0,2 = 275…460 N/mm2, destinate realizării elementelor puternicsolicitate ale unor structuri sudate (poduri, ecluze, rezervoare de stocare,rezervoare de apă etc.) care lucrează la temperatură ambiantă sau scăzută.

Aceste oţeluri se utilizează sub formă de semifabricate sau produselaminate la cald, livrate în starea obţinută după aplicarea TT de normalizare saudupă prelucrarea prin laminare termomecanică (sau laminare controlată),aceasta denumind procedeul de laminare la care se controlează riguros toţiparametrii de lucru, deformarea plastică finală efectuându-se într-un interval detemperaturi riguros respectat, cu grade de deformare judicios alese şi cu viteze derăcire bine stabilite, astfel încât materialul prelucrat să prezinte caracteristicimecanice ridicate (ce nu pot fi obţinute numai prin aplicarea de TT).

Producerea oţelurilor cu granulaţie fină pentru construcţii sudate estereglementată prin SR EN 10113, care împarte aceste materiale în: oţelurinormalizate, simbolizate SxxxN sau SxxxNL şi oţeluri laminate termomecanic,simbolizate cu SxxxM sau SxxxML , grupul de cifre xxx indicând nivelul minimgarantat al limitei de curgere Rp0,2 (în N/mm2); mărcile simbolizate SxxxN sauSxxxM au tenacitatea garantată (sub forma unei valori minime prescrise a KV)până la –20 oC, iar mărcile simbolizate SxxxNL şi SxxxML au tenacitateagarantată până la –50 oC.

Compoziţia chimică a acestor oţeluri este complexă, fiind utilizatămicroalierea cu elemente care să asigure granulaţia fină (Al, V, Ti, Nb, înconcentraţii masice de 0,03…0,1 %) şi prezenţa unor elemente care să asigureobţinerea valorilor prescrise ale caracteristicilor de rezistenţă mecanică şitenacitate (Mn, Ni, Cr, Mo, Cu, în concentraţiile corespunzătoare unor oţeluri slabaliate). Tenacitatea la temperaturi scăzute este asigurată de alierea cu mangan(%Mnm = 1,5…1,7 %) şi cu nichel (%Nim = 0,30…0,80 %) şi prin respectareaunor corelaţii între concentraţiilor diverselor elemente de aliere prezente încompoziţie (de exemplu, %Crm + %Mom + %Cum < 0,60 %). Pentru evitarea


77

fragilizării la albastru (v. scap. 4.3.2), care poate să apară după aplicarearecoacerii de detensionare la structurile sudate realizate din aceste oţeluri, selimitează concentraţia de azot (%Nm ≤ 0,015…0,025 %) şi se impune ca%Alm ≥ 0,020 % (pentru legarea azotului sub formă de nitruri de aluminiu stabile).

Sudabilitatea acestor oţeluri se asigură prin prescrierea unor valori limitateale carbonului echivalent %Ce ≤ ce0 ∈ [0,34 %; 0,52 %], valoarea maximă ce0fiind precizată în funcţie de marca oţelului, de clasa de calitate şi de grosimeasemifabricatelor livrate.

8.5.6. Oţelurile pentru aparate şi recipiente sub presiune

Construcţiile sudate de tipul aparatelor şi recipientelor sub presiune trebuiesă funcţioneze în condiţii de siguranţă maximă, distrugerea integrităţii saupierderea etanşeităţii unui astfel de echipament putând avea urmări catastrofale,datorită nivelului ridicat al energiei totale de deformare ce se acumulează înperetele metalic al corpului sub presiune al aparatului sau recipientului. Caurmare, pentru aparatele şi recipientele sub presiune se impun exigenţe sporiteprivind calitatea şi la proiectarea, fabricarea, instalarea, exploatarea, repararea şiverificarea lor trebuie riguros respectate prescripţiile tehnice elaborate de oautoritate naţională în domeniu, care în ţara noastră este Inspecţia pentru Cazane,Recipiente sub Presiune şi Instalaţii de Ridicat − ISCIR.

În funcţie de nivelul solicitărilor mecanice, de temperaturile (minimă şimaximă) de exploatare şi de caracteristicile mediului de lucru (toxicitate,inflamabilitate, corozivitate etc.), recipientele sub presiune se confecţionează dinoţeluri carbon sau din oţeluri aliate de calitate sau speciale (v. scap 8.2.1),elaborate în convertizoare bazice cu oxigen sau în cuptoare electrice şi calmate.Deoarece domeniul temperaturilor de lucru al recipientelor sub presiune estefoarte extins (–200 oC la +650 oC), la realizarea lor trebuie să se utilizeze oţelurilivrate în clase de calitate diferite, pentru fiecare clasă garantându-se acelecaracteristici mecanice care asigură funcţionarea acestora în deplină siguranţă latemperaturile de exploatare. Astfel, pentru recipientele care lucrează latemperaturi ridicate se folosesc oţeluri la care se garantează limita de curgere latemperatura maximă de exploatare sau caracteristicile de comportare la fluaj laaceastă temperatură, iar pentru recipientele care funcţionează la temperaturiscăzute se utilizează oţeluri la care se garantează caracteristicile de tenacitate (deobicei, energia de rupere KV) la o temperatură de referinţă, care se stabileşte înfuncţie de grosimea peretelui, de starea defectologică prognozată pentru MB şiîmbinările sudate, de intensitatea şi caracterul solicitărilor mecanice şi detemperatura minimă de exploatare ale recipientelor sub presiune.


78

Producerea şi livrarea semifabricatelor plate (table, platbande etc., cugrosimi s ≤ 150 mm) din aceste oţeluri este reglementată prin standardulSR EN 10028, care grupează oţelurile pentru recipiente sub presiune dupătemperatura la care se garantează caracteristicile mecanice în: oţeluri aliate şinealiate cu caracteristici specificate la temperaturi ridicate, oţeluri cu granulaţiefină normalizate, şi oţeluri aliate cu nichel cu caracteristici specificate latemperaturi scăzute; până la prima revizuire a acestui standard se menţin învigoare şi prevederile (similare) din STAS 2883.

8.5.6.1. Oţelurile cu caracteristici specificate la temperaturi ridicate(SR EN 10028−2) cuprind două grupe: oţelurile nealiate de calitate (conformcriteriilor din SR EN 10020), simbolizate PxxxGH (grupul de cifre xxxindicând nivelul minim garantat al limitei de curgere Rp0,2, în N/mm2), careconţin %Mnm = 0,40…1,70 % şi mici adaosuri de Mo, V, Nb, Ti, Cu,Cr, Ni (sub valorile limită date în tabelul 8.1 şi cu respectarea condiţiei%Crm + %Cum + %Mom + %Nim < 0,70 %) şi oţelurile aliate Cr − Mo.

În tabelul 8.5 se prezintă mărcile de oţeluri din aceeastă categorie conformSR EN 10028−2, simbolurile mărcilor echivalente din STAS 2883 şi limiteleprincipalelor caracteristici mecanice (valorile maxime ale caracteristicilorcorespund grosimilor minime ale semifabricatelor livrate).

Tabelul 8.5. Oţelurile pentru recipiente sub presiune cu caracteristicispecificate la temperaturi ridicate

Simbolul oţelului Limita de curgere, N/mm2

SR EN 10028 STAS 2883 tmax, oC Re, la 20 oC Rp02 la tmaxRm, N/mm2 A5, %

P235GH − 400 185…235 100…110 360…480 24...25P265GH K410 400 200…265 120…130 410…530 22...23P295GH K460 400 235…295 135…155 460…570 21...22P355GH K510 400 295…355 155…180 510…650 20...2116Mo3 16Mo3 500 220…275 140…230 420…570 19...24

13CrMo4−5 14MoCr10 500 185…275 155…165 350…600 19...2010CrMo9−10 12MoCr22 500 250…310 180…195 460…630 17...18

Oţelurile PxxxGH, se livrează în stare normalizată şi au limita de curgeregarantată până la temperatura de 400 oC; comportarea bună la temperaturi ridicate esteasigurată prin microalierea cu V, Mo, Nb şi Ti, care finisează granulaţia oţelurilor.

Oţelurile Cr −−−− Mo au %Crm = 0,70….2,50 % şi %Mom = 0,40…1,10 %,se livrează în starea obţinută prin aplicarea unui TT de normalizare + revenire saude călire + revenire şi au limita de curgere garantată până la 500 oC, fiind numiteşi oţeluri termorezistente. Alierea cu molibden asigură acestor oţeluri o bunărezitenţă la fluaj, granulaţie fină şi insensibilitate la supraîncălzire, iar alierea cucrom asigură o bună rezistenţă la oxidare şi împiedică precipitarea la încălzire agrafitului (favorizată de prezenţa molibdenului).


79

8.5.6.2. Oţelurile cu granulaţie fină normalizate sunt oţeluri nealiate decalitate sau speciale şi oţeluri aliate speciale, cu indicele convenţional algranulaţiei G ≥ 6, care au caracteristicile mecanice garantate în domeniul detemperaturi (–50 oC ; 400 oC. Producerea şi livrarea semifabricatelor plate (table,platbande etc., cu grosimi s ≤ 150 mm) din aceste oţeluri este reglementată prinSR EN 10028−3, care împarte aceste oţeluri în patru grupe:

- grupa de bază cuprinde oţelurile simbolizate PxxxN, destinate să lucrezela temperaturi cuprinse între –20 oC şi +20 oC

- grupa oţelurilor rezistente la temperaturi ridicate cuprinde oţelurilesimbolizate PxxxNH, destinate să lucreze la temperaturi cuprinse între –20 oC şi+400 oC, în condiţiile în care solicitările mecanice la temperaturi ridicate sunt descurtă durată şi nu determină declanşarea fenomenului de fluaj;

- grupa oţelurilor rezistente la temperaturi joase cuprinde oţelurilesimbolizate PxxxNL1, destinate să lucreze la temperaturi cuprinse între–50 oC şi +20 oC;

- grupa specială a oţelurilor rezistente la temperaturi joase cuprindeoţelurile simbolizate PxxxNL2, destinate să lucreze la temperaturi cuprinse între–50 oC şi +20 oC, nivelul minim garantat al energiei de rupere KV la –50 oC fiindmai mare decât la oţelurile din grupa precedentă.

Mărcile de oţeluri din această categorie au prescrisă limita de curgereminimă la ta, determinată pe produse în stare normalizată, cu grosimea s ≤16 mm,xxx ∈ 275 N/mm2, 355 N/mm2, 460 N/mm2; de asemenea, SR EN 10028−3prescrie pentru toate oţelurile din aceeastă categorie valorile minime ale energieide rupere KV, ce trebuie obţinute prin încercarea la încovoiere prin şoc, la diferitetemperaturi din intervalul de utilizare garantat, a epruvetelor prelevate transversalşi longitudinal din produse.

Din punctul de vedere al compoziţiei chimice aceste oţeluri suntasemănătoare oţelurilor cu granulaţie fină pentru construcţii sudate (v. scap 8.5.5),cu precizarea că trebuie respectate corelaţiile: %Crm + %Cum + %Mom < 0,45 % şi%Nbm + %Tim + %Vm < a0 ∈ [0,05 %; 0,22 %], valoarea maximă a0 fiind precizatăîn funcţie de nivelul minim prescris al limitei de curgere. Sudabilitatea acestor oţelurieste asigurată prin limitarea concentraţiei carbonului la %Cm ≤ 0.16…0,20 % şigarantarea unor valori ale carbonului echivalent %Ce = 0,40…0,45 %.

Oţelurile PxxxNL sunt echivalente oţelurilor reglementate de STAS 2883,simbolizate Rxxx–n, numărul xxx indicând valoarea minimă garantată arezistenţei la rupere, în N/mm2, iar cifra n (n = 2, 3,…,7) − clasa de calitate încare se încadrează oţelul; la oţelurile livrate în clasele de calitate 2 şi 3 segarantează aceleaşi caracteristici ca la oţelurile carbon de uz general (v. scap.8.3.1), iar la cele livrate în clasele 4, 5, 6 şi 7 se garantează energia de rupere KVla temperatura minimă (în oC) t = (20 − 10n); de exemplu, marca de oţel


80

simbolizată R510−5 are garantate rezistenţa la tracţiune Rm ≥ 510 N/mm2 şitenacitatea la −30 °C.

8.5.6.3. Oţelurile aliate cu nichel cu caracteristici specificate latemperaturi scăzute, numite şi oţeluri criogenice, sunt oţeluri aliate speciale,destinate realizării aparatelor şi recipientelor sub presiune care lucrează îndomeniul de temperaturi –60 oC…−200 oC. Tenacitatea la temperaturi scăzute esteasigurată la aceste oţeluri prin limitarea concentraţiei carbonului la nivelul%Cm ≤ 0.10…0,18 %, prin diminuarea drastică a conţinuturilor de impurităţi(concentraţiile maxime acceptate sunt %Pm = 0,015...0,025 % şi%Sm = 0,005...0,015 %) şi prin alierea cu nichel şi mangan (în cazul oţelurilor cutenacitatea garantată la temperaturi cuprinse între –60 oC şi –80 oC) sau numai cunichel (în cazul oţelurilor cu tenacitatea garantată la temperaturi cuprinse între–80 oC şi –200 oC). Producerea şi livrarea semifabricatelor plate (table, platbandeetc., cu grosimi s ≤ 50 mm) din aceste oţeluri este reglementată de SR EN 10028−4,mărcile de oţeluri fiind cele prezentate în tabelul 8.6; semifabricatele din astfel deoţeluri se livrază în starea obţinută prin aplicarea unui TT de normalizare, normalizare+ revenire sau călire + revenire.

Tabelul 8.6. Oţelurile cu tenacitate garantată la temperaturi scăzute

KV la tmin, JSimboluloţelului

% Nim(%Mnm)

Rp0,2, N/mm2

Rm, N/mm2

tmin, oC Long. Trans.

12MnNi5−3 0,30..0,80(0,70…1,50) 235…275 420…530 −60 40 27

13MnNi6−3 0,30…0,85(0,85…1,70) 345…355 490…610 −60 40 27

15NiMn6 1,30…1,70(0,85…1,70) 345…355 490…640 −80 40 27

12Ni14 3,25…3,75 345…365 490…640 −100 40 2712Ni19 4,75…5,25 380…390 530…710 −120 40 27X8Ni9 8,50…10,0 480…575 640…820 −196 70 50X7Ni9 8,50…10,0 575…585 680…820 −196 100 80

8.5.7. Oţelurile slab aliate cu rezistenţă mecanică ridicată

Oţelurile slab aliate sau microaliate cu rezistenţă mecanică ridicată, numiteşi oţeluri HSLA (High−Strength Low Alloy) sunt oţeluri cu conţinut scăzut decarbon %Cm = 0,03…0,2 %, aliate cu mangan (%Mnm = 1,0…1,7 %) şi cu micicantităţi de alte elemente: Nb, V, Ti, Mo etc.; semifabricatele din astfel de oţelurise realizează în mod obişnuit prin laminare termomecanică şi prezintăcaracteristici mecanice ridicate şi o bună sudabilitate (datorită menţineriiconcentraţiei carbonului la un nivel scăzut, limitării drastice a conţinuturilor de


81

impurităţi, asigurării unor structuri cu granulaţie fină etc.). Oţelurile HSLA se potclasifica în funcţie de compoziţie, structură şi proprietăţi în următoarele tipuri(multe din reţetele privind compoziţia chimică şi prelucrarea tehnologică a acestortipuri regăsindu-se printre cele corespunzătoare unora din oţelurile anteriorprezentate: oţelurile pentru construcţii sudate, oţelurile pentru recipiente subpresiune etc.):

8.5.7.1. Oţelurile microaliate ferito−−−−perlitice au în compoziţie cantitătimici de Nb, V şi/sau Ti, concentraţia masică a fiecăruia din aceste elementenedepăşind 0,1 %. Semifabricatele şi produsele din astfel de oţeluri se obţin prinlaminare termomecanică, combinată uneori cu TT postlaminare, efectele aplicăriiunor astfel de tehnologii fiind finisarea granulaţiei (determinată şi de microaliere,aşa cum arată diagramele din fig. 8.6), obţinerea unor caracteristici ridicate derezistenţă mecanică (determinată şi de posibilitatea durificării structurii acestoroţeluri prin precipitarea dispersă a unor compuşi chimici de tipul carburilor,nitrurilor şi/sau carbonitrurilor elementelor de microaliere) şi asigurarea unei bunesudabilităţi (datorită menţinerii la un nivel scăzut a concentraţiei carbonului). Înfuncţie de reţeta de microaliere utilizată oţelurile de acest tip pot fi:

− − − − Oţeluri microaliate cu vanadiu, cu %Vm ≤ 0,1 %, utilizate sub formă deproduse obţinute prin laminare normalizantă sau prin laminare controlată;vanadiul contribuie la durificarea acestor oţeluri prin formarea unor precipitatefine (cu diametrul de 5...10 nm) de carbonitrură de V (uniform distribuite în masade ferită a oţelurilor) în timpul răcirii oţelurilor după laminare, efectul durificăriiputând fi cuantificat prin creşterea caracteristicilor de rezistenţă mecanică (limita decurgere şi rezistenţa la rupere) cu 5...15 N/mm2 pentru fiecare creştere cu 0,01 % a%Vm; efectul de durificare este dependent de viteza de răcire după laminare, vitezacare asigură durificarea maximă fiind de aproximativ 3,3 oC/s (dacă viteza derăcire este mai mică, rezultă precipitate grosolane, cu efect minim de durificare,iar dacă viteza de răcire este mai mare, rezultă o cantitate mică de precipitate şiefectul de durificare este scăzut). Caracteristicile oţelurilor microaliate cu vanadiudepind esenţial şi de mărimea granulaţiei oţelurilor, când se doreşte obţinerea unorcaracteristici ridicate de rezistenţă mecanică, combinată cu atingerea unor niveluriridicate ale caracteristicilor de tenacitate, se practică laminarea controlată şimicroalierea suplimentară cu Ti (care formează pelicule intercristaline de TiN ceconstituie bariere pentru creşterea cristalelor de austenită).

−−−− Oţeluri microaliate cu niobiu, cu %Nbm = 0,02...0,04 %, la care seobţin caracteristici ridicate de rezistenţă mecanică datorită precipitării în structurăa carburilor sau carbonitrurilor de Nb (cu diametrul de 1,0...1,5 nm).Semifabricatele din oţeluri microaliate cu Nb, microaliate uneori şi cu Ti, pentruobţinerea unui efect suplimentar de finisare a granulaţiei şi unui efect sporit dedurificare (deoarece titanul măreşte eficienţa microalierii cu Nb, micşorând


82

solubilitatea acestuia în austenită şi creând astfel condiţiile măririi cantităţii decarburi sau carbonitruri de Nb care precipită în structură) sunt realizate prinlaminare controlată, cu răcire accelerată la sfârşitul procesului (călire directă);dacă oţelurile sunt aliate suplimentar şi cu mici cantităţi de V sau Mo,semifabricatele obţinute prin laminare controlată pot avea caracteristici derezistenţă mecanică foarte ridicate (de exemplu, Rp0,2 sau Rt0,5 > 700 N/mm2).

−−−− Oţeluri microaliate cu vanadiu şi niobiu, cu conţinut scăzut de carbon(%Cm < 0,1 %), care se pot prelucra sub formă de semifabricate şi produse fie prinlaminare obişnuită (caz în care acestea prezintă caracteristici de rezistenţămecanică bune, dar au tenacitatea scăzută şi temperatura de tranziţie ductil-fragilridicată), fie prin laminare controlată (care asigură creşterea tenacităţii şimicşorarea temperaturii de tranziţie ductil-fragil, datorită finisării intense agranulaţiei); deoarece au conţinut scăzut de carbon, oţelurile de acest fel au înstructură un conţinut procentual de perlită foarte mic (sunt denumite şi oţeluri cuconţinut redus de perlită) şi se caracterizează printr-o bună sudabilitate.

Fig. 8.6. Efectul microalierii cu Nb, V şi Tiasupra dimensiunilor grăunţilor de ferită

Fig 8.7. Configuraţia diagramelor TTT laoţelurile cu structură bainitică după

laminarea controlată−−−− Oţeluri microaliate cu niobiu şi molibden, cu %Nbm < 0,05 % şi

%Mom = 0,20...0,27 %, care pot avea microstructura alcătuită din ferită şi perlităsau din ferită aciculară (bainită cu conţinut scăzut de carbon), deoarecemolibdenul determină formarea bainitei superioare în locul perlitei la răcireaaustenitei. Alierea cu Mo determină creşterea importantă a caracteristicilormecanice ale acestor oţeluri (fiecare creştere cu 0,1 % a %Mom conduce lasporirea cu 20...30 N/mm2 a rezistenţei la tracţiune şi limitei de curgere), acestefect de durificare nedatorându-se formării bainitei superioare în locul perlitei(deoarece oţelurile au conţinut scăzut de carbon şi, în acest caz, bainita superioarăşi perlita au caracteristici mecanice apropiate), ci creşterii cantităţii de carbonitruride Nb care precipită în structură în prezenţa molibdenului (alierea cu Momicşorează concentraţia carbonului în perlită şi asigură astfel un surplus de


83

carbon pentru formarea precipitatelor de carbonitruri de Nb); aceste influenţe,împreună cu folosirea laminării controlate (pentru finisarea granulaţiei), permit ase realiza din aceste oţeluri semifabricate laminate cu caracteristici de rezistenţămecanică foarte ridicate (de exemplu, cu Rp0,2 sau Rt0,5 > 500 N/mm2) şi tenacitatefoarte bună.

−−−− Oţeluri microaliate cu vanadiu şi azot, cu %Vm < 0,1 % şi%Nm = 0,018...0,022 %, care prezintă caracteristici ridicate de rezistenţămecanică (de exemplu, Rp0,2 sau Rt0,5 > 550 N/mm2), datorită existenţei înstructură a unor precipitate de nitrură de V. Laminarea controlată şi menţinerea laun nivel scăzut a concentraţiei carbonului (%Cm < 0,1 %) permit a se obţine dinaceste oţeluri semifabricate care prezintă atât rezistenţă mecanică ridicată, cât şi obună tenacitate; sudabilitatea acestor oţeluri nu este însă satisfăcătoare, deoareceau tendinţa spre formarea unor structuri fragile în ZIT.

8.5.7.2. Oţelurile slab aliate cu structură feritică aciculară au conţinutscăzut de carbon (%Cm ≤ 0,08 %) şi sunt aliate cu mici cantităţi de Mn, Mo şi/sauB, la care se adăugă uneori şi Nb. Datorită reţetei de aliere utilizate, diagrameleTTT la răcirea austenitei acestor oţeluri au configuraţia prezentată în figura 8.7,ceea ce permite ca prin răcirea controlată la sfârşitul laminării semifabricatelor (cujeturi de apă sau de aer comprimat) să se obţină structură cu ferită aciculară(bainită cu conţinut scăzut de carbon); acest tip de structură, care, aşa cum sepoate observa pe micrografiile prezentate în figura 8.8, diferă esenţial de structuraferito-perlitică (cu cristale poliedrice de ferită) ce rezultă dacă se aplică laminareaobişnuită, împreună cu efectele de finisare a granulaţiei şi de durificare prinprecipitare induse de laminarea controlată şi de alegerea judicioasă aconcentraţiilor elementelor de aliere, asigură obţinerea de semifabricate cucaracteristici ridicate de rezistenţă mecanică (Rp0,2 sau Rt0.5 > 500 N/mm2) şi detenacitate (KV > 130 J la ta şi temperatura de tranziţie t50% < −20 oC).

Fig. 8.8. Microstructurile unui oţel cu %Cm = 0,06 %, %Mnm =1,8 %,%Mom = 0,3 %, %Nbm = 0,04 % obţinute prin:

a − laminare obişnuită (structură cu ferită poliedrică şi perlită dispuse în benzi);b − laminare controlată (structură cu ferită aciculară)


84

Oţelurile microaliate ferito-perlitice şi oţelurile slab aliate cu ferităaciculară au fost concepute în vederea utilizării la realizarea semifabricatelorlaminate (de tip platbandă) pentru ţevile sudate destinate conductelor petroliere(amplasate subteran sau submarin) şi pentru construcţiile sudate ale instalaţiilormarine de foraj şi exploatare petrolieră.

8.5.7.3. Oţelurile bifazice (dual − − − − phase steel) sunt oţeluri cu conţinutscăzut de carbon (%Cm < 0,16 %), slab aliate cu mangan (%Mnm = 1,5...1,8 %) şimicroaliate cu elemente care să le confere granulaţie fină, care se utilizează subformă de semifabricate sau produse având structura alcătuită dintr-o matrice feriticăîn care se află dispersate uniform insule de martensită (care ocupă, aşa cum se poateobserva pe micrografiile prezentate în fig. 8.9, 10...20 % din structură).

Fig. 8.9. Microstructura unui oţel bifazic cu %Cm = 0,12 % şi %Mnm = 1,5 %

O primă metodă de obţinere a structurii bifazice ferito−martensitice lasemifabricatele laminate din astfel de oţeluri o reprezintă aplicarea unui TTintercritic constând din: a) încălzirea semifabricatelor la o temperaturăti ∈ (A1;A3) şi menţinerea lor o durată τm la această temperatură; alegândconvenabil parametrii ti şi τm, se obţine o structură bifazică ferito-austenitică încare concentraţia carbonului în austenită este suficient de ridicată pentru a-iasigura o bună capacitate de călire, iar ponderea formaţiunilor de austenită este lanivelul dorit al ponderii formaţiunilor martensitice în structura finală; b) răcirearapidă (în apă) a semifabricatelor, pentru transformarea austenitei în martensită şiobţinerea structurii bifazice ferito−martensitice. O altă metodă de obţinere asemifabricatelor cu structură bifazică ferito-martensitică constă din laminareacontrolată intercritică a oţelurilor, condusă după una din diagramele prezentate înfigura 8.10. Semifabricatele din astfel de oţeluri sunt ieftine şi prezintă caracteristicimecanice ridicate (Rp0,2 = 320...420 N/mm2, Rm = 600...800 N/mm2 şi A = 15...30 %),putând fi utilizate la confecţionarea construcţiilor metalice şi mecanice la care nu suntimpuse condiţii deosebite privind tenacitatea materialelor.

8.5.7.4. Oţelurile cu forma incluziunilor nemetalice controlată sefolosesc pentru obţinerea de semifabricate laminate cu anizotropie minimă acaracteristicilor de rezistenţă mecanică şi (mai ales) de tenacitate, necesare la


85

realizarea unor piese sau echipamente (funduri pentru recipiente sub presiune,rezervoare sferice etc.) supuse în exploatare unor solicitări mecanice complexe,care generează în acestea stări de tensiuni mecanice bi sau triaxiale. Pentru astfelde aplicaţii nu este recomandată utilizarea semifabricatelor laminate din oţel custructură (ferito-perlitică) în benzi (care se caracterizează printr-o mareanizotropie a caracteristicilor mecanice), fiind necesară realizarea unorsemifabricate laminate cu o structură în care formaţiunile de perlită să fie uniformdistribuite în masa de ferită. Pentru obţinerea unei astfel de structuri se impune caoţelurile supuse laminării să nu conţină incluziuni nemetalice (sulfuri) plastice(care se dispun în timpul laminării sub formă de şiruri orientate în direcţia dedeformare şi determină formarea structurii în benzi la răcirea semifabricatelordupă laminare); în consecinţă, controlul formei incluziunilor are ca scop principalobţinerea unor incluziuni de sulf globulare, lipsite de plasticitate şi uniformdistribuite în structura oţelurilor. Metoda clasică de obţinere a incluziunilor de sulfcu formă controlată constau în tratarea oţelurilor la elaborare cu Ca şi Si. Înprezent se aplică metoda introducerii la elaborarea oţelurilor a unor cantităţi micide pământuri rare (lantanide), zirconiu sau titan, care modifică tipul incluziunilor(determină formarea unor incluziuni greu fuzibile, globulare şi nedeformabile), leasigură finisarea şi le dispersează uniform în masa structurală a oţelurilor; raportuldintre concentraţiile elementelor adiţionale (Ti, Zr, Ce etc.) şi concentraţia sulfuluiîntr-un astfel de oţel se alege astfel încât să rezulte efectul maxim de reducere aanizotropiei caracteristicilor de tenacitate, aşa cum sugerează diagrama (deprincipiu) redată în figura 8.11.

Fig. 8.10. Diagramele de laminare controlatăintercritică pentru obţinerea semifabricatelor cu

structură bifazică ferito−martensitică

Fig. 8.11. Diagrama pentru alegereareţetei de microaliere la elaborareaoţelurilor cu forma incluziunilor

nemetalice controlată


86

8.6. Oţelurile rezistente la coroziune

Oţelurile rezistente la coroziune (oţelurile anticorosive) pot fi clasificate, înfuncţie de principalul factor care le asigură rezistenţa la acţiunea mediilor de lucruagresive, în două categorii: oţelurile inoxidabile, a căror rezistenţă la coroziuneeste determinată de compoziţia chimică şi de structura acestora şi oţelurilepatinabile, care interacţionează cu mediile corosive şi se acoperă cu peliculecompacte, formate din produşi de coroziune, ce întrerup contactul lor cu mediileagresive şi le protejează astfel de acţiunea distructivă a acestora.

Oţelurile inoxidabile care, în condiţii de temperatură ridicată, prezintăcaracteristici bune de rezistenţă la oxidare şi la coroziune în gaze şi aucapacitatea de a asigura caracteristici mecanice convenabile sunt denumiteoţeluri refractare.

8.6.1. Oţelurile inoxidabile şi refractare

Oţelurile capătă proprietatea de a fi inoxidabile (de a prezenta orezistenţă ridicată la acţiunea mediilor agresive cu care vin în contact), dacă suntînalt aliate cu crom, concentraţia masică minimă a cromului în astfel de oţelurifiind %Crm = 10,5...12,0 %; această prescripţie este cuprinsă şi în SR EN 10020,care precizează că oţelurile inoxidabile trebuie să aibă %Cm < 1,20 % şi%Crm > 10,5 %. Trebuie precizat că, deoarece cromul este un element carburigen(v. scap. 7.3), la calificarea unui oţel ca oţel inoxidabil sau refractar se ia înconsiderare numai concentraţia cromului dizolvat în soluţiile solide pe bază de fier(ferită, austenită, martensită) existente în structura acestuia.

În funcţie de reţeta de aliere utilizată la elaborare, oţelurile inoxidabile potfi clasificate în: oţeluri aliate cu crom şi oţeluri aliate cu crom şi nichel.Oţelurile inoxidabile comerciale, livrate sub formă de semifabricate prelucrateprin deformare plastică (table, benzi, bare, sârme, profile pentru utilizări generaleetc.), au caracteristicile de calitate reglementate prin standardele SR EN 10088 şiSTAS 3583 (care este încă în vigoare); conform acestor standarde oţelurileinoxidabile sunt împărţite în clasele structurale prezentate în continuare, iarsimbolurile principalelor mărci standardizate din fiecare clasă sunt redate întabelul 8.7.

8.6.1.1. Oţelurile inoxidabile feritice fac parte din categoria oţeluriloraliate cu crom şi au compoziţia caracterizată prin %Cm ≤ 0,08 %, conţinuturifoarte scăzute de impurităţi (%Sm ≤ 0,015 %; %Pm ≤ 0,04 %) şi concentraţia


87

masică de crom încadrată în una din următoarele reţete: %Crm = 11...13 %;%Crm = 17...18 % sau %Crm = 25...30 %, reţetele cu concentraţii mari de cromprezentând şi bune proprietăţi de refractaritate; în compoziţia acestor oţeluri se potadăuga în diverse concentraţii şi alte elemente: siliciu (%Sim ≤ 1 %), aluminiu(%Alm ≤ 2 %), molibden (%Mom = 0,8...4,5 %), nichel (%Nim = 0,3...1,6 %), niobiu(%Nbm = 0,3...1 %), titan (%Tim = 0,3...0,8 %) şi/sau zirconiu (%Zrm = 0,3...0,5 %),pentru creşterea refractarităţii şi comportării la fluaj (Al, Si, Mo), pentruîmbunăţăţirea tenacităţii şi prelucrabilităţii prin deformare plastică (Ni), pentrufinisarea granulaţiei, stabilizarea feritei şi mărirea rezistenţei la coroziuneintercristalină (Nb, Ti, Zr). Mărcile de oţeluri comerciale din această clasăstructurală corespund integral acestor prescripţii, aşa cum rezultă din următoareleexemple: X6Cr13; X2CrTi12; X2CrNi12; X6CrAl3; X6Cr17; X3CrTi17;X6CrMo17−1; X2CrMoTi17−1; X6CrNi17−1; X2CrNbZr17; X6CrMoNb17−1;X2CrAlTi18−2; X2CrMoTi29−4.

Tabelul 8.7. Principalele mărci de oţeluri inoxidabileMarca de oţel conform:

SR EN 10088 STAS 3583Clasa structurală

X6Cr13 7Cr130 FeriticX6Cr17 8Cr170 Feritic

X3CrTi17 8TiCr170 FeriticX2CrMoTi18−2 2TiMoCr180 Feritic

X6CrAl13 7AlCr130 FeriticX12Cr13 10Cr130 Ferito - martensiticX20Cr13 20Cr130 MartensiticX30Cr13 30Cr130 MartensiticX39Cr13 40Cr130 Martensitic

X50CrMoV15 45VMoCr145 Martensitic

X2CrNi18−9 2NiCr185 Austenitic

X5CrNi18−10 5NiCr180 Austenitic

X6CrNiTi18−10 10TiNiCr180 Austenitic

X2CrMnNi17−7−5 - Austenitic

X2CrMnNiN18−9−5 - Austenitic

X2CrNiMo17−13−3 2MoNiCr175 Austenitic

X1NiCrMoCu25−20−5 2CuMoCrNi250 Austenitic

X6CrNiMoTi17−12−2 10TiMoNiCr175 Austenitic

X2CrNiMoCuN25−6−3 - Austenito - feritic

X2CrNiMoCuWN25−7−4 - Austenito - feritic


88

Aceste oţeluri prezintă, la orice temperatură în stare solidă, o structurămonofazică feritică (eventual, cu foarte mici cantităţi de carburi globulare uniformdistribuite în matricea feritică) şi, ca urmare, caracteristicile de utilizare aleacestor oţeluri nu pot fi modificate prin aplicarea de TT cu schimbare de fază;singura modalitate tehnologică de a le influenţa caracteristicile de rezistenţămecanică şi plasticitate constă în ecruisarea lor prin deformare plastică la rece,urmată de aplicarea unui TT de recoacere de recristalizare fără schimbare de fază(cu regimul adecvat obţinerii caracteristicilor dorite).

Oţelurile inoxidabile feritice au o sudabilitate relativ bună. Principaleleprobleme care pot să apară la realizarea construcţiilor sudate din astfel de oţelurisunt legate (v. fig. 7.24) de sensibiltatea lor ridicată la supraîncălzire (creştereapronunţată a granulaţie în cazul încălzirii şi menţinerii lor la temperaturi mai maride 900 oC) şi de tendinţa acestora spre fragilizare şi fisurare (atât datorită creşteriigranulaţiei, cât şi datorită intervenţiei altor fenomene, cum ar fi apariţia fazei σ încazul menţinerilor îndelungate în intervalul de temperaturi 550...700 oC); acesteprobleme se pot rezolva prin alegerea corespunzătoare a MA pentru sudare, prinfolosirea unor tehnologii de sudare adecvate şi prin aplicarea unor TT postsudare,locale (la îmbinările sudate) sau globale (la întreaga construcţie sudată), constânddin încălzirea la ti = 750...850 oC (temperaturile mai mari fiind recomandate laconstrucţiile sudate din oţeluri feritice cu concentraţii ridicate de crom),menţinerea la aceste temperaturi o durata τm = 30...40 min şi răcirea în aer.

8.6.1.2. Oţelurile inoxidabile martensitice şi ferito-martensitice facparte din categoria oţelurilor aliate cu crom şi au compoziţia caracterizată prin%Cm = 0,08...1,0 %, conţinuturi foarte scăzute de impurităţi (%Sm ≤ 0,015 %;%Pm ≤ 0,04 %) şi concentraţia masică de crom încadrată în una din următoarelereţete: %Crm = 11...13 %; %Crm = 17...18 %; în compoziţia acestor oţeluri se potadăuga în diverse concentraţii şi alte elemente: siliciu (%Sim ≤ 1 %), aluminiu(%Alm ≤ 1,5 %), molibden (%Mom = 0,6...3,0 %), nichel (%Nim = 1...8 %), cupru(%Cum = 1...5 %), niobiu (%Nbm = 0,3...0,6 %) şi/sau vanadiu (%Vm = 0,1...0,2 %)pentru creşterea refractarităţii şi comportării la fluaj (Al, Si, Mo), pentruîmbunăţăţirea tenacităţii şi prelucrabilităţii prin deformare plastică (Ni), pentruîmbunăţăţirea rezistenţei la coroziune în anumite medii (Al, Cu), pentru finisareagranulaţiei, mărirea călibilităţii şi durificarea prin precipitare a acestor oţeluri (Ni,Cu, Nb, V) sau pentru evitarea apariţiei fenomenelor de fragilitate la revenire(Mo). Mărcile de oţeluri comerciale din aceste clase structurale corespund integralprescripţiilor prezentate mai înainte, aşa cum rezultă din următoarele exemple:X12Cr13; X20Cr13; X46Cr13; X50CrMoV15; X70CrMo15; X90CrMoV18;X105CrMo17; X5CrNiMo13−4; X4CrNiMo16−5−1; X5CrNiCuNb16−4;X7CrNiAl17−7; X8CrNiMoAl15−7−2.


89

Aceste oţeluri au concentraţia de crom suficient de scăzută în corelaţie cuconcentraţia de carbon, încât transformarea alotropică Feγ ⇔ Feα nu estesuprimată şi aceste oţeluri prezintă transformări de fază în stare solidă (în condiţiide echilibru termodinamic sunt posibile transformările de tipul austenită ⇔ ferită)şi se călesc în aer (sunt oţeluri autocălibile), căpătând o structură martensitică sauferito – martensitică; la oţelurile cu concentraţii mari de carbon (%Cm > 0,2 %)aceste condiţii sunt uşor de întrunit, în timp ce la oţelurile cu conţinut scăzut decarbon (%Cm < 0,1 %) pentru asigurarea structurilor martensitice la răcirea în aerse impune alierea lor suplimentară cu nichel şi, uneori, cu cupru. În majoritateacazurilor oţelurile din aceste clase structurale se utilizează în starea metalurgicăconferită prin aplicarea unui TT de călire + revenire. Procesele care au loc larevenirea structurilor de călire ale acestor oţeluri (bogat aliate cu crom şi alteelemente de aliere) diferă de procesele care au loc la revenirea structurilor decălire ale oţelurilor nealiate (v. scap. 5.3), datorită intervenţiei fenomenelor destabilitate la revenire şi de durificare secundară (separararea unor carburi de cromfin dispersate, care măresc duritatea structurilor de revenire), iar caracteristicilemecanice ale structurilor de revenire pot indica prezenţa fenomenelor defragilitate la revenire (v. scap. 7.4).

Oţelurile cu conţinuturi scăzute de carbon (%Cm < 0,08 %) şiconţinuturi ridicate de crom (%Crm = 15...17 %), aliate suplimentar cu nichel(%Nim = 3...8 %), cupru (%Cum = 1...5 %), aluminiu (%Alm = 0,7...1,5 %),molibden (%Mom = 0,6...3,0 %) şi/sau niobiu (%Nbm = 0,3...0,6 %), careprezintă o capacitate particulară de creştere a caracteristicilor de rezistenţămecanică prin aplicarea de TT, alcătuiesc o subdiviziune specială a oţelurilorinoxidabile martensitice (având ca mărci reprezentative X4CrNiMo16−5−1;X5CrNiCuNb16−4; X7CrNiAl17−7; X8CrNiMoAl15−7−2) şi sunt denumiteoţeluri cu durificare prin precipitare (oţeluri PH – preciptation hardening).

Oţelurile PH cu %Nim = 3...5 % au Ms > ta şi prezintă după călire (în aersau ulei, de la ti = 1025...1050 oC) o structură martensitică cu conţinut scăzut decarbon, caracterizată prin rezistenţă mecanică redusă şi plasticitate ridicată; prinaplicarea unui TT de revenire (la ti = 470...630 oC şi τm = 1...3 ore), în structuramartensitică apar precipitate ale compuşilor intermetalici pe care îi formeazăelementele de aliere suplimentare (de tipul MoNi3, NbNi3 etc.) şi se produce un efect dedurificare (îmbătrânire) important, caracteristicile de rezistenţă mecanică înregistrândcreşteri semnificative (Rp0,2 = 800...1200 N/mm2 şi Rm = 1000...1300 N/mm2), fărăafectarea inadmisibilă a caracteristicilor de tenacitate (energia de rupere semenţine la niveluri KV = 40...60 J) şi de rezistenţă la coroziune.

Oţelurile PH cu %Nim = 6...8 % au Ms << ta şi prezintă (la ta) după călire(în aer de la ti = 950...1050 oC) o structură austenitică, care se poate transformaîn martensită (cu conţinut redus de carbon, având rezistenţă mecanică scăzută şi


90

plasticitate ridicată) prin aplicarea unui TT de călire la temperaturi scăzute(constând din răcirea oţelurilor, cu vr = 70...80 oC/oră, la tco = −70...−80 oC,menţinerea la tco o durată τm = 7...8 ore şi apoi reîncălzirea la ta) sau prin aplicareaunui TT de destabilizare a austenitei (constând din reîncălzirea oţelurilor lati = 750...850 oC, menţinerea la această temperatură o durată τm = 0,5...1,5 ore,pentru micşorarea stabiltăţii austenitei prin separarea unor particule de carburi decrom şi alte elemente de aliere şi apoi răcirea în apă); prin aplicarea ulterioară aunui TT de revenire (la ti = 500...520 oC şi τm = 1...1,5 ore) se obţin efecte dedurificare prin precipitare similare celor tipice oţelurile PH cu %Nim = 3...5 %călite şi îmbătrânite.

Oţelurile inoxidabile martensitice şi ferito – martensitice cu %Cm < 0,4 %sunt sudabile; deoarece, conform indicaţiilor diagramei din figura 7.24, acesteoţeluri au tendinţa de fragilizare la rece, la realizarea construcţiilor sudate dinastfel de oţeluri trebuie utilizate MA cu concentraţii scăzute de carbon şiconţinuturi minime de impurităţi (S, P, N şi, mai ales H, care au efecte negativemajore asupra tenacităţii), BMT trebuie bine protejată în timpul sudării faţă deacţiunea nocivă a atmosferei înconjurătoare (prin utilizarea procedeelor de sudareîn mediu de gaz inert), iar după sudare trebuie aplicate TT care să confereîmbinărilor sudate structuri asemănătoare cu cea corespunzătoare MB, fiindrecomandat TT de revenire la ti = 600...750 oC sau, dacă este posibil, un TTcomplet, alcătuit din călire martensitică şi revenire.

Oţelurile inoxidabile martensitice cu %Cm > 0,4 % sunt destinateconfecţionării sculelor (cuţite, instrumente chirurgicale etc.) şi instrumentelor demăsurare şi nu se utilizează la realizarea construcţiilor sudate.

8.6.1.3. Oţelurile inoxidabile austenitice fac parte din categoria oţeluriloraliate cu crom şi nichel şi reprezint[ o clasă structurală de oţeluri cu proprietăţideosebite: rezistenţă mare la coroziune în aer, în apă şi în foarte mulţi agenţichimici, tenacitate şi rezistenţă mecanică ridicate la temperaturi scăzute (până la–270 oC), plasticitate mare, comportare paramagnetică şi o bună sudabilitate;structura austenitică se ecruisează puternic prin deformare plastică la rece şi, caurmare, aceste oţeluri ridică probleme tehnologice la prelucrarea prin aşchieresau prin deformare plastică.

Compoziţia chimică a acestor oţeluri poate fi caracterizată astfel:• concentraţia masică de carbon este scăzută; în mod obişnuit, %Cm ≤ 0,15 %,

dar oţelurile moderne au %Cm ≤ 0,02...0,04 %;• reţeta de aliere de bază a acestor oţeluri prevede concentraţii masice de

crom %Crm = 18...20 % (corespunzătoare oţelurilor inoxidabile) şi concentraţiimasice de nichel %Nim = 8...10 %, motiv pentru care oţelurile sunt denumite şioţeluri austenitice tip 18−−−−8, această reţetă fiind modificată la oţelurile pentru


91

aplicaţii speciale (caracterizate prin condiţii severe de lucru: solicitări mecanice cuintensităţi mari şi/sau aplicate dinamic, temperaturi ridicate, medii foarte agresiveetc.), care se realizează cu %Crm = 15...25 % şi %Nim = 15... 45 % (şi suntdenumite oţeluri tip 15−35, 20−25, 25−35 etc.); cromul este elementul de alierecare conferă acestor oţeluri rezistenţă la coroziune şi la oxidare, %Crm = 12...15 %asigurându-le o bună rezistenţă la oxidare în medii uscate, la temperaturi înalte,iar %Crm >15 % conferind oţelurilor rezistenţă la coroziunea (de tip elecrochimic)produsă de mediile active apoase; efectele favorabile ale cromului se diminueazăodată cu creşterea conţinutului de carbon al oţelurilor (care favorizează apariţiacarburilor în structura acestora); nichelul acţionează favorabil asupra rezistenţei lacoroziune şi îmbunătăţeşte caracteristicile mecanice la temperaturi înalte aleoţelurilor, fiind elementul de aliere care le conferă structura austenitică şi asigură(în cazul când %Nim > 8 %) menţinerea unei astfel de structuri până latemperatura ambiantă (prin modificarea substanţială a poziţiei punctelor critice detransformare în stare solidă A1 şi A3);

• majoritatea oţelurilor austenitice crom-nichel au în compoziţie şi alteelemente de aliere decât carbonul, cromul şi nichelul (elementele reţetei de alierede bază): siliciul (%Sim ≤ 1...3 %), manganul (%Mnm = 2...10 %), azotul(%Nm = 0,1...0,25 %), molibdenul (%Mom = 2...7 %), cuprul (%Cum = 0,5...4 %),niobiul (%Nbm = 0,8...1 %) sau titanul (%Tim = 0,4...0,7 %), pentru creşterearefractarităţii şi comportării la fluaj (Si, Mo), pentru îmbunăţăţirea rezistenţei lacoroziune (Mo, Cu, Nb, Ti) sau pentru stabilizarea structurii austenitice şiînlocuirea parţială a nichelului (Mn, N).

Mărcile de oţeluri comerciale din această clasă structurală corespundintegral prescripţiilor prezentate mai înainte, aşa cum rezultă din următoareleexemple: X10CrNi18−8; X2CrNi18−9; X2CrNiMo17−12−2; X3CrNiCu18−9−4;X12CrMnNiN18−9−5; X6CrNiTi18−10; X6CrNiMoNb17−12−2.

Deoarece nu prezintă transformări în stare solidă, caracteristicile deutilizare ale acestor oţeluri nu pot fi modificate prin aplicarea de TT cu schimbarede fază; singura modalitate tehnologică de a le influenţa caracteristicile derezistenţă mecanică şi plasticitate constă în ecruisarea lor prin deformare plasticăla rece, urmată de aplicarea unui TT de recoacere de recristalizare fără schimbarede fază (cu regimul adecvat obţinerii caracteristicilor dorite).

Oţelurile cu conţinuturi reduse de carbon (%Cm ≤ 0,04 %) au structura deechilibru la ta complet austenitică, solubilitatea carbonului în austenită la aceastătemperatură fiind mai mare decât concentraţia carbonului existent în aceste oţelurişi, ca urmare, prezintă cea mai bună comportare în prezenţa mediilor agresive delucru, deoarece probabilitatea declanşării proceselor de corodare electrochimică astructurii monofazice austenitice (cu %Crm = 10,5...12,0 %) în astfel de medii esteaproape nulă.


92

Oţelurile cu conţinuturi de carbon mai mari (%Cm = 0,04... 0,15 %) austructura de echilibru la ta alcătuită din austenită şi carburi de crom, aceastăstructură bifazică putând favoriza declanşarea proceselor de corodare a oţelurilorîn prezenţa mediilor agresive. Pentru a le conferi o structură monofazicăaustenitică rezistentă la coroziune, se aplică TT de călire de punere în soluţie (acarburilor), constând în încălzirea oţelurilor la ti = 1000...1100 oC, pentrudizolvarea carburilor în austenită şi răcirea lor rapidă (în apă), pentru menţinereastructurii monofazice austenitice (până la ta); structura monofazică astfel obţinutăeste alcătuită din austenită suprasaturată în carbon, instabilă termodinamic şi, caurmare, dacă semifabricatele sau piesele confecţionate dintr-un oţel cu aceastăstructură sunt supuse încălzirii (în procesul de prelucrare sau în cursul utilizării),se produce separarea din austenită a carbonului în exces sub formă de carburi decrom, proces care prezintă următoarele particularităţi:

• separarea carburilor apare numai în cazul încălzirii într-un interval criticde temperaturi (450 oC; 850 oC), sub 450 oC difuzia elementelor care formeazăcarburile nefiind posibilă, iar peste 850 oC austenita are capacitate ridicată de adizolva carbon şi separarea carburilor nu mai este justificată termodinamic;

• viteza de difuzie a carbonului în austenită este mai mare decât ceacorespunzătoare cromului şi, ca urmare, carbonul ajunge mai repede la marginilecristalelor de austenită şi formează carburile cu cromul din austenita situată înzonele adiacente acestor margini; separarea intercristalină a carburilor de crom şiscăderea concentraţiei de crom de la marginile cristalelor de austenită diminueazărezistenţa la coroziune a oţelului, astfel că, atunci când piesele realizate dintr-unastfel de oţel vin în contact cu un mediu agresiv de lucru, marginile (sărăcite încrom) ale cristalelor de austenită sunt atacate, aşa cum se poate observa înimaginile prezentate în figura 8.12, fenomen numit coroziune intercristalină;

• aşa cum se poate deduce examinând diagrama din figura 8.13, pentrufiecare temperatură situată în intervalul critic de temperaturi există un intervalcritic al duratei de menţinere, pentru care intensitatea sensibilizării la coroziuneintercristalină a oţelului este maximă; dacă durata menţinerii este sub limitainferioară a intervalului critic, cantitatea de carburi precipitate este redusă,marginile cristalelor de austenită îşi diminuează puţin concentraţia de crom şidiminuarea rezistenţei la coroziune a oţelului este mică, iar dacă durata menţineriieste mai mare decât limita superioară a intervalului critic, după precipitareaintercristalină a carburilor de crom, se produce uniformizarea prin difuzie aconcentraţiei cromului în cristalele de austenită, creşte concentraţia în crom amarginilor acestor cristale, sărăcirea în crom a acestor margini este parţialcompensată şi rezistenţa la coroziune a oţelului este puţin afectată.

Aspectele prezentate sugerează şi principalele căi de acţiune pentrudiminuarea susceptibilităţii oţelurilor inoxidabile austenitice faţă de coroziunea


93

intercristalină: reducerea concentraţiei de carbon (%Cm ≤ 0,04 %), pentru evitareaformării carburilor de crom în structura oţelurilor, creşterea concentraţieicromului, pentru ca separarea intercristalină a carburilor de crom să afecteze înmică măsură rezistenţa la coroziune a marginilor cristalelor de austenită şi/saumicroalierea oţelurilor cu titan, niobiu sau tantal, care, având afinitatea faţă decarbon mai mare decât cromul, leagă carbonul în exces sub formă de carburiproprii şi asigură astfel menţinerea nealterată a concentraţiei cromului în cristalelede austenită (oţelurile inoxidabile austenitice microaliate cu titan, niobiu sau tantalsunt denumite oţeluri stabilizate).

Fig. 8.12. Microfotografia unei zone afectatede coroziunea intercristalină la o piesă dinoţel inoxidabil austenitic X10CrNi18−8

Fig. 8.13. Diagrama timp – temperatură −sensibilizare la coroziunnea intercristalină(TTS) a oţelului inoxidabil X10CrNi18−8

Oţelurile inoxidabile austenitice au o bună sudabilitate. Dacă se analizeazădiagrama structurală prezentată în figura 7.24, se observă că principaleleprobleme care pot afecta sudabilitatea oţelurilor austenitice crom-nichel sunt:fisurarea la cald şi fragilizarea indusă de formarea fazei σ .

• Fisurarea la cald a CUS realizate prin sudare se produce la temperaturiridicate (peste 1200 oC), în timpul solidificării CUS, fisurile formate la cald avândcaracter interdendritic şi fiind cauzate de prezenţa unor faze uşor fuzibile înzonele intercristaline ale structurii primare a CUS; apariţia fenomenului esteinfluenţată de următorii factori:

− compoziţia chimică a BMT din care rezultă prin solidificare CUS(dependentă de compoziţia şi puritatea MB şi MA); carbonul, siliciul, sulful şifosforul favorizează apariţia fisurării la cald, deoarece formează cu elementele dealiere tipice oţelurilor inoxidabile austenitice (nichel, titan, niobiu) compuşi(sulfura de nichel, carburi de titan şi niobiu, silicaţi) care sunt faze uşor fuzibilesau care formează cu fierul sau cu elementele de aliere eutectice uşor fuzibile, în


94

timp ce manganul, wolframul, vanadiul şi molibdenul împiedică fisurara la cald,fixând elementele nocive (sulful, carbonul etc.) sub formă de compuşi greufuzibili sau care formează cu fierul sau cu elementele de aliere eutectice greufuzibile;

− prezenţa feritei în structura CUS (într-un conţinut procentual de 3...4 %)împiedică fisurarea la cald, prin realizarea următoarelor efecte: finisarea structurii(ferita cristalizează înaintea austenitei şi împiedică formarea structurilor dendriticegrosolane), relaxarea tensiunilor mecanice care apar în timpul cristalizării primarea CUS (la temperaturi înalte, ferita are rezistenţa la deformare mai mică decâtaustenita şi, ca urmare, ferita este faza care se deformează uşor şi ajută ladiminuarea nivelului energetic al câmpului de tensiuni care apare datorită sudării)şi dizolvarea elementelor nocive (sulf, fosfor, siliciu) şi diminuarea pericolului deformare a eutecticelor uşor fuzibile;

Fragilizarea prin faza σ se produce atunci când în îmbinările sudate aparefaza σ, compus intermetalic FeCr caracterizat prin duritate ridicată şi fragilitateaccentuată; dacă MB sau CUS au structura complet austenitică, faza σ apare (maigreu) după sudare, în zonele încălzite la 600...900 oC, direct din austenită , prinrealizarea următoarelor etape: γ → γ + α → γ + α + σ → γ + σ, iar dacă structurilesunt austenito − feritice, faza σ apare (mai uşor) în aceleaşi zone, prin realizareaurmătoarelor etape: γ + α → γ + α + σ → γ + σ; apariţia fazei σ (sigmatarea) şifragilizarea care o însoţeşte sunt favorizate de prezenţa unor elemente de aliere caMo, Si, Nb, Ti şi de procesele de deformare plastică la rece şi pot fi înlăturateaplicând după sudare (sau după operaţiile de prelucrare prin deformare plastică larece) un tratament termic constând din încălzirea zonei sigmatate la ti ≅ 1000 oC,menţinerea la această temperatură o durată τm = 2...4 ore şi răcirea în aer.

8.6.1.4. Oţelurile inoxidabile austenito – feritice sau ferito – austenitice,denumite şi oţeluri duplex, fac parte din categoria oţelurilor aliate cu crom şi nichelşi reprezintă o clasă structurală de oţeluri utilizată relativ recent (cu toate căprimele oţeluri duplex au apărut încă din 1930) la fabricarea aparaturii tehnologicede presiune şi a construcţiilor sudate. Aceste oţeluri combină bunele proprietăţiale oţelurilor inoxidabile feritice şi austenitice, prezenţa în structură a feriteiasigurându-le niveluri ridicate ale rezistenţei mecanice şi rezistenţei la coroziune,iar prezenţa austenitei conferindu-le o bună ductilitate şi tenacitate; raportulpreferat al conţinuturilor procentuale de ferită şi austenită în structura oţelurilor deacest tip este cel unitar (%α ≅ 50 % şi %γ ≅ 50 %).

Primele oţeluri duplex realizate au avut compoziţia: %Cm ≤ 0,04 %;%Crm = 22...24; %Nim = 4...5 %; %Mom = 1...2 % şi %Cum ≤ 2 %; la realizareaconstrucţiilor sudate din astfel de oţeluri s-a constatat că structurile realizate înCUS şi ZIT nu mai prezintă raportul unitar al conţinuturilor procentuale de ferită


95

şi austenită, iar caracteristicile de rezistenţă la coroziune ale îmbinărior sudatesunt nesatisfăcătoare. A doua generaţie de oţeluri duplex a avut compoziţiachimică caracterizată prin %Cm ≤ 0,04 %; %Crm = 24...26 %; %Nim = 6...8 %;%Mom = 3...4 % , %Cum ≤ 2,5 % şi %Nm = 0,15...0,30 % (unele conţinând şi%Wm = 0,5...1,0 %); azotul a fost utilizat pentru înlocuirea parţială a nichelului caelement austenitizant, constatându-se că el îmbunătăţeşte rezistenţa mecanică şirezitenţa la coroziune şi contribuie la formarea austenitei din ferită la temperaturiridicate, asigurând menţinerea raportului unitar al conţinuturilor procentuale deferită şi austenită în zonele caracteristice ale îmbinărilor sudate ale echipamentelortrehnologice sau construcţiilor realizate din astfel de materiale. Rezistenţa lacoroziune a oţelurilor duplex din generaţia a doua este mai bună decât a oţelurilorinoxidabile austenitice, iar rezistenţa la tracţiune şi limita de curgere suntaproximativ de două ori mai mari decât ale oţelurilor inoxidabile austenitice;tenacitatea oţelurilor duplex are nivelul situat între nivelurile corespunzătoareoţelurilor inoxidabile austenitice şi feritice, oţelurile duplex putând fi utilizatepentru confecţionarea pieselor, construcţiilor şi echipamentelor care funcţioneazăla temperaturi superioare temperaturii de –50 oC (în condiţii de frig climatic sauindustrial), dar nefiind recomandate pentru echipamentele şi aparatele tehnologicedestinate aplicaţiilor criogenice.

Mărcile de oţeluri comerciale din această clasă structurală corespund integralprescripţiilor prezentate mai înainte, aşa cum rezultă din următoarele exemple:X2CrNiN23−4;X2CrNiMoN22−5−3;X3CrNiMoN27−5−2;X2CrNiMoCuN25−6−3;X2CrNiMoN25−7−4; X2CrNiMoCuWN25−7−4.

Pentru realizarea unor îmbinări sudate de calitate la realizarea aparatelortehnologice sau construcţiilor metalice din oţeluri duplex se recomandă a se aveaîn vedere următoarele aspecte:

• pentru a obţine CUS cu caracteristici corespunzătoare, este necesar ca MAutilizate la sudare să fie supraaliate cu nichel (MA trebuie să aibă %Nim ≅ 9 %, spredeosebire de MB, care au în mod obişnuit %Nim = 5,5...7,5 %), respectarea acesteiprescripţii asigurând formarea şi menţinerea cantităţii corespunzătoare deaustenită în structura CUS; MA cu compoziţie apropiată de a MB se utilizeazănumai în cazul când se efectuează TT postsudare pentru rectificarea structurilordin CUS şi ZIT, iar sudarea fără MA sau cu pMA scăzute (valori mari ale pMB) nueste recomandată (trebuie evitată), mai ales dacă nu este posibilă aplicarea de TTpostsudare;

• în procesul de sudare se produc fenomene metalurgice de precipitare înCUS şi ZIT a unor faze dure (faze δ, de tipul unor compuşi intermetalici cuconţinuturi ridicate de crom şi molibden sau nitruri de fier şi/sau de elemente dealiere) care fragilizează structura şi micşorează rezistenţa la coroziune a acesteia;


96

fenomenele de precipitare se produc în principal în zonele feritice ale structuriiCUS şi ZIT, deoarece elementele de aliere difuzează mai uşor în această fază, iarsolubilitatea azotului în ferită este mai scăzută decât în austenită; s-a constatat căapariţia fazelor δ este determinată de menţinerile îndelungate la temperaturiridicate, iar precipitarea nitrurilor se produce mai intens dacă MB nu are unconţinut suficient de azot (care să determine formarea şi stabilizarea austenitei)sau dacă nu se folosesc MA supraaliate cu nichel.

8.6.1.5. Oţelurile refractare (termorezistente) pot aparţine, în funcţie decompoziţia lor chimică, uneia din clasele structurale anterior prezentate: feritică,martensitică sau austenitică; deoarece, aşa cum s-a arătat anterior, rezistenţa laoxidare este conferită oţelurilor de alierea cu crom şi este îmbunătăţită de aliereasuplimentară cu siliciu şi aluminiu (elemente care asigură formarea pe suprafetelepieselor realizate din astfel de oţeluri şi exploatate la temperaturi ridicate a unuistrat compact şi aderent de oxizi, de tipul Cr2O3, Al2O3, SiO2, ce protejeazămaterialul împotriva oxidării în profunzime), iar rezistenţa mecanică latemperaturi ridicate se asigură oţelurilor prin alierea cu crom, molibden, nichel,wolfram, vanadiu (care durifică oţelurile prin formarea de carburi stabile,micşorează tendiţa de fragilizare la cald a acestora şi/sau le măresc temperatura derecristalizare primară, peste care se manifestă cu intensitate mare fenomenul defluaj), oţelurile inoxidabile prezintă şi o bună refractaritate (mai ales, dacăaplicaţiile în care sunt utilizate se caracterizează prin temperaturi de lucru nu preamari, în general sub 550 oC).

Pentru aplicaţiile tehnice la care temperaturile de lucru sunt foarte ridicate(550...1100 oC) se utilizează oţelurile refractare (termorezistente) speciale,destinate fabricării produselor prin deformare plastică la cald, semifabricatelorlaminate finite (profile pline şi fasonate, table, benzi, sârme etc.) şi barelor forjate,având calitatea reglementată de STAS 11523; principalele mărci de astfel deoţeluri (simbolizate în acelaşi mod ca şi oţelurile aliate pentru construcţia demaşini cuprinse în STAS 791) sunt: 10AlCr70, 10AlCr180, 10AlCr240(aparţinând clasei structurale a oţelurilor aliate feritice), 20VNiMnCr120,20VNiWMoCr120 (aparţinând clasei structurale a oţelurilor aliate martensitice),12TiNiCr180, 12NiCr250, 15SiNiCr200, 15SiNiCr250, 40SiNiCr250,12SiNiCr360 şi 10TiAlCrNi320 (aparţinând clasei structurale a oţelurilor aliateaustenitice).

O aplicaţie în care alegerea oţelurilor termorezistente ridică problemeinteresante o constituie fabricare ţevilor pentru cuptoarele instalaţiilor de pirolizădin combinatele petrochimice, ţevi prin care circulă hidrocarburi şi care audomeniul temperaturilor de lucru [700 oC; 900 oC]. Pentru această aplicaţiesingurele oţeluri care dau rezultate bune sunt oţelurile austenitice crom – nicheltip 15−35, 20−25 sau 25−35, cu conţinuturile de carbon %Cm = 0,35...0,45 %,


97

având structura de echilibru la ta alcătuită din austenită şi carburi. Soluţia folosiriiunor oţeluri cu %Cm = 0,35...0,45 % a fost adoptată ţinând seama că, aşa cumarată diagramele din figurile 8.14 şi 8.15, aceste oţeluri prezintă viteze de fluajminime şi rezistenţe tehnice de durată (fluaj) maxime şi au tendinţă redusă decarburare în prezenţa mediilor de hidrocarburi (carburarea ţevilor şi, ca urmare,creşterea excesivă a cantităţii de carburi în structură fiind una din principalelecauze care produc degradarea ţevilor); conţinutul ridicat de carbon diminueazăprelucrabilitatea prin deformare plastică a acestor oţeluri, impunând fabricareaţevilor prin turnare centrifugală, dar nu afectează inadmisibil sudabilitatea acestoroţeluri (cu anumite precauţii tehnologice ţevile pentru cuptoarele instalaţiilor depiroliză pot fi sudate).

Fig. 8.14. Dependenţa dintre viteza de fluaj şiconcentraţia de carbon la oţelurile austenitice

crom – nichel tip 15–35

Fig. 8.15. Dependenţele dintre rezistenţa tehnicăde durată şi concentraţia de carbon la oţelurileaustenitice crom – nichel tip 15–35 şi 25–20

Pentru aplicaţiile în care mediul de lucru este foarte agresiv şi/sautemperaturile de lucru sunt ridicate, se utilizează aliaje speciale Ni−Cr( %Nim = 45…70 % şi %Crm = 12….25 %), care au în compoziţie şi mici cantităţide carbon (%Cm = 0,01…0,05 %) şi alte elemente de aliere: molibden(%Mom = 2…25 %, wolfram (%Wm = 3…5 %), fier (%Fem = 2…12 %), niobiu(%Nbm = 3…5 %), siliciu (%Sim < 2 %), aluminiu, titan, zirconiu etc; datoritănumărului mare de componente aceste materiale sunt denumite superaliaje;nichelul asigură acestor aliaje o rezistenţă excepţională la coroziune în mediiputernic reducătoare, iar cromul, împreună cu siliciul şi aluminiul, le asigură ofoarte bună rezistenţă la oxidare, celelalte componente contribuind la creşterearezistenţei mecanice la cald şi asigurarea unei bune comportări la fluaj.


98

Tabel 8.8. Compoziţiile chimice de bază ale unor superaliaje refractareCompoziţia chimică, %Denumirea

comercială %Nim %Crm %Mom %Com Alte elementeINCONEL 625 min. 58 20…23 8,0…1

0max.1 0

%Nbm = 3…4 %;%Sim =1,5…1,8%

INCONEL X750

min. 70 14…17 - max.1 0

%Fem = 5…9 % ;%Tim = 2…3 %HASTELLOYC

55…65 15…19 15…17 0,6…1,0

%Wm = 4…5 %; %Fem = 3…4%

HASTELLOYX

45…50 20…23 8,0…10

1,0…2,0

%Fem = 17…20 %;%Sim =1 1 3%

WASPALLOY 50…55 18…21 3.5…5.0

12…15 %Tim = 2…3 %; %Alm =1 2 1 6%

NIMONIC 901 42…43 12…14 5,6…6,1

0,8…1,2

%Fem = 30…33 %;%Tim = 2…3%

NIMONIC 105 50…55 14…15 4,5…5,5

18…22 %Tim = 1…1,5 %; %Alm = 4…5%

Superaliajele au structura alcătuită din soluţii solide ale componentelor,durificate prin precipitarea unor compuşi chimici, cum ar fi Ni3Nb, Ni3(Al,Ti) sau(Ni,Fe)3Al, care, prin duritatea, fineţea mare şi gradul lor de dispersie ridicat,contribuie la creşterea rezistenţei mecanice. Superaliajele sunt cunoscute subdenumirile comerciale, cu care firmele producătoare le-au lansat pe piaţă, cele maicunoscute tipuri de aliaje din această clasă fiind: Inconel, Hastelloy, Incoloy,Nimonic etc., cu caracteristicile de compoziţie chimică prezentate în tabelul 8.8.

8.6.2. Oţelurile patinabile

Oţelurile din această categorie prezintă rezistenţă ridicată la coroziuneaatmosferică, rezistenţă determinată de formarea pe suprafaţa produselor realizatedin astfel de oţeluri, prin interacţiunea lor timp de 1...3 ani cu atmosferaînconjurătoare, a unor pelicule (patine) de oxizi şi sulfat complex de fier,compacte, tenace şi aderente la suprafaţa produselor, care se comportă ca niştestraturi autoprotectoare, ce pasivează produsele (reduc viteza de coroziuneuniformă la valori apropiate de 0 mm/an). Pentru a realiza o astfel de comportare,oţelurile aparţinând acestei categorii au concentraţiile de carbon scăzute(%Cm ≤ 0,12…0,16 %), sunt slab aliate cu crom (%Crm = 0,30….1,25 %), cupru(%Cum = 0,25…0,55 %), nichel (%Nim ≤ 0,65 %), molibden (Mom ≤ 0,30 %),zirconiu (Zrm ≤ 0,15 %) şi conţin mici cantităţi de elemente care fixează azotulsub formă de nitruri stabile, cum ar fi aluminiul (%Alm ≥ 0,02 %), niobiul(%Nbm = 0,015….0,060 %), vanadiul (%Vm = 0,02….0,12 %) şi titanul(%Tim = 0,02….0,10 %); conţinuturile de impurităţi ale acestor oţeluri suntlimitate la nivelurile %Sm, %Pm ≤ 0,035 %, dacă oţelurile sunt complet dezoxidate(calmate) la elaborare, respectiv, %Sm,, %Pm ≤ 0,04 %, dacă oţelurile sunt livrate


99

în altă stare decât cea calmată, concentraţia fosforului fiind mărită la unele oţeluri(la nivelul %Pm = 0,06...0,15 %), deoarece acesta poate participa ca elementactiv la formarea peliculelor de pasivare.

Semifabricatele din astfel de oţeluri se livrează fie în starea obţinută prinlaminare normalizantă, fie în starea realizată prin laminare obişnuită (cu sau fărăTT de normalizare aplicat ulterior laminării), iar produsele realizate din acestea nuse tratează termic.

Deoarece conţinuturile de carbon şi alte elemente de aliere sunt scăzute, iarconţinuturile de impurităţi sunt limitate, oţelurile din această categorie prezintă obună sudabilitate; dacă carbonul echivalent, determinat cu relaţia (8.3),îndeplineşte condiţia %Ce ≤ 0,44 %, realizarea construcţiilor sudate din astfel deoţeluri nu ridică probleme tehnologice deosebite, iar dacă condiţia nu esteîndeplinită se recomandă sudarea cu preîncălzire şi, eventual, aplicarea recoaceriide detensionare ca TT postsudare.

Caracteristicile fizico − mecanice şi tehnologice ale oţelurilor din aceastăcategorie sunt similare celor ale oţelurilor de uz general echivalente din punctulde vedere al mărcii şi clasei de calitate. Standardul SR EN 10155 prevedemărcile S235W şi S355W, iar STAS 500/3 care reglementează acelaşi domeniu,nefiind încă abrogat, prevede mărcile RCA 370 şi RCB 510, semnificaţiilesimbolurilor fiind cele precizate în scap. 8.2.2.; oţelurile SxxxW se pot livra înclasele de calitate J0, J2 şi K2, iar S355W se poate livra şi în varianta S355WP, cuconţinut ridicat de fosfor (%Pm = 0,06…0,15 %).

Principalele aplicaţii tehnice în care se utilizează semifabricatele sub formăde table, benzi sau profile laminate din astfel de oţeluri sunt construcţiile metaliceşi mecanice (supuse în exploatare la coroziune atmosferică la temperaturaambiantă), cum ar fi: stâlpii pentru reţelele electrice de înaltă tensiune, vagoanelede cale ferată, macaralele, structurile portante şi de închidere ale halelorindustriale şi unele recipiente sub presiune.

8.7. Oţelurile pentru scule

Oţelurile din această clasă se utilizează pentru confecţionarea sculelor(cuţite pentru strunjire, rabotare şi mortezare, burghie, alezoare, freze, tarozi,filiere etc.) destinate prelucrării prin aşchiere a semifabricatelor şi pieselor dindiverse materiale (oţeluri, fonte, lemn, piatră, materiale plastice etc.), pentruconfecţionarea sculelor de prelucrare prin deformare plastică la rece sau la cald adiferitelor materiale (dălţi, cuţite pentru foarfeci, poansoane, matriţe pentruprelucrarea oţelurilor sau maselor plastice, nicovale pentru forjat, dornuri,


100

punctatoare, scule de tragere la rece a materialelor metalice etc.), pentru fabricareaunor unelte şi instrumente de lucru (şurubelniţe, chei fixe, ferăstraie pentru lemn,ace de trasare, vârfuri de centrare pentru maşini – unelte, instrumente chirurgicaleetc.), pentru fabricarea unor piese rezistente la uzare (de la maşinile textile,maşinile agricole etc.) şi pentru realizarea elementelor active (care trebuie săprezinte durabilitate ridicată) ale instrumentelor de măsurare şi verificare adimensiunilor pieselor (rigle, şublere, micrometre, calibre etc.).

În corelaţie cu destinaţia lor, oţelurile din această clasă trebuie săcorespundă mai multor condiţii generale, care pot fi formulate astfel:

• oţelurile trebuie să prezinte duritate ridicată (mai mare decât duritateamaterialelor semifabricatelor sau pieselor care se se prelucrează cu sculeleconfecţionate din ele) şi tenacitate suficientă (pentru ca tăişurile şi corpul sculelorsă poată prelua solicitările mecanice la care sunt supuse în timpul utilizării lorpentru prelucrarea semifabricatelor sau pieselor, fără apariţia unor fenomenenedorite de fisurare sau rupere fragilă); duritatea ridicată se asigură prin aplicareaunui TT final de călire martensitică a sculelor, ceea ce impune ca, ţinând seama căduritatea martensitei creşte odată cu concentraţia de carbon a oţelului supus călirii(v. scap. 5.2.2), oţelurile pentru scule să fie (de obicei) hipereutectoide;

• oţelurile trebuie să-şi menţină duritatea ridicată şi în urma încălzirii lordatorită frecărilor ce apar între scule şi semifabricatele sau piesele supuseprelucării; deoarece încălzirile sculelor călite martensitic au efectele unor reveniri,se impune ca oţelurile să prezinte o bună stabilitate la revenire şi/sau să fie aliatecu elemente care să le asigure durificarea secundară (v. scap. 7.4);

• oţelurile trebuie să aibă o bună călibilitate, astfel ca zona de la suprafaţasculelor durificată prin călire să fie suficient de extinsă (adâncă) şi să permităascuţirea repetată a acestora, fără ca duritatea tăişurilor să se micşorezeinadmisibil;

• oţelurile trebuie să prezinte sensibilitate redusă la deformare şi/saufisurare prin călire şi să aibă tendinţă mică de decarburare superficială în timpulprelucrărilor şi TT la care sunt supuse în procesul tehnologic de realizare asculelor (deoarece micşorarea concentraţiei carbonului în stratul superficialdiminuează călibilitatea şi capacitatea de călire – v. scap. 5.2.2).

8.7.1. Oţelurile carbon pentru scule

Oţelurile din această categorie au concentraţia de carbon ridicată(%Cm = 0,65...1,25 %) şi conţinuturile de impurităţi limitate la nivelurilecorespunzătoare oţelurilor de calitate. Fiind în marea majoritate oţelurihipereutectoide, structura lor de echilibru la ta este alcătuită din perlită şi


101

cementită secundară (dispusă sub formă de reţea la marginea formaţiunilorperlitice – v. tabelul 4.2). Semifabricatele din astfel de oţeluri se realizează prindeformare plastică la cald şi se livrează în starea structurală (cu perlită globulară)conferită de aplicarea unui TT de recoacere de globulizare a cementitei (numită şirecoacere de înmuiere). Pentru îndeplinirea condiţiilor generale anteriorformulate, în procesul tehnologic de realizare a sculelor din astfel de oţeluri se potinclude următoarele TT:

• normalizarea (v. scap. 6.3.5), pentru finisarea granulaţiei şi obţinereaunei structuri cvasieutectoide (fără reţea de cementită secundară);

• recoacerea de globulizare a cementitei (v. scap. 6.3.3), pentru obţinereaunei structuri cu perlită globulară, care conferă oţelurilor o bună prelucrabilitateprin deformare plastică şi prin aşchiere.

După aducerea la configuraţia dorită, sculele realizate din astfel de oţelurise supun unui TT final alcătuit din:

• călire martensitică, pentru creşterea durităţii şi, eventual, călire latemperaturi scăzute, pentru obţinerea unei structuri martensitice cu conţinuturiminime de austenită reziduală;

• revenire joasă (la ti = 150...200 oC), pentru obţinerea unei structuri cumartensită de revenire (v. scap. 6.5), bine detensionată şi cu duritate ridicată(55...60 HRC).

Oţelurile din această categorie au calitatea reglementată prin STAS 1700;principalele mărci de oţeluri sunt: OSC7; OSC8, OSC9, OSC10, OSC11 şiOSC12, semnificaţia simbolurilor fiind cea precizată în scap. 8.2.2 (de exemplu,simbolul OSC10 corespunde unui oţel carbon pentru scule având concentraţiamasică medie de carbon %Cm = 1,0 %). Deoarece creşterea concentraţiei masicede carbon şi aplicarea de TT sunt singurele căi de acţiune pentru asigurareacaracteristicilor de utilizare ale acestor oţeluri, încadrarea lor în condiţiile generaleanterior formulate se prezintă astfel:

• oţelurile prezintă sensibilitate ridicată la decarburarea superficială şi lafisurarea prin călire;

• sculele realizate din astfel de oţeluri au duritatea (după TT final)55...60 HRC, care se menţine numai dacă acestea nu se încălzesc (în timpulutilizării) la temperaturi mai mari de 150...200 oC;

• călibilitatea acestor oţeluri corespunde unui indice J 5 – 55/60.Gradul moderat de îndeplinire a condiţiilor limitează utilizarea acestor

oţeluri la fabricarea sculelor cu forme simple şi dimensiuni caracteristice nu preamari şi impune o serie de restricţii privind regimurile tehnologice de lucru cusculele confecţionate din astfel de oţeluri (de exemplu, limitarea vitezelor deaşchiere şi/sau răcirea sculelor în cursul utilizării lor pentru diverse prelucrări).


102

8.7.2. Oţelurile aliate pentru scule

Oţelurile din această categorie au compoziţia chimică corelată cu destinaţiaşi caracteristicile de utilizare ale sculelor care se confecţionează din ele,putându-se distinge tipurile prezentate în continuare.

8.7.2.1. Oţelurile aliate pentru scule aşchietoare, scule (rezistente şi foarterezistente la uzare) de prelucrare prin deformare plastică la rece şi instrumente demăsurare sau verificare au concentraţiile de carbon ridicate (%Cm = 0,8...2,00 %),conţinuturile de impurităţi limitate la nivelul %Pm, %Sm ≤ 0,03 % şi sunt slab, mediusau înalt aliate cu diverse elemente, cum ar fi cromul (%Crm = 1,0...12,0 %),wolframul (%Wm = 0,8...2,2 %), vanadiul (%Vm = 0,1...1,1 %), molibdenul(%Mom = 0,6...1,3 %) şi manganul (%Mnm = 0,8...2,2 %). Calitatea acestor oţelurieste reglementată de STAS 3611, care recomandă o simbolizare similară celeiutilizate de STAS 791 pentru oţelurile aliate destinate pieselor pentru construcţiade maşini, principalele mărci fiind: 90VMn20; 90VCrMn20; 100VMoCr52;105MnCrW11; 105CrW20 şi 117VCr6, ce corespund unor oţeluri aliate(hipereutectoide) din clasa structurală perlitică (cu structura de echilibru la taalcătuită din perlită şi carburi secundare) şi 155MoVCr115; 165VWMoCr115 şi200Cr115, ce corespund unor oţeluri aliate din clasa structurală ledeburitică (custructura de echilibru la ta alcătuită din perlită şi carburi primare şi secundare).

Semifabricatele din aceste oţeluri sunt realizate prin deformare plastică lacald şi sunt livrate în starea structurală (cu perlită globulară) obţinută prinaplicarea unei recoaceri de înmuiere. TT final la care sunt supuse sculeleconfecţionate din astfel de oţeluri este alcătuit (ca şi în cazul sculelor din oţeluricarbon) din călire martensitică (urmată uneori de călire la temperaturi scăzute,pentru diminuarea conţinutului de austenită reziduală din structură) şi revenirejoasă (la ti = 150...200 oC), pentru obţinerea unei structuri cu martensită derevenire, bine detensionată şi cu duritate ridicată (58...65 HRC).

8.7.2.2. Oţelurile aliate pentru scule rezistente la şoc, unelte de mânăşi scule de prelucrare prin deformare plastică la cald au concentraţiile decarbon %Cm = 0,25...0,60 %, conţinuturile de impurităţi limitate la nivelul%Pm, %Sm ≤ 0,03 % şi sunt slab sau mediu aliate cu elemente ca wolframul(%Wm = 1,2...2,0 %), cromul (%Crm = 0,4...2,8 %), molibdenul (%Mom = 0,5...2,0 %);vanadiul (%Vm = 0,15...1,0 %), nichelul (%Nim = 1,4...1,8 %), siliciul%Sim = 0,4...1,2 %) şi manganul (%Mnm = 0,8...1,2 %). Ca şi a oţelurile de tipulprecedent, calitatea şi simbolizarea acestor oţeluri sunt reglementate deSTAS 3611, care cuprinde ca principale mărci: 30VCrW85; 31VCr8;31VMoCr29; 36VSiWMnCr53; 55MoCrNi10 şi 55VMoCrNi17; oţelurile de acest


103

tip aparţin clasei structurale a oţelurilor aliate (hipoeutectoide) perlitice (custructura de echilibru la ta alcătuită din perlită şi ferită). Utilizarea unorconcentraţii relativ mici de carbon (ca şi alierea cu unele elemente, cum ar finichelul şi manganul) este dictată la oţelurile de acest tip de necesitatea obţineriiunor scule cu tenacitate ridicată (rezistente la şocuri mecanice sau termicerepetate) şi care să nu se decarbureze uşor în cazul utilizării lor (la temperaturiridicate) pentru prelucrarea prin deformare plastică la cald a materialelor metalice.

Sculele confecţionate din acest tip de oţeluri se supun unui TT final deîmbunătăţire (călire martensitică urmată de revenire înaltă, la ti = 500...550 oC),pentru obţinerea unei structuri (apropiată de echilibru) cu sorbită de revenire şiduritatea 40...50 HRC (menţinută la acest nivel ridicat, deoarece la aceste oţelurialiate se manifestă fenomenele de stabilitate la revenire şi de durificaresecundară); la sculele confecţionate din astfel de oţeluri nu se recomandă aplicareaTT de călire martensitică + revenire joasă, deoarece se obţine o structură (cumartensită de revenire) instabilă, iar încălzirile la care sunt supuse sculele întimpul utilizării (pentru deformarea plastică la cald a materialelor metalice)echivalează cu aplicarea unor reveniri înalte, ce produc transformări structurale(trecerea martensitei de revenire în sorbită de revenire) însoţite de modificăridimensionale (nepermise) şi de micşorarea durităţii.

8.7.2.3. Oţelurile rapide sunt destinate în principal confecţionăriisculelor aşchietoare care permit prelucrarea cu viteze mari de aşchiere amaterialelor metalice, deoarece structurile obţinute prin TT final aplicatacestor scule îşi menţin duritatea ridicată (60...65 HRC) până la temperaturi de600...650 oC. Oţelurile de acest tip au calitatea reglementată de STAS 7382 şise simbolizează folosind grupul de litere Rp, urmat de un număr convenţional(fără semnificaţie privind compoziţia sau caracteristicile oţelurilor),principalele mărci fiind Rp1, Rp2, Rp3, Rp4, Rp5, Rp9, Rp10 şi Rp11.

Compoziţia chimică de bază a oţelurilor rapide corespunde mărcii Rp3:%Cm = 0,70...0,78 %; %Wm = 17...18 %; %Crm = 3,5...4,5 % şi %Vm = 1,0...1,2 %.Pornind de la această reţetă s-au dezvoltat toate variantele de oţeluri rapideutilizate în tehnică:

• oţelurile economice, cu concentraţii mai ridicate de carbon, concentraţiiminime de wolfram şi aliate suplimentar cu molibden (care suplineşte lipsawolframului), marca reprezentativă fiind Rp9, cu următoarea compoziţie:%Cm = 0,95...1,05 %; %Wm = 2,0...2,5 %; %Crm = 3,5...4,5 %, %Vm = 2,0...2,5 %şi %Mom = 2,5...3,5 %;

• oţelurile aliate suplimentar cu molibden (pentru a înlocui parţialwolframul, element de aliere scump), marca reprezentativă fiind Rp11, cucompoziţia: %Cm = 0,95...1,05 %; %Wm = 1,5...2,0 %; %Crm = 3,5...4,5 %,%Vm = 1,8...2,2 % şi %Mom = 8...9 %;


104

• oţelurile aliate suplimentar cu cobalt (element care măreşte vrc şitemperaturile caracteristice Ms şi Mf ale oţelurilor şi permite simplificarea TT finalal sculelor), marca reprezentativă fiind Rp1, cu compoziţia: %Cm = 0,9...1,0 %;%Wm = 9...10 %; %Crm = 3,5...4,5 %, %Vm = 2,0...2,5 % şi %Com = 5...6 %.

Oţelurile rapide aparţin clasei structurale a oţelurilor aliate ledeburitice,structura de echilibru la ta a lingourilor turnate din astfel de oţeluri şi răcite foartelent fiind alcătuită din perlită sorbitică, carburi secundare şi un schelet ledeburitic(v. scap. 7.5). Lingourile obţinute în condiţii industriale (răcite rapid lasolidificare) prezintă la ta, deoarece oţelurile rapide au temeratura Ms << ta, ostructură alcătuită din austenită, carburi secundare şi un schelet ledeburitic.Lingourile cu această structură se supun forjării (la cald) pentru distrugereascheletului ledeburitic şi sfărâmarea carburilor primare pe care acesta le conţine şiapoi unei recoaceri de înmuiere, semifabricatele obţinute după aceste operaţiiavând structura alcătuită din perlită globulară şi carburi primare; semifabricatelecu această stare structurală se pot prelucra (prin deformare plastică la cald,aşchiere etc.) pentru obţinerea sculelor cu configuraţia şi dimensiunile dorite.

TT final la care sunt supuse sculele din oţeluri rapide este alcătuit din:• călire martensitică (într-un singur mediu, întreruptă sau în trepte

– v. scap. 6.4.3) de la ti = 1200...1300 oC; deoarece austenita din structura la ticonţine concentraţii mari de elemente de aliere dizolvate, Ms << ta şi în urmacălirii se obţine o structură alcătuită din austenită şi carburi primare, aşa cum sepoate observa pe micrografia prezentată în figura 8.16;

• 2...4 cicluri de revenire la ti = 530...580 oC; în cursul încălzirii şimenţinerii la ti, o parte din elementele de aliere se separă din austenită sub formăde carburi, stabilitatea austenitei scade (Ms creşte) şi aceasta se transformă înmartensită foarte fină, cu duritate ridicată (numită hardenită), repetarea reveniriiconducând la diminuarea cantităţii de austenită netransformată şi obţinerea uneistructuri finale, cu martensită de revenire fină şi carburi globulare uniformdistribuite în aceasta, de tipul celei prezentate în micrografia din figura 8.17.

Fig. 8.16. Microstuctura oţelurilor rapidedupă călirea de la ti = 1200...1300 oC

Fig. 8.17. Microstructura sculelor din oţelurirapide după TT final


105

Diagrama TT final al sculelor din oţeluri rapide este prezentată în figura8.18, iar modul în care ti la revenire influenţează duritatea sculelor este descris dediagrama din figura 8.19.

Fig. 8.18 . Diagrama TT final al sculelor realizatedin oţeluri rapide

Fig. 8. 19. Influenţa temperaturii derevenire asupra durităţii sculelor din oţeluri

rapide În legătură cu TT final al sculelor din oţeluri rapide trebuie evidenţiate şi

următoarele aspecte:• tratamentul poate fi simplificat, mai ales la sculele realizate din oţeluri

rapide aliate suplimentar cu cobalt, dacă, după ciclul primar de călire, se face ocălire la temperaturi scăzute (la tco < −70 oC), pentru transformarea austenitei înmartensită şi se aplică apoi un singur ciclu de revenire;

• tratamentul de revenire se face în mod frecvent prin încălzirea sculelorîn băi de săruri topite, caz în care se poate realiza simultan şi un tratamenttermochimic de cianurare (v. scap 6.6.4.), pentru durificarea superficialăsuplimentară a acestora.

8.8. Alte oţeluri cu destinaţii sau caracteristici speciale

8.8.1. Oţelurile pentru piese turnate

Piesele turnate din oţel se obţin mai greu decât cele din fontă, deoareceoţelurile au proprietăţi de turnare mai slabe decât fontele (temperatură ts ridicată,interval mare de solidificare, fluiditate scăzută etc.). Cu toate acestea, pentrumulte aplicaţii tehnice (piese cu configuraţii complicate, piese cu dimensiuni şimase mari etc.) utilizarea semifabricatelor turnate din oţel rămâne soluţia agreatăşi în prezent aproape 20 % din totalul semifabricatelor folosite pentru obţinereadiverselor produse sunt realizate prin turnare din diferite mărci de oţeluri.

Oţelurile destinate pieselor turnate trabuie să prezinte proprietăţi de


106

turnare acceptabile şi să asigure caracteristicile mecanice impuse de condiţiile desolicitare ale acestor piese. În principiu, orice oţel poate fi utilizat şi pentruobţinerea pieselor turnate şi, ca urmare, noul sistem de simbolizare reglementatprin SR EN 10027 prevede la fiecare marcă de oţel posibilitatea de a fi utilizat şica oţel pentru piese (semifabricate) turnate, caz în care simbolul mărcii are ataşatăla început litera G (v. tabelele 8.4 şi 8.5).

Principala condiţie care se impune oţelurilor pentru piese turnate oconstituie asigurarea caracteristicilor mecanice cerute de aplicaţia în care suntutilizate şi, ca urmare, în prezent simbolizarea oţelurilor de uz general pentrupiese turnate se face cu ajutorul a două numere, reprezentând valorile minime alelimitei de curgere Re şi rezistenţei la tracţiune Rm (de exemplu, oţelul G 230−450este un oţel pentru piese turnate cu Re ≥ 230 N/mm2 şi Rm ≥ 450 N/mm2).

Oţelurile de uz general pentru piese turnate sunt de două tipuri:• oţelurile nealiate pentru construcţii au calitatea reglementată de

SR ISO 3775; aceste oţeluri au caracteristicile minime de rezistenţă mecanicăîncadrate în limitele Re = 200...340 N/mm2 şi Rm = 400...550 N/mm2, auplasticitatea şi tenacitatea garantate prin prescrierea unor valori minime pentrucoeficientul de gâtuire Z sau energia de rupere KV, se utilizează netratate termic şipot fi elaborate cu sau fără asigurarea sudabilităţii, la oţelurile sudabileprescriindu-se %Cm ≤ 0,25 % şi adâugându-se litera W la simbolul mărcii (deexemplu, marca G 200−400W corespunde unui oţel nealiat sudabil, cuRe ≥ 200 N/mm2 şi Rm ≥ 400 N/mm2);

• oţelurile de înaltă rezistenţă pentru construcţii mecanice şi metaliceau calitatea reglementată de SR ISO 9477 şi sunt oţeluri carbon sau aliate destinaterealizării semifabricatelor turnate care se supun TT de normalizare + revenire sau decălire + revenire înaltă (îmbunătăţire) în vederea asigurării unor caracteristicimecanice ridicate: Re sau Rp0,2 = 410…840 N/mm2 şi Rm = 620…1030 N/mm2;deoarece principala condiţie impusă se referă la asigurarea caracteristicilormecanice, aceste oţeluri se simbolizează la fel ca şi oţelurile nealiate turnate şi aucompoziţia chimică stabilită de producător astfel încât să fie satisfăcute cerinţeleprivind caracteristicile mecanice (de exemplu, se utilizează oţeluri slab aliate cuMn, Cr-Mn, Cr-Mn-Si, Cr-Mo, Cr-Ni-Mo, cu conţinuturile de impurităţi limitatela nivelul %Pm, %Sm ≤ 0,035 %).

Pe lângă oţelurile de uz general, se folosesc în practică şi oţeluri pentrupiese (semifabricate) turnare cu destinaţie precisă:

• oţelurile turnate pentru armături (robinete); sunt oţeluri cu%Cm ≤ 0,25 %, slab sau mediu aliate, cu calitatea reglementată de STAS 9277 şisimbolizate cu grupul de litere OTA, urmat de simbolul (alcătuit conformprescripţiilor din STAS 791) oţelului aliat respectiv (de exemplu, OTA17MoCr13


107

este un oţel turnat pentru armături, cu concentraţia masică medie de carbon%Cm = 0,17 %, aliat cu Mo şi Cr, concentraţia masică medie a cromului,elementul de aliere principal, fiind %Crm = 1,3 %);

• oţelurile inoxidabile turnate în piese sunt oţeluri înalt aliateferito−martensitice sau austenitice de tipul celor prezentate în scap 8.6; acesteoţeluri au calitatea reglementată de STAS 10718 şi se simbolizează la fel caoţelurile inoxidabile livrate sub formă de semifabricate prelucrate prin deformareplastică, cu menţiunea că în faţa simbolului se scrie litera T (de exemplu,T15NiCr180 este un oţel inoxidabil austenitic de tip 18−8 pentru piese turnate);

• oţelurile turnate în piese rezistente la temperaturi scăzute suntoţeluri cu %Cm ≤ 0,35 %, slab aliate cu Mn, Ni, Cr, Mo, la care se garantează oanumită valoare a energiei de rupere KV la –60 oC; aceste oţeluri au calitateareglementată de STAS 12403 şi se simbolizează la fel ca oţelurile de tipulprecedent, adăugându-se la sfârşitul simbolului litera R (de exemplu,T9MoCrNi30R este un oţel pentru piese turnate destinate să lucreze la temperaturiscăzute, cu %Cm = 0,09 % şi aliat cu Mo, Cr şi Ni, concentraţia masică medie anichelului fiind %Nim = 3,0 %);

• oţelurile turnate în piese destinate să lucreze la temperaturi ridicatesunt oţeluri cu %Cm ≤ 0,25 %, nealiate sau aliate cu Cr, Mo, V (elemente careîmbunătăţesc comportarea la fluaj); aceste oţeluri au calitatea reglemntată deSTAS 12404, sunt destinate realizării semifabricatelor turnate pentru piesele carelucrează la temperaturi ridicate (sub 575 oC) şi se simbolizează similar oţelurilorde tipurile precedente (de exemplu, T21 este un oţel nealiat cu %Cm ≤ 0,21 %, iarT17VMoCr14 este un oţel cu %Cm ≤ 0,17 %, aliat cu V, Mo şi Cr, cromul fiindelementul de aliere principal, având concentraţia masică medie %Crm = 1,4 %).

8.8.2. Oţelurile pentru arcuri

Aceste oţeluri sunt destinate realizării arcurilor şi elementelor elasticeutilizate în construcţia de maşini, dispozitive şi aparate. Pentru a corespundedestinaţiei oţelurile din această categorie trebuie să prezinte limită de elasticitate(curgere) ridicată (v.scap. 3.4), stabilitate în timp a caracteristicilor mecanice încondiţiile de temperatură şi mediu de lucru specifice aplicaţiilor în care suntutilizate, rezistenţă mare la oboseală şi sensibilitate redusă la fisurare în prezenţaconcentratorilor de tensiuni şi o bună prelucrabilitate prin deformare plastică.

Cele mai utilizate oţeluri din această categorie sunt oţelurilehipoeutectoide cu %Cm > 0,45 %, nealiate sau slab aliate cu siliciu, crom, vanadiu,mangan şi, uneori, cu wolfram şi nichel. Arcurile şi elementele elasticeconfecţionate din aceste oţeluri se supun unui TT final alcătuit din călire


108

martensitică, urmată de revenire medie (la ti = 370…500 oC – v. scap. 6.5).Influenţa cea mai puternică asupra elasticităţii acestor oţeluri o are siliciul(dizolvat în ferită); oţelurile cu siliciu au însă tendinţă mare de decarburare şi deformare a unor defecte superficiale în timpul prelucrării prin deformare plastică lacald, motiv pentru care, în prezent, există tendinţa înlocuirii acestora cu oţelurileslab aliate Cr−V sau Cr−Mn.

Oţelurile pentru arcuri au calitatea reglementată de STAS 795, simbolulmărcilor de oţel utilizate pentru confecţionarea arcurilor sau elementelor elasticefiind urmat de litera A; de exemplu, OLC65A este un oţel nealiat de calitatepentru arcuri, cu concentraţia masică medie de carbon %Cm = 0,65 %, iar60Si15A este un oţel aliat pentru arcuri, cu concentraţia masică medie aelementelor de aliere %Cm = 0,60 % şi %Sim = 1,5 %.

Pentru confecţionarea arcurilor şi elementelor elastice care lucrează înmedii corosive se utilizează oţelurile inoxidabile (v. scap. 8.6.1), iar dacătemperaturile de lucru sunt ridicate, arcurile şi elementele elastice seconfecţionează din oţeluri refractare sau din oţeluri rapide pentru scule.

8.8.3. Oţelurile pentru rulmenţi

Oţelurile din această categorie sunt utilizate la confecţionarea elementeloractive (inele, bile, role etc.) ale rulmenţilor. Datorită destinaţiei, aceste oţeluritrebuie să asigure caracteristici ridicate de rezistenţă mecanică şi tenacitate, obună rezistenţă la uzare şi o bună rezistenţă la oboseala de contact (produsă desolicitările variabile datorate contactului intermitent al inelelor cu bilele sau rolelerulmenţilor).

Oţelurile pentru rulmenţi utilizate curent au %Cm = 0,95...1,10 %, auconţinuturile de impurităţi drastic limitate (%Sm ≤ 0,020 % şi %Pm ≤ 0,027 %) şisunt slab aliate cu crom (%Crm = 1,20...1,65 %); pentru creştera călibilităţii(impusă de realizarea componentelor rulmenţilor de mari dimensiuni) se poateapela la alierea suplimentară cu mangan (%Mnm = 0,90...1,35 %) şi molibden(%Mom = 0,45...0,80 %), iar pentru îmbunătăţirea purităţii se poate utiliza tratareaîn vid a oţelurilor la elaborare.

Oţelurile din această categorie au calitatea reglementată de STAS 1456/1 şiSTAS 11250, simbolizarea lor cuprinzând grupul de litere RUL, urmat de unnumăr convenţional (fără semnificaţie precizată) şi, eventual, de litera V, dacăoţelurile sunt tratate în vid la elaborare; principalele mărci de oţeluri pentrurulmenţi sunt RUL1, RUL1V, RUL2, RUL2V şi RUL3V, a căror compoziţiechimică (încadrată în prescripţiile prezentate anterior) este diferenţiată pentruasigurarea următoarelor caracteristici de călibilitate (v. scap. 6.4.2): J 6 – 61/62 la


109

mărcile RUL1 şi RUL1V, J 13,5 – 61/62 la mărcile RUL2 şi RUL2V şiJ19 – 61/62 sau J 31 – 61/62 la marca RUL3V.

Oţelurile pentru rulmenţi se încadrează în clasa structurală a oţeluriloraliate perlitice (hipereutectoide), având structura de echilibru la ta alcătuită dinperlită şi cementită secundară (dispusă sub formă de reţea la margineaformaţiunilor perlitice). Semifabricatele utilizate la confecţionarea elementelor(pieselor) componente ale rulmenţilor se realizează prin deformare plastică lacald, în procesele tehnologice de fabricare a acestor componente incluzându-seaceleaşi TT ca şi la sculele din oţeluri carbon şi aliate (hipereutectoide):normalizarea (pentru finisarea granulaţiei şi obţinerea unei structuricvasieutectoide) şi recoacerea de globulizare a cementitei (pentru asigurarea uneistructuri cu perlită globulară), ca TT aplicate în cursul fabricării, şi călireamartensitică (pentru durificarea elementelor componente ale rulmenţilor), urmatăde călirea la temperaturi scăzute (pentru eliminarea austenitei reziduale şiasigurarea stabilităţii dimensionale a elementelor rulmenţilor) şi de revenirea joasă(pentru obţinerea unei structuri cu martensită de revenire, bine detensionată şi cuduritate ridicată), ca TT finale.

Pentru confecţionarea inelelor rulmenţilor de mari dimensiuni, cucapacităţi mari de încărcare şi supuse la şocuri mecanice în cursul exploatării, seutilizează în prezent oţelurile aliate Cr – Ni sau Cr – Mo pentru cementare; laaceste piese se asigură durificarea superficială prin aplicarea unui TT final decarburare (v. scap. 6.6.2). De asemenea, pentru confecţionarea inelelor rulmenţilorde mari dimensiuni, cu capacităţi mari de încărcare, funcţionare intermitentă şicondiţii necorespunzătoare de ungere, se utilizează în prezent oţelurile (nealiatesau slab aliate) pentru îmbunătăţire; la aceste piese se asigură durificarea prinaplicarea unui TT final de călire superficială (călire CIF – v. scap. 6.4.3).

8.8.4. Oţelurile rezistente la uzare şi tenace

Oţelurile din această categorie se utilizează la confecţionarea unor piese(lame pentru buldozere, dinţi pentru cupele excavatoarelor, şenile pentru tractoare,elemente active pentru concasoare şi utilaje miniere etc.) supuse în exploatareunor procese intense de uzare, produse prin acţiunea unor solicitări dinamice(şocuri) de contact, de mare intensitate şi repetate; pentru astfel de aplicaţiifolosirea oţelurilor durificate prin calire martensitică nu dă rezultatecorespunzătoare, datorită lipsei de tenacitate ce le caracterizează.

Oţelurile din această categorie, denumite şi oţeluri Hadfield (după numelemetalurgului englez care le-a conceput în 1882), sunt oţeluri austenitice înaltaliate cu mangan, cu compoziţia chimică caracterizată de %Cm = 0,9…1,3 % şi


110

%Mnm = 11…14 %, la care se pot adăuga, pentru îmbunătăţirea unor proprietăţide utilizare, diverse cantităţi de nichel, crom, molibden etc.

Structura de echilibru la ta a acestor oţeluri este alcătuită din austenităaliată cu mangan şi carburi de tipul (Fe, Mn)3C. Piesele confecţionate din astfel deoţeluri se supun unui TT de călire de punere în soluţie, constând din încălzirea şimenţinerea la ti = 1050...1100 oC, pentru dizolvarea carburilor în austenită,urmată de răcirea rapidă, pentru menţinerea structurii monofazice austenitice (cuplasticitate şi tenacitate ridicate) până la ta. În cursul utilizării pieselorconfecţionate din aceste oţeluri, datorită deformării plastice superficiale provocatede solicitările mecanice de contact la care sunt supuse, austenita este ecruisată,stabilitatea sa se micşorează şi se produce transformarea ei în martenstă, însoţităde creşterea durităţii şi rezistenţei la uzare a pieselor (aceste oţeluri se comportă canişte materiale inteligente, care îşi autoadaptează proprietăţile în funcţie decondiţiile de utilizare).

Piesele din astfel de oţeluri se obţin numai prin turnare şi se pot, eventual,prelucra sau fasona cu scule abrazive, prelucrarea lor prin aşchiere cu sculemetalice nefiind posibilă, datorită ecruisării superficiale puternice pe care le-oproduce acţiunea unor astfel de scule.

Calitatea oţelurilor din această categorie este reglementată de STAS 3718,simbolizarea lor făcându-se la fel ca la oţelurile aliate pentru piese turnate;principalele mărci de oţeluri din această categorie sunt: T105Mn120,T130Mn135, T100NiMn130, T120CrMn130 , T100MoMn130 şi T130MoMn135.

8.8.5. Oţelurile cu rezistenţă mecanică foarte ridicată

Aceste oţeluri aparţin clasei structurale a oţelurilor aliate martensitice şi secaracterizează prin capacitatea de a realiza caracteristici mecanice ridicate, caurmare a producerii unor fenomene de descompunere a soluţiilor solidesuprasaturate prezente în structura acestora, cu formarea unor precipitate dispersecu mare efect de durificare structurală. În această categorie se încadrează oţelurileinoxidabile martensitice cu durificare prin precipitare (oţelurile PH– preciptation hardening), prezentate în scap. 8.6.1.2 şi oţelurile cu îmbătrâniremartensitică (oţelurile maraging), având caracteristicile de compoziţie chimicăprezentate în tabelul 8.9.

Starea structurală corespunzătoare realizării caracteristicilor mecaniceprecizate în tabelul 8.9 se realizează la oţelurile maraging prin aplicareaurmătoarelor TT:

• călirea de la o temperatură ti superioară temperaturii de 732 oC, la carestructura acestor oţeluri devine complet austenitică; prin călire (răcire rapidă de la ti),


111

austenita suferă o transformare fără difuzie (transformare martensitică), structuracare rezultă fiind o martensită (soluţie solidă suprasaturată având ca solvent Feα)cu conţinut scăzut de carbon, suprasaturată în elemente de aliere, care prezintăcaracteristici bune de plasticitate şi tenacitate; transformarea martensitică a acestoroţeluri este reversibilă şi se caracterizează printr-un decalaj important întrevalorile temperaturii caracteristice Ms la realizarea transformării directe (la răcire)şi inverse (la încălzire): la răcire, austenita ⇒ martensită la traversareatemperaturii Ms ≡ Msr ≅ 240 oC, iar la încălzire, martensita ⇒ austenită ladepăşirea temperaturii Ms ≡ Msi ≅ 600 oC; în starea structurală realizată prin călire,semifabricatele, piesele şi componentele de aparatură tehnologică realizate dinastfel de oţeluri pot fi supuse prelucrărilor prin deformare plastică, aşchiere şi/sausudare;

• durificarea prin precipitare (îmbătrânire), la o temperaturăti = 480...485 oC, o durată de menţinere aleasă convenabil pentru precipitarea înstructura martensitică a fazelor durificatoare dorite; în mod obişnuit se activeazăprecipitare compuşilor intermetalici MoNi3 şi TiNi3 (cu efect durificator maxim)şi se limitează duratele de îmbătrânire pentru a se evita apariţia precipitatelor detip Fe2Mo (fără nichel), care determină creşteri locale ale concentraţiei de Ni,transformări locale ale martensitei în austenită şi micşorarea durităţii şicaracteristicilor de rezistenţă mecanică ale oţelurilor (înmuierea oţelurilor prinsupraîmbătrânire).

Tabelul 8.9. Compoziţia chimică şi caracteristicile mecanice ale oţelurilor maragingCompoziţia chimică Caracteristicile mecaniceMarca

oţelului %Nim %Com %Mom %Tim %AlmRm,

N/mm2Rp0,2,

N/mm2A,%

Z,%

18Ni200 18,0 8,5 3,2 0,2 0,1 1480 1410 12 5518Ni250 18,0 8,0 4,8 0,4 0,1 1700 1620 6 3518Ni300 18,5 8,7 5,0 0,6 0,1 1970 1930 6 3018Ni350 17,5 12,5 3,8 1,7 0,1 2500 2460 5 2518Ni350 18,0 11,8 4,6 1,3 0,1 2500 2460 5 2517Ni 17,0 10,2 4,6 0,3 0,1 1700 1620 6 3012−5−3 12,0 5,0* 3,0 0,2 0,4 1340 1260 14 60

La toate oţelurile %Cm < 0,03 %; %Mnm < 0,1%; %Sim < 0,1%; %Sm , %Pm < 0,01 %* Conţinutul de Cr (care, la această marcă de oţel, înlocuieşte Co).Sudabilitatea oţelurilor maraging este bună, deoarece în timpul răcirii CUS

şi ZIT după sudare, austenita se transformă în martensită plastică, cu tendinţăredusă de fisurare. Principalele probleme care apar la sudare, mai ales dacăoperaţia de sudare este efectuată după realizarea TT de călire şi îmbătrânire laconstrucţia sudată, sunt:

• înmuierea ZIT; se realizează în fâşiile în care ciclurile termice de sudarese caracterizează prin temperaturi care asigură apariţia în structură a austenitei


112

(fâşiile din ZIT în care temperatura depăşeşte 732 oC şi se obţine o structurăcomplet austenitică şi fâşiile din ZIT în care temperatura este situată în intervalul480...732 oC şi martensita se transformă parţial în austenită); austenita din acestefâşii se transformă la răcirea îmbinărilor sudate în martensită moale şi plastică,nedurificată prin precipitare;

• formarea în structura CUS a unor compuşi intermetalici, careinfluenţează negativ caracteristicile de rezistenţă mecanică şi (mai ales) detenacitate ale acestei zone a îmbinărilor sudate; se datorează neîncadrării MB încaracteristicile de compoziţie chimică recomandate (v.tabelul 8.9) şi alegeriinecorespunzătoare a MA; de exemplu, excesul de carbon determină apariţia înstructura CUS a carburilor de titan şi molibden, iar impurificarea excesivă cu sulfdetermină formarea în structura CUS a sulfurii de titan (uşor fuzibilă, care poatedetermina scăderea tenacităţii şi creşterea tendinţei de fisurare);

• formarea porilor în CUS; este determinată de absorbţia de gaze (O2, N2,H2) din mediul înconjurător sau din materialele utilizate la sudare.

Aceste probleme se pot rezolva prin: verificarea atentă a calităţii MB aleconstrucţiilor sudate, alegerea judicioasă a MA şi proiectarea corectă a regimurilorde sudare.

8.8.6. Oţelurile cu coeficient de dilatare termică controlat

Oţelurile din această categorie sunt înalt aliate cu nichel sau cu crom şinichel şi se caracterizează prin valori ale coeficientului de dilatare termică reduseşi care variază foarte puţin cu temperatura. Principalele oţeluri (aliaje) comercialedin această categorie sunt:

• Invarul este un oţel cu %Cm ≅ 0,3 % şi %Nim = 35…37 %, care are uncoeficient de dilatare ce rămâne practic neschimbat până la 100 oC şi este de optori mai mic decât al fierului; acest aliaj se utilizează pentru fabricarea etaloanelorde lungime, intră în construcţia tuburilor catodice utilizate pentru monitoarele demare rezoluţie ale calculatoarelor electronice etc.;

• Elinvarul este un aliaj cu %Cm = 0,3...0,4 %, %Nim = 35…37 %,%Crm = 8,0…12,5 % şi restul Fe, care are un coeficient de dilatare termică redusşi un modul de elasticitate ce rămâne aproximativ constant până la 100 oC; acestaliaj este recomandat pentru fabricarea elementelor elastice de precizie (orologeriemecanică, elemente de acţionare în automatizări, traductoare de precizie etc.);

• Platinitul este un aliaj cu %Cm ≤ 0,4 %, %Nim = 42…48 % şi restul Fe,care are coeficientul de dilatare egal cu al sticlei şi platinei; este utilizat ca aliajînlocuitor al platinei în construcţia aparatelor la care există piese metaliceînglobate în sticlă (lămpi electrice, tuburi electronice, aparatură de laborator etc.).


113

8.9. Fontele comerciale

8.9.1. Simbolizarea fontelor comerciale

Simbolizarea alfanumerică şi numerică a fontelor este reglementată destandardul SR EN 1560 conform căruia, simbolizarea alfanumerică se poateutiliza pentru orice categorie de fontă (standardizată sau nu), iar simbolizareanumerică se utilizează numai pentru fontele standardizate.

Ca şi în cazul oţelurilor, simbolizarea alfanumerică se poate face fie înfuncţie de caracteristici, fie în funcţie de compoziţia chimică. Structura şiconţinutul simbolurilor pentru cele două criterii de simbolizare sunt prezentate întabelul 8.10. Se poate observa că simbolizarea fontelor prezintă următoareleparticularităţi:

− prezenţa sau absenţa simbolului EN arată că fonta este inclusă într-unstandard european sau nu ;

− literele GJ sunt prezente în simbolul oricărei mărci de fontă, litera Jindicând că materialul simbolizat este o fontă, iar litera G − că aceasta seutilizează în stare turnată;

− simbolul alfanumeric dă informaţii despre conformaţia grafitului şidespre structura sau starea de tratament termic a masei metalice de bază a fontei;

− simbolizarea după caracteristici prevede posibilitatea de a indica fierezitenţa la rupere Rm , în N/mm2 (şi eventual alungirea procentuală după rupere A,în % sau caracteristica de înovoiere prin şoc KV, în J), fie duritatea Brinell (înmod uzual), Vickers sau Rockwell; în cazul în care simbolul cuprinde valoareaKV, se specifică dacă încercarea de încovoiere prin şoc, necesară pentu verificareaacestei caracteristici, se efectuează la temperatură ambiantă (literele RT) sau latemperatură scăzută (literele LT) şi se indică în simbol modul de obţinere aepruvetelor (v. tabelul 8.10);

− simbolizarea după compoziţia chimică se realizează cu sau fără indicareaconţinutului de carbon, aplicând aceleaşi principii ca în cazul oţelurilor aliate.

Simbolizarea numerică a mărcilor de fonte conform SR EN 1560 estecomplementară simbolizării alfanumerice, iar simbolurile au structura prezentatăîn figura 8.20. Prin această simbolizare se atribuie fiecărei mărci de fontă câte unnumăr de două cifre înscris în pozitiile 7 şi 8; cifra din poziţia 5 a simbolului este1 pentru cazul în care simbolul alfanumeric al fontei indică rezistenţa la tracţiune,2 când se indică duritatea şi 3 când simbolizarea se face după compoziţia chimică,iar la poziţia 9 se înscrie o cifră (0…9), în funcţie de condiţiile specifice impuse


114

fiecărei mărci, după cum urmează: 0 − pentru fontele fără condiţii specifice,1 − pentru fontele ale căror caracteristici se verifică pe probe turnate separat,2 – pentru fontele ale căror caracteristici se verifică pe probe ataşate la piese,3 – pentru fontele ale căror caracteristici se verifică pe probe prelevate din pieseleturnate, 4 – pentru fontele la care se face încercarea la încovoiere prin şoc latemperatură ambiantă, 5 – pentru fontele la care se face încercarea la încovoiereprin şoc la temperatură scăzută, 6 – pentru fontele cu sudabilitate specificată,7 – pentru piesele în stare brută de turnare, 8 – pentru piesele tratate termic,9 – pentru condiţii suplimentare specificate în comanda beneficiarului.

Fig. 8.20. Structura simbolizării numerice a fontelor conform SR EN 1560Până la înlocuirea tuturor standardelor de fonte aprobate înainte de 1992

(standarde marcate cu sigla STAS) se menţine (împreună cu prescripţiile desimbolizare anterior prezentate) şi posibilitatea simbolizării fontelor conformacestor standarde.

8.9.2. Fontele cu destinaţie generală

Din această categorie fac parte fontele cu grafit lamelar, fontelemaleabile şi fontele cu grafit nodular.

Fontele cu grafit lamelar (fontele cenuşii) au utilizarea cea mai mare,reprezentând 70 % din totalul materialelor metalice turnate în piese. Acestealiaje au compoziţia chimică de bază caracterizată astfel: %Cm =2,5…3,5 %,%Sim = 1,5…2,5 %, %Mnm = 0,5…1,0 %, %Pm = 0,1…0,65 % şi%Sm = 0,03…0,15 %. Caracteristica mecanică principală care se garantează laaceste materiale este rezistenţa la rupere Rm, cuprinsă în mod obişnuit în intervalul[100 N/mm2 ; 350 N/mm2]; obţinerea unor rezistenţe Rm > 250 N/mm2 se realizeazăprin aliere: %Crm = 0,15…0,8 %, %Nim = 0,2…2 %, %Cum = 0,5…1,5 %,%Mom = 0,1…0,5 %. Aşa cum s-a prezentat în scap 4.4, structura acestor fonte esteformată dint-o masă metalică de bază feritică (la fontele cu Rm < 200 N/mm2),


115

ferito-perlitică (la fontele cu Rm ∈ [200 N/mm2; 300 N/mm2]) sau perlitică (lafontele cu Rm > 300 N/mm2) şi formaţiuni de grafit lamelar izolate sau subformă de aglomerări, principalele tipuri de separări de grafit fiind prezentate înfigura 8.21. Formele de grafit A, B, D se pot forma la aceeaşi viteză de răcire,în funcţie de capacitatea de germinare a topiturii; formele de grafit D şi E aparîn cazul fontelor hipoeutectice supraîncălzite, când lamelele de grafit se aşeazăîntre ramurile dendritelor sub formă neordonată (grafit D) sau sub formăordonată (grafit E). Din punctul de vedere al influenţei asupra caracteristicilormecanice de rezistenţă cea mai convenabilă formă a grafitului corespundetipului A.

Grafitul lamelar întrerupe continuitatea masei metalice şi constituieconcentratori puternici de tensiuni, ceea ce explică rezistenţa mecanică scăzută,lipsa de plasticitate şi rezistenţa la oboseală redusă a acestor materiale. Prezenţagrafitului conferă însă fontelor şi unele caracteristici favorabile, cum ar ficapacitatea mare de amortizare a vibraţiilor mecanice şi o bună comportare la uzare,datorită efectelor de ungere produse de grafit.

Utilizarea lor deosebit de largă se datorează costului redus, proprietăţilorfoarte bune de turnare (fluiditate ridicată, contracţie la solidificare redusă) şi deprelucrare prin aşchiere (lamelele de grafit fragmentează aşchiile). Se pot turnapiese cu forme complicate şi de orice dimensiune (masa pieselor poate fi0,1…10000 kg), care nu pot fi realizate prin alte procedee tehnologice.

Fig. 8.21. Formele separărilor de grafit lamelarCaracteristicile fontelor cu grafit lamelar sunt reglementate de standardul

SR EN 1561, care caracterizează fontele pe baza rezistenţei la tracţiune sau pe bazadurităţii Brinell, astfel că simbolurile utilizate sunt EN−GJL−xxx, xxx reprezentândrezistenţa minmă la tracţiune în N/mm2, sau EN−GJL−HBxxx, xxx fiind duritateaBrinell; de exemplu, EN−GJL−300 este o fontă cenuşie cu Rm ≥ 300 N/mm2, iarEN−GJL−HB235 este o fontă cenuşie cu duritatea HB ≥ 235 HBS

Între duritatea Brinell şi rezistenţa la tracţiune a acestor materiale existăurmătoarea corelaţie, precizată şi în standardul SR EN 1561:

( )mRRHHB 44,0100 += , (8.4)


116

în care RH este un coeficient stabilit experimental pentru o anumită tehnologie deelaborare şi de turnare ai căror parametri pot fi menţinuţi constanţi (de obicei,RH = 0,8…1,2). Relaţia (8.4) este importantă deoarece permite evaluarea rezistenţeila tracţiune pentru fiecare piesă în parte, utilizând valorile determinărilor de duritateBrinell, care este o încercare nedistructivă şi poate fi realizată cu aparate portabile.

Fontele maleabile se caracterizează prin existenţa grafitului sub formă deaglomerări sau cuiburi de grafit; aşa cum s-a prezentat în scap.4.5, produsele dinastfel de materiale se obţin aplicând tratamentele termice de recoacere demaleabilizare a semifabricatelor turnate din fonte albe hipoeutectice (cu%Cm = 2,2…3,2 %, %Sim = 0,8…1,5 %, %Mnm = 0,3…0,8 %); aceste materiale aurezistenţa la tracţiune Rm = 350…800 N/mm2 şi alungirea la rupere A = 1…12 %şi se utilizează în special pentru fabricarea pieselor de legătură pentru instalaţii(denumite fitinguri), deoarece acestea sunt piese cu pereţi subţiri şi se pot turnabine din fonte albe, iar dimensiunile lor sunt relativ mici şi tratamentul demaleabilizare (a cărui durată depinde de masa pieselor supuse tratării) se poateaplica în condiţii economice.

Calitatea fontelor maleabile este reglementată de standardul SR EN 1562care prevede două tipuri de fonte:

− fontele maleabile cu miez alb, simbolizate EN−GJMW−xxx−x, numărulxxx reprezentând rezistenţa la tracţiune Rm, în N/mm2, iar al doilea numărul xalungirea la rupere A3,4 în % (încercarea la tracţiune se realizează utilizând oepruvetă cu 00 4,3 SL = , ceea ce pentru o epruvetă circulară corespunde uneilungimi iniţiale a porţiunii calibrate L0 = 3d0); de exemplu, EN−GJMW−400−5 esteo fontă maleabilă cu Rm ≥ 400 N/mm2 şi A3,4 ≥ 5 %;

− fontele maleabile cu miez negru, simbolizate EN−GJMB−xxx−x, numereleavând aceleaşi semnificaţii ca mai înainte; de exemplu, EN−GJMB−650−2 este ofontă maleabilă cu Rm ≥ 650 N/mm2 şi A3,4 ≥ 2 %.

De menţionat că în cazul fontelor maleabile, încercarea la tracţiune seexecută utilizând epruvete turnate separat şi neprelucrate mecanic, TT aplicatacestor epruvete trebuind să fie acelaşi cu al pieselor pe care le reprezintă.

Fontele cu grafit nodular numite şi fonte ductile se obţin din fontecenuşii prin procedeele de modificare prezentate în scap. 4.6. Sferoidizareagrafitului la modificare poate fi împiedicată de prezenţa unor impurităţi cum ar fi:As, Sn, Al, Ti, Pb, Bi, ceea ce impune limitarea concentraţiilor acestor acestorcomponente la niveluri foarte scăzute.

Comportarea la turnare a fontelor cu grafit nodular prezintă câtevaparticularităţi generate de compoziţia lor chimică apropiată de cea eutectică:fluiditate ridicată, valori mari ale tensiunii superficiale şi valori ridicate aledilatării iniţiale (care impun utilizarea formelor de turnare cu maselote).


117

Tabelul 8.10 Structura simbolurilor pentru fonte conform SR EN 1560

Caracteristici mecanice sau compozitie chimicăStructuragrafitului

Structuramasei

metaliceCaracteristici mecanice Compozitie

chimică

Condiţiisuplimentare

L – lamelară;S – nodulară (sferoidală);M – grafit în cuiburi;V− vermicular;N− fără grafit.

A- austenită;F – ferită;P – perlităM –martensităL –ledeburită;Q – călită;QT – calită şi

revenită;B – miez negru**;W – miez alb **;

a) -nnn-nn – Rm minimă, în N/mm2, urmată după cratimă de A în %;b) modul de obţinere a probei:S − probă turnată separat;U – probă ataşată piesei;C – probă prelevată din piesăc) duritatea*:HBnnn – Brinell;HVnnn – Vickers;HRnn – Rockwell;d) încercarea la încovoiere prin şoc:−RT – la temperatură ambiantă;−LT – la temepratură scăzută

a) litera X pentru a indicasimbolizarea după comp.chimică;b) %Cm x 100,numai în cazurile în careconcetraţiacarbonului este importantă;c)simbolurilechimice

ale elementelor de aliere;d) concentraţiile

masice aleelementelor dealiere %EAm

separate princratimă

D – stare brută de turnare;H – piesă tratată termic;W – sudabilitatepentru îmbinareprin sudare;Z – alte condiţiispecificate încomandă

* În cazul simbolizării în funcţie de duritate nu se mai indică Rm şi A;** Simboluri folosite numai la fonte maleabileExemple de simbolizare:

EN−GJL−150S − fontă standardizată cenuşie cu grafit lamelar cu Rm = 150 N/mm2,determinată pe probă turnată separat;

EN−GJS−350−22C – fontă standardizată cu grafit nodular cu Rm = 350 N/mm2 şi A = 22%,determinate pe probe prelevate din piesă;

EN−GJMW−450−7U – fontă standardizată maleabilă cu miez alb cu Rm = 450 N/mm2 şiA = 7%, determinate pe probe ataşate piesei;

GJ−400C−Z – fontă cenuşie nestandardizată cu Rm = 400 N/mm2 la care se prevădanumite condiţii în comandă;

EN−GJS−HB230 – fontă nodulară cu duritatea Brinell HBS = 230;EN−GJL−XNiMn13−7 – fontă cenuşie aliată cu %Nim = 13% şi %Mnm = 7%;EN−GJN−X320CrNiSi9−5−2 – fontă ledeburitică la care se impune %Cm = 3,2 %, aliată

cu %Crm = 9 %, %Nim = 5 % şi %Sim = 2 %.


118

Caracteristicile mecanice ale acestor fonte depind în mare măsură destructura masei metalice de bază: fontele nodulare feritice au rezistenţă mecanicăscăzută şi plasticitate bună, alungirea la rupere fiind comparabilă cu a oţelurilorhipoeutectoide; fontele nodulare perlitice, au rezistenţă mecanică ridicatăRm = 500…800 N/mm2, dar plasticitatea lor este redusă; la aceeaşi structură a

masei metalică de bază, raportul m

p

RR 02 este mai mare în cazul fontelor nodulare

decât în cazul oţelurilor. Forma rotunjită a grafitului diminuează efectul deconcentrare a tensiunilor, astfel că se pot atinge valori ale rezistenţei la obosealăσO = 200…280 N/mm2. Datorită acestor caracteristici, fontele nodulare seutilizează cu precădere în construcţia de motoare, tinzând să înlocuiască oţelurilela realizarea arborilor cotiţi şi în industria metalurgică, la fabricarea pieselor dedimensiuni mari, puternic solicitate în exploatare, cum sunt cilindrii de laminor.

Pentru obţinerea unor caracteristici mecanice mai bune, fontele nodularese supun TT de călire izotermă bainitică, în urma căruia se pot obţine rezistenţela tracţiune Rm = 800…1400 N/mm2.

Caracteristicile fontelor cu grafit nodular netratate termic sunt stabiliteprin SR EN 1563, iar caracteristicile celor tratate termic − prin SR EN 1564.Simbolul acestor fonte are structura EN−GJS−xxx−x, numerele având aceeaşisemnificaţie ca în cazul fontelor maleabile, cu precizarea că încercarea la tracţiunese efectuează pe epruvete prelucrate la care 00 65,5 SL = , ceea ce pentru oepruvetă circulară corespunde la L0 = 5d0, adică epruvetă normală); de exemplu,EN−GJS−400−15 este o fontă nodulară cu Rm ≥ 400 N/mm2 şi A ≥ 15 %.

Standardul SR EN 1563 prevede pentru fontele nodulare feritice şiposibilitatea garantării unei anumite energii de rupere KV, determinată fie latemperatură ambiantă fie la temperaturi scăzute (până la –40 oC); mărcilerespective se recunosc după literele RT sau LT scrise la sfârşitul simbolului; deexemplu, EN−GJS−350−22−LT este o fontă nodulară cu Rm ≥ 350 N/mm2,A ≥ 22 % la care se garantează KV ≥ 12 J la –40 oC, iar EN−GJS−22−RT aceeaşifontă, la care se garantează KV ≥ 17 J la 20 oC.

Compoziţia chimică a fontelor cu destinaţie generală este lăsată la alegereaproducătorului, cu condiţia obţinerii caracteristicilor mecanice impuse.

8.9.2. Fontele cu destinaţie precizată

În această categorie sunt incluse fonte nealiate sau aliate, elaborate astfelîncât au anumite caracteristici specifice aplicaţiilor cărora le sunt destinate. Dinacest punct de vedere, principalele categorii sunt: fontele refractare, fontele


119

rezistente la temperaturi scăzute, fontele rezistente la coroziune şi fontelerezistente la uzare.

Fontele refractare sunt fonte aliate care au o bună comportare la acţiuneafenomenelor de oxidare, creştere de volum, şoc termic şi fluaj, care se manifestăla temperaturi ridicate. Caracteristicile lor sunt stabilite prin STAS 6706,conform căruia se produc patru tipuri de fonte: fonte cu conţinut ridicat de crom,fonte cu conţinut ridicat de siliciu, fonte cu conţinut ridicat de aluminiu şi fontecu conţinut ridicat de crom şi siliciu. Fontele din această categorie sunt fie fontecu masa de bază perlitică, în care se găsesc înglobate carburi şi grafit lamelar, fiecu masa de bază feritică, în care se găsesc carburi, grafit lamelar sau grafitnodular. Aceste fonte prezintă rezistenţă la oxidare la t < 1100 °C şi au o bunărezistenţă la creştere, fenomen ce se produce (la temperaturi înalte) datoritădescompunerii cementitei (cu formare de grafit) şi oxidării interne produse degazele ce pătrund de-a lungul filamentelor de grafit şi are ca efecte creştereavolumului şi pierderea coeziunii materialui. Cromul, siliciul şi aluminiul conferăacestor fonte rezistenţă la oxidare prin acelaşi mecanism ca în cazul oţelurilorrefractare (formarea unei pelicule compacte şi aderente de oxizi care protejeazămaterialul faţă de oxidarea în profunzime).

Fontele refractare se simbolizează cu literele Fr, dacă grafitul este lamelarşi Frgn, dacă grafitul este nodular, urmate de simbolul elementului principal dealiere şi de un număr care arată concentraţia masică medie a acestui element; deexemplu FrCr16 este o fontă refractară cu grafit lamelar, cu %Crm = 16 %, iarFrgnAl 22 este o fontă refractară cu grafit nodular, cu %Alm = 22 %.

În cazul pieselor solicitate la şocuri termice, se utilizează fonte austeniticecu grafit nodular, care sunt fonte alite după una din reţetele Ni−Mn(%Nim = 10...12 %, %Mnm = 5…8 %) sau Ni− Si−Mn−Cu (%Nim =10…20 %,%Sim = 4…6 %, %Mnm = 4…8 % , şi %Cum = 2…4 %).

Fontele rezistente la temperaturi scăzute sunt fonte nodulare aliate cunichel (%Nim = 20...26 %) sau cu mangan ( %Mnm = 3,5…4,5 %), care le conferăstructură austenitică. În condiţiile asigurării structurii de echilibru (binedetensionată) aceste fonte au o bună rezistenţa la şocuri mecanice, energia lor derupere KV rămânând practic neschimbată de la ta până la –150 oC.

Fontele rezistente la coroziune sunt fonte cu sau fără grafit în structură,aliate în principal cu crom, siliciu, nichel, aluminiu, şi, în cantităţi mai mici,molibden sau stibiu. Rezistenţa lor la coroziune este puternic influenţată de formagrafitului, cea mai bună comportare având-o fontele cu grafit fin dispersat în masametalică de bază a structurii. Tipurile de fonte rezistente la coroziune mai frecventutilizate sunt prezentate în continuare.

Fontele înalt aliate cu siliciu (%Sim = 12…18 %) au un conţinut scăzut decarbon (%Cm = 0,3...0,4 %), au structura masei metalice feritică şi sunt rezistente


120

la acţiunea acizilor azotic şi sulfuric, iar dacă sunt aliate suplimentar cu molibden(%Mom = 2…4 %) devin rezistente şi la cloruri.

Fontele înalt aliate cu crom (%Crm = 25...35 %) au structura tipicăfontelor albe (datorită efectului antigrafitizant al cromului); sunt rezistente laacţiunea acizilor şi apei de mare.

Fontele înalt aliate cu nichel (%Nim = 13…35 %) au structura maseimetalice austenitică, iar grafitul poate fi lamelar sau nodular; sunt rezistente laacţiunea mediilor alcaline, iar prin adaosuri de crom, siliciu şi/sau cupru, devinrezistente şi la acţiunea acizilor oxidanţi sau organici.

Fonte complex aliate cu nichel, cupru, siliciu şi aluminiu au rezistenţăbună la acţiunea acizilor sulfuric şi acetic.

Fontele rezistente la uzare cuprind două tipuri: fontele antifricţiune şifontele de fricţiune.

Fontele antifricţiune sunt fonte care trebuie să asigure un coeficient defrecare cât mai mic, fiind folosite pentru confecţionarea componentelor lagărelorde alunecare. Sunt fonte cenuşii, maleabile şi nodulare, slab aliate cu Cr, Ni, Cu,Ti, Si, Pb, P, cu structura masei metalice perlitică, sau înalt aliate cu Mn(%Mnm = 7,5…12,5 %), cu structura masei metalice austenitică. În structuraacestor fonte nu se admite prezenţa cementitei libere, dar toate conţin eutecticfosforos ternar (numit steadit), care le îmbunătăţeşte rezistenţa la uzare.

Fontele de fricţiune sunt fonte care trebuie să realizeze coeficienţi defrecare cât mai mari, fiind utilizate pentru confecţionarea tamburilor de frână de laautovehicule. Au structură perlito-sorbitică, fiind fonte nealiate sau aliate cu %Nim= 1,2…1,5 % şi %Crm = 0,25…0,65 % sau %Mom ≅ 0,25 %. În cazul pieselorsupuse la solicitări severe se folosesc fontele cu %Nim = 3,5…6,0 %, structuramasei metalice de bază a acestora fiind martensitică.

Cuvinte cheie

bandă de călibilitatenormală, îngustă, 67

câmp termic de sudare, 70carbon echivalent %Ce, 75clase de calitate, 56comportare metalurgică la sudare,, 74construcţie sudată, 69coroziune intercristalină, 92cusătură sudată (CUS)

rânduri, straturi, 69elinvar, 112fâşii ZIT, 73

fisurare la cald a CUS, 93fontă comercială, 113fontă refractară, 119fontă rezistentă la coroziune, 119fontă rezistentă la uzare

antifricţiune, de fricţiune, 120fragilizare prin faza σ, 94hardenită, 104invar, 112laminare normalizantă, 75laminare termomecanică (controlată), 76material de adaos (MA), 69


121

material de bază (MB), 69oţel

necalmat, calmat, 64oţel bifazic (dual-phase), 84oţel carbon de calitate, 65oţel criogenic, 80oţel cu granulatie fină, 76oţel cu granulaţie fină, 79oţel duplex, 94oţel durificabil prin precipitare (PH), 89oţel Hadfield, 109oţel HSLA, 80oţel inoxidabil stabilizat, 93oţel maraging, 110oţel pentru carburare, 66otel pentru construcţii sudate, 75oţel pentru îmbunătăţire, 66oţel pentru rulmenţi, 108oţel rapid, 103

oţel refractar (termorezistent), 96oţel turnat, 105oţeli inoxidabil

cu crom, cu crom şi nichel, 86oţeluri patinabile, 98oţeluri pentru recipiente, 78oteluri pentru scule, 100oţeluri termorezistente, 78platinit, 112rost de sudare, 69simbolizare

alfanumerică, numerică, 59standard

general, de produs, 53structură feritică aciculară, 83sudabilitate, 74superaliaj, 97temperatură de referinţă, 77zonă influenţată termic (ZIT), 70

Bibliografie



3. Geru N., Metalurgie fizică, Editura Didactică şi Pedagogică, Bucureşti, 19824. Mitelea I., Lugsheider E., Tillmann W. Stiinţa materialelor în construcţia

de maşini, Editura Sudura, Timişoara 19995. Saban R. s.a., Studiul si ingineria materialelor, Editura Didactică şi

Pedagogică, Bucuresti, 19956. Protopopescu H., Metalografie şi tratamente termice, Editura Didactică şi

Pedagogică, Bucuresti, 19837. Truşculescu M., Ieremia A., Oţeluri inoxidabile şi refractare, Editura

Facla, Timişoara, 19838. Vacu S., ş.a., Elaborarea oţelurilor aliate, vol. I, Editura Tehnică, Bucureşti, 19809. * * * Culegere de standarde comentate – Oţeluri. Mărci şi condiţii tehnice

de calitate, O.I.D.I.C.M., Bucureşti, 199410. * * * Culegere de standarde comentate – Supliment. Oţeluri. Mărci,

O.I.D.I.C.M., Bucureşti, 199911. * * * Culegere de standarde comentate – Fonte şi oţeluri turnate.,

O.I.D.I.C.M., Bucureşti, 1996


122


T.8.1. Activitatea specifică prin care se stabilesc, pentru probleme realesau potenţiale, prevederi destinate unei utilizări comune şi repetate, urmărindobţinerea unui grad optim de ordine într-un context dat, este denumită:a) normalizare; b) ordonare; c) standardizare; d) clasificare?

T.8.2. Documentul stabilit prin consens şi aprobat de un organismrecunoscut, care stabileşte reguli, prescripţii sau caracteristici pentru activităţi saurezultatul acestora, în scopul obţinerii unui grad optim de ordine într-un contextdat este denumit: a) standard; b) normativ; c) lege; d) convenţie?

T.8.3. În funcţie de nivelul de aplicare, standardele pot fi: a) standarde defirmă; b) standarde naţionale; c) standarde regionale; d) standarde de produs?

T.8.4. Clasele principale de calitate prevăzute în standardul SR EN 10020pentru oţelurile nealiate sunt: a) oţeluri de uz general: b) oţeluri excepţionale;c) oţeluri de calitatea; d) oţeluri speciale?

T.8.5. Respectarea cărora dintre următoarele condiţii determină încadrareaunui oţel nealiat în clasa oţelurilor speciale: a) oţelul are prescrisă energia de rupereKV în starea C + r; b) oţelul are concentraţiile de impurităţi %Pm, %Sm ≤ 0,025 %;c) oţelul are prescrisă o energia de rupere (determinată pe epruvete prelevatelongitudinal din semifabricate sau produse) KV > 27 J la −50 oC; d) oţelul nunecesită aplicarea de TT pentru obţinerea caracteristicilor prescrise?

T.8.6. Care dintre următoarele oţeluri aliate se încadrează în clasaoţelurilor de calitate: a) oţelurile pentru recipiente sub presiune care au limita decurgere Rp0,2 > 400 N/mm2; b) oţelurile pentru electrotehnică; c) oţelurile bifazice;d) oţelurile la care singurul element de aliere (în fară de carbon) este niobiul?

T.8.7. Care dintre următoarele condiţii sunt respectate de marca de oţelnealiat simbolizată OL370.4.k conform STAS 500 şi, respectiv, S235J2G3conform SR EN 10027-1: a) otelul are rezistenţa la tracţiune Rm ≥ 370 N/mm2;oţelul are limita de curgere Re ≥ 235 N/mm2; c) oţelul are limita de curgereRe ≥ 370 N/mm2; d) oţelul este calmat?

T.8.8. Care dintre următoarele condiţii sunt respectate de marca de oţelnealiat simbolizată OLC15 conform STAS 880 şi, respectiv, C15 conformSR EN 10027−1: a) oţelul are concentraţia masică medie de carbon%Cm = 0,15 %; b) oţelul are concentraţia masică medie de carbon%Cm = 15 %; c) oţelul se utilizează pentru piesele care se supun carburării;d) oţelul este destinat fabricării pieselor la care TT final este îmbunătăţirea?

T.8.9. Care dintre următoarele mărci de oţeluri aliate pentru construcţia de


123

maşini (simbolizate conform STAS 791) aparţin categoriei oţelurilor pentruîmbunătăţire: a) 15Cr08; b) 42MoCr11; c) 17CrNi16; d) 34MoCrNi16?

T.8.10. Care dintre următoarele mărci de oţeluri aliate pentru construcţiade maşini (simbolizate conform SR EN 10027−1) aparţin categoriei oţelurilorpentru îmbunătăţire: a) 43MnMo6−2; b) 38AlCrMo10−6−1; c) 34CrNiMo6−6−2;d) 17CrMn4−4?

T.8.11. Care dintre următoarele mărci de oţeluri aliate pentru construcţiade maşini (simbolizate conform STAS 791) aparţin categoriei oţelurilor pentrucarburare (cementare): a) 15Cr08; b) 42MoCr11; c) 17CrNi16; d) 34MoCrNi16?

T.8.12. Care dintre următoarele mărci de oţeluri aliate pentru construcţiade maşini (simbolizate conform SR EN 10027−1) aparţin categoriei oţelurilorpentru carburare (cementare): a) 34CrMo4−2; b) 51CrMnV4−4-1; c) 15Cr3;d) 17CrMn4−4?

T.8.13. Care sunt zonele caracteristice ale unei îmbinări sudate:a) materialul de bază MB; b) zona influenţată termic ZIT; c) materialul de adaosMA; d) cusătura sudată CUS?

T.8.14. Care dintre fâşiile ZIT a unei îmbinări sudate dintre două piese dinoţel (nealiat) cu conţinut scăzut de carbon are cele mai slabe caracteristici detenacitate: a) fâşia de supraîncălzire; b) fâşia de normalizare; c) fâşia deaustenitizare incompletă; d) fâşia neaustenitizată?

T.8.15. Aptitudinea unui oţel ca printr-un anumit procedeu şi pentru unanumit scop să asigure în îmbinările sudate caracteristicile locale şi generaleprescrise pentru o construcţie sudată este denumită: a) călibilitate; b) plasticitate;c) sudabilitate; d) elasticitate?

T.8.16. Care dintre următoarele mărci corespund unor oţeluri cu granulaţiefină pentru construcţii sudate: a) S335K2; b) S235NL; c) P355NH; d) P235NL1?

T.8.17. Care dintre următoarele mărci corespund unor oţeluri cucaracteristici de tenacitate garantate la temperaturi scăzute (sub −60 oC):a) P235NL1; b) 12MnNi15−3; c) P460NL2; d) X8Ni9?

T.8.18. Ce structură prezintă semifabricatele realizate din oţeluri bifazice(dual−phase steel): a) ferită şi perlită; b) ferită aciculară; c) ferită şi insule demartensită; d) bainită cu conţinut scăzut e carbon?

T.8.19. Prezenţa cărui element de aliere conferă oţelurilor calitatea de a fiinoxidabile: a) nichelul, dacă %Nim > 8 %; b) cromul, dacă %Crm ≥ 12,0 %;c) carbonul, dacă %Cm < 0,2 %; d) manganul, dacă %Mnm ≥ 12 %?

T.8.20. Care dintre următoarele mărci corespund unor oţeluri inoxidabileferitice: a) X50CrMoV15; b) X2CrMoTi17−1; c) X6CrNi17−1;d) X6CrMoNb17−1?

T.8.21. Care dintre următoarele mărci corespund unor oţeluri inoxidabile


124

martensitice: a) X50CrMoV15; b) X2CrMoTi17−1; c) X70CrMo15;d) X90CrMoV18?

T.8.22. Care dintre următoarele mărci corespund unor oţeluri inoxidabileaustenitice: a) X50CrMoV15; b) X6CrMoNb17−1; c) X2CrNi18−9;d) X2CrNiMo17−12−2?

T.8.23. Care dintre următoarele mărci corespund unor oţeluri inoxidabilemartensitice cu durificare prin precipitare: a) 12MnNi15−3; b) S235NL;c) 10AlCr240; d) X7CrNiAl17−7?

T.8.24. Care dintre următoarele mărci corespund unor oţeluri inoxidabilede tip duplex: a) X2CrNiMoN22−5−3; b) 12MnNi15−3; c) X3CrNiMoN27−5−2;d) X50CrMoV15

T.8.25. Care dintre următoarele elemente conferă oţelurilor rezistenţă laoxidare la temperaturi ridicate, fiind elemente de aliere tipice pentru oţelurilerefractare: a) cromul; b) nichelul; c) siliciul; d) aluminiul?

T.8.26. Care dintre următoarele mărci corespund unor oţeluri refractare:a) 10AlCr180; b) 10AlCr240; c) OLC45; d) 15SiNiCr200?

T.8.27. Care dintre următoarele mărci corespund unor oţeluri patinabile:a) S235W; b) S355W; c) RCA 370; d) S335K2?

T.8.28. Care este TT final ce se aplică sculelor confecţionate din oţelulOSC10: a) călire martensitică + revenire joasă; b) îmbunătăţire; d) normalizare +recoacere de globulizare a cementitei; d) călire de punere în soluţie + îmbătrânire?

T.8.29. Care dintre următoarele mărci de oţeluri pot fi utilizate pentruconfecţionarea matriţelor de deformare plastică la cald a oţelurilor: a) 105CrW20;b) 117VCr6; c) 30VCrW85; d) 31VCr8?

T.8.30. Care din următoarele probleme pot să apară la sudarea oţelurilorinoxidabile austenitice: a) fisurarea la cald a CUS; b) creşterea excesivă agranulaţiei; c) apariţia fazei σ; d) transformarea perlitei în austenită?

T.8.31. Care din următoarele probleme pot să apară la sudarea oţelurilorinoxidabile feritice: a) fisurarea la cald a CUS; b) transformarea perlitei înaustenită; c) creşterea excesivă a granulaţiei; d) apariţia fazei σ?

T.8.32. Care este TT final ce se aplică matriţelor confecţionate din oţelul30VCrW85: a) călire martensitică + revenire joasă; b) normalizare + recoacere deglobulizare a cementitei; c) călire martensitică + revenire înaltă (îmbunătăţire);d) călire de punere în soluţie + îmbătrânire?

T.8.33. Care este TT final ce se aplică arcurilor confecţionate din oţelul60Si15A: a) călire martensitică + revenire joasă; b) normalizare + recoacere deglobulizare a cementitei; c) călire martensitică + revenire înaltă (îmbunătăţire);d) călire martensitică + revenire medie?

T.8.34. Care dintre următoarele mărci corespund unor oţeluri Hadfield:


125

a) 105CrW20; b) T100NiMn130; c) 117VCr6; d) T120CrMn130?T.8.35. Care dintre următoarele mărci de oţeluri sunt destinate realizării de

semifabricate sau piese turnate: a) G 230−450; b) T120CrMn130;c) G 200−400W; d) T9MoCrNi30R?

T.8.36. Care din următoarele probleme pot să apară la sudarea oţelurilormaraging: a) înmuierea ZIT; b) formarea în structura CUS a unor compuşiintermetalici care influenţează negativ caracteristicile de tenacitate; c) fisurarea lacald a CUS; d) formarea porilor în CUS?

T.8.37. Ce semnificaţie are grupul de litere EN din simbolul unei mărci defontă: a) fonta este cenuşie; b) fonta corespunde unui standard european; c) fontanu are grafit în structură; d) fonta este netratată termic?

T.8.38. Care dintre următoarele tipuri de fonte aparţin categoriei fonteloraliate rezistente la uzare: a) fontele rezistente la temperaturi scăzute; b) fonteleantifricţiune; c) fontele refractare; d) fontele de fricţiune?

T.8.39. Care din următoarele variante corespunde mărcii de fontă cusimbolul EN−GJS−400−15: a) fontă maleabilă cu Rm ≥ 400 N/mm2 şi A ≥ 15 %;b) fontă nodulară cu Rm ≥ 400 N/mm2 şi A ≥ 15 %; c) fontă cu grafit lamelar cuRm ≥ 400 N/mm2 şi A ≥ 15 %; d) fontă albă cu Rm ≥ 400 N/mm2 şi A ≥ 15 %?

T.8.40. Care din următoarele variante corespunde mărcii de fontă cusimbolul EN−GJMW−400−5: a) fontă maleabilă cu Rm ≥ 400 N/mm2 şi A ≥ 5 %;b) fontă maleabilă cu Rm ≥ 400 N/mm2 şi A ≥ 15 %; c) fontă cu grafit lamelar cuRm ≥ 400 N/mm2 şi A ≥ 5 %; d) fontă nodulară cu Rm ≥ 400 N/mm2 şi A ≥ 5 %?

Aplicaţii

A.8.1. Semifabricatele confecţionate dintr-un oţel carbon cu %Cm = 0,1 %sunt supuse unui TT intercritic, constând din încălzirea la ti ∈ (A1; A3), menţinereao durată scurtă la această temperatură şi răcirea în apă, pentru a le conferistructura corespunzătoare unui oţel bifazic. a) Ştiind că pentru oţelurile carbonhipoeutectoide punctele critice de transformare în stare solidă sunt A1 = 727 oC şi

mCA %2089103 −= , să se stabilească la ce temperatură ti trebuie efectuat TTpentru ca semifabricatele să prezinte la ta o structură ferito – martensitică cu unconţinut procentual de martensită %M ≅ 15 %; b) Ştiind că duritatea feritei esteHα = 80 HV, iar duritatea martensitei este HM = 305 + 802%Cm, să se determinecare este duritatea semifabricatelor după aplicarea TT intercritic.

Rezolvarea) Prin încălzirea semifabricatelor la ti ∈ (A1; A3) se obţine o structură

alcătuită din ferită şi austenită, aşa cum se poate observa pe diagrama din


126

figura 8.22 Aplicând regula izotermei (v. scap. 2.5.1), rezultă că la ti ∈ (A1; A3)ferita existentă în structura oţelului din care sunt confecţionate semifabricatele areconcentraţia de carbon corespunzătoare abscisei punctului X, iar austenita areconcentraţia de carbon corespunzătoare abscisei punctului Y, conţinuturileprocentuale ale celor două faze în structura semifabricatelor fiind date de relaţiile(care se obţin aplicând regula segmentelor inverse – v. scap. 2.5.2):

100)(%)(%

%)(%%

αγ

γαmm

mm

CCCC

−−

= şi αγαγ

α %100100)(%)(%

)(%%% −=

−−

=mm

mm

CCCC

,

(%Cm)α fiind abscisa punctului X, iar (%Cm)γ – abscisa punctului Y.

Fig. 8.22. Diagrama de stabilire a regimurilorTT pentru obţinerea oţelurilor bifazice

Fig. 8.23. Diagrama de selectare a soluţiilorîn cazul aplicaţiei A.8.4

Considerând că austenita obţinută la ti se transformă integral în martensităla răcirea în apă a semifabricatelor, rezultă: %M = %γ. Deoarece linia GP adiagramei de echilibru Fe – Fe3C este o dreaptă, rezultă că abscisa punctului Xeste (%Cm)α = 0,1 – 1,1⋅10-4ti. Abscisa punctului Y corespunde concentrţiei

masice de carbon a oţelului care are A3 ≡ ti şi este 2)208

910()(% i

mtC −

=γ .

Înlocuind expresiile (%Cm)α şi (%Cm)γ în condiţia pusă în enunţul aplicaţiei, scrisăsub forma %γ = %M ≅ 15 %, se obţine o ecuaţie cu necunoscuta ti, care aresoluţia ti ≅ 750 oC; aceastei valori a temperaturii ti îi corespund valorile(%Cm)α = 0,0175 % şi (%Cm)γ = 0,59 %.

b) După aplicarea TT intercritic cu ti ≅ 750 oC, semifabricatele vor avea structuraalcătuită dintr-o matrice feritică cu duritatea Hα = 80 HV şi insule de martensită (uniformdistribuite în aceasta) cu duritatea HM = 305 + 802(%Cm)γ ≅ 778 HV; ca urmare,


127

duritatea semifabricatelor tratate termic va fi 100%

100% α

αHMHH Ms += ≅ 180 HV

(care corespunde unei rezistenţe la tracţiune Rm ≅ 630 N/mm2).A.8.2. Semifabricatele confecţionate dintr-un oţel carbon cu %Cm = 0,08 %

sunt supuse unui TT intercritic, constând din încălzirea la ti = 760 oC ∈ (A1; A3),menţinerea o durată scurtă la această temperatură şi răcirea în apă, pentru a leconferi structura corespunzătoare unui oţel bifazic. a) Ştiind că pentru oţelurilecarbon hipoeutectoide punctele critice de transformare în stare solidă suntA1 = 727 oC şi mCA %2089103 −= , să se determine conţinut procentual demartensită %M din structura semifabricatelor tratate termic; b) Ştiind că duritateaferitei este Hα = 80 HV, iar duritatea martensitei este HM = 305 + 802%Cm, să sedetermine care este duritatea semifabricatelor după aplicarea TT intercritic.

Rezolvarea) Folosind notaţiile şi raţionamentul prezentate la rezolvarea aplicaţiei

A.8.1, se obţin următoarele rezultate: (%Cm)α = 0,1 – 1,1⋅10-4⋅760 = 0,0164 %,

=−= 2)208

760910()(% γmC 0,52 % şi %γ = %M = =−− 100

0164,052,00164,008,0 12,6 %;

b) După aplicarea TT intercritic cu ti = 760 oC, semifabricatele vor avea structuraalcătuită dintr-o matrice feritică cu duritatea Hα = 80 HV şi insule de martensită (uniformdistribuite în aceasta) cu duritatea HM = 305 + 802⋅0,52 ≅ 722 HV; ca urmare, duritatea

semifabricatelor tratate termic va fi100

6,1210080100

6,12722 −+=sH ≅ 160 HV (care

corespunde unei rezistenţe la tracţiune Rm ≅ 560 N/mm2).A.8.3. Pentru realizarea unei bare de tracţiune cilindrice cu diametrul d = 15 mm,

există posibilitatea utilizării oţelului carbon de calitate OLC35 - STAS 880(C35 - SR EN 10027-1) sau a oţelului aliat 34MoCrNi16 - STAS 791(34NiCrMo6-6-2 - SR EN 10027-1), cu carateristicile de compoziţie chimicăprezentate în tabelul 8.11. Să se determine şi să se compare intensităţile forţei detracţiune F la care rezistă bara în următoarele circumstanţe: a) bara esteconfecţionată din oţelul carbon în stare recoaptă (de echilibru); b) bara esteconfecţionată din oţelul aliat în stare recoaptă (de echilibru); c) bara esteconfecţionată din oţelul carbon în stare îmbunătăţită (călire + revenire la ti = 650oC şi τm = 5 ore); d) bara este confecţionată din oţelul aliat în stare îmbunătăţită(călire + revenire la ti = 650 oC şi τm = 5 ore).

RezolvareIntensitatea forţei F la care rezistă bara de tracţiune este dată de relaţia

mRdF4

2π= .


128

a) Dacă bara este confecţionată din oţelul OLC35 în stare recoaptă, custructura ferito-perlitică, duritatea sa se poate estima cu relaţia (7.2) considerândcoeficienţii adecvaţi din tabelul 7.2 şi o viteză de răcire din domeniul austeniticcare să conducă la o astfel de structură; adoptând vr = 0,4 oC/s (v. A.7.3), rezultă:

++++−+= mmmmmOC

P NiCrMnSiCHV %2,27%5,35%30%6,14%2236,77,α

[ ] 179lg%4%8%0,1910 ≅+=−+ rmmm vNiCrSi HV. Deoarece HV ≅ HB şiconsiderând relaţia Rm = 3,5HB (v. scap. 3.10), rezultă că bara are

Rm = 3,5⋅179 ≅ 626 N/mm2 şi 52

1010,16264

15 ⋅=⋅= πF N.

Tabelul 8.11. Compoziţiile chimice ale oţelurilor considerate în aplicaţia A.8.3

Concentraţiile masice ale componentelor de aliere, %Marcaoţelului %Cm %Mnm %Sim %Crm %Nim %Mom

OLC35 0,35 0,6 0,3 0,2 0,2 -34MoCrNi16 0,35 0,6 0,3 1,6 1,6 0,25

b) Dacă bara este confecţionată din oţelul slab aliat 34MoCrNi16 în starerecoaptă, cu structura ferito-perlitică, duritatea sa se poate estima în acelaşi modca în cazul precedent şi rezultă ,265, HVHV OA

P ≅α Rm = 3,5⋅265 ≅ 927 N/mm2 şi

52

1064,19274

15 ⋅=⋅= πF N.

c) Dacă bara este confecţionată din oţelul OLC35 călit şi revenit la ti = 650 oCşi τm = 5 ore, duritatea structurii de revenire pe care o prezintă bara poate fi estimată curelaţia (7.2), în care PHJ = Ti(18+lgτm) = (650 +273)(18 + lg5) ≅ 17259; pe această cale

se obţine HVC

PCHV

m

HJmOCr 211

%132,33%405021900

≅−

−+= , Rm = 3,5⋅211 ≅ 740 N/mm2

şi F = 1,31⋅105 N. Se poate observa că forţa de tracţiune la care rezistă bara estecu aproximativ 19 % mai mare ca cea corespunzătoare situaţiei în care bara esteconfecţionată din acelaşi oţel în stare recoaptă.

d) Dacă bara este confecţionată din oţelul slab aliat 34MoCrNi16 călit şirevenit la ti = 650 oC şi τm = 5 ore, duritatea structurii cu sorbită de revenire pecare o prezintă bara poate fi estimată cu relaţia (7.3) în care 211=OC

rHV HV, aşacum s-a obţinut în cazul precedent (pentru oţelul cu %Cm = 0,35 %); rezultă:

361%100%6%55)%(%30 ≅+++++= mmmmmOC

rOA

r MoNiCrMnSiHVHV HV,Rm = 3,5⋅361 ≅ 1265 N/mm2 şi F = 2,23⋅105 N. Se poate observa că forţa detracţiune la care rezistă bara este cu aproximativ 36 % mai mare decât ceacorespunzătoare situaţiei în care bara este confecţionată din acelaşi oţel în starerecoaptă.


129

ObservaţieAceastă aplicaţie are ca scop justificarea şi înţelegerea prescripţiilor

privind utilizarea oţelurilor pentru construcţia de maşini. Este evidenţiat faptul că,pentru oţelurile carbon de calitate utilizarea în stare tratată termic este facultativă(s-a observat din rezolvarea aplicaţiei că oţelul OLC35 are caracteristici derezistenţă mecanică comparabile în stare recoaptă şi în stare îmbunătăţită), în timpce pentru oţelurile aliate valorificarea prezenţei elementelor de aliere impuneutilizarea lor numai în stare tratată termic (s-a observat din rezolvarea aplicaţiei căoţelul 34MoCrNi16 în stare îmbunătăţită are rezistenţa mecanică cu aproape 36 %mai mare decât atunci când este utilizat în starea structurală de echilibru).

Se recomandă cititorilor să conceapă şi alte aplicaţii similare, care să lepermită consultarea, înţelegerea şi utilizarea prescripţiilor standardelor în vigoare.

A.8.4. O construcţie sudată trebuie realizată din semifabricate de tip tablădin oţel inoxidabil austenitic X2CrNi19−11, acest MB şi MA disponibile pentrusudarea lui având caracteristicile de compoziţie chimică prezentate în tabelul 8.11.Procedeul de sudare care se utilizează şi configuraţia rosturile de sudare pregătiteîntre piesele ce urmează a fi sudate asigură pMA = 70 %. Să se determine caredintre MA disponibile asigură realizarea unor CUS având în structură, pe lângăaustenită, 3...5 % ferită, pentru evitarea fisurării la cald.

Tabelul 8.11. Compoziţiile chimice ale MB şi MA considerate în aplicaţia A.8.3.Concentraţiile masice ale principalelor componente, %Materialul %Cm %Mnm %Sim %Crm %Nim %Nbm %Mom

MB – 10TiNiCr180 0,08 1,5 0,8 18 10 - -MA – D308 0,08 ,0 0,8 20 11 - 0,50

MA – D308L 0,04 2,0 0,9 20 10 - 0,30MA – D309 0,10 1,5 1,0 23 14 - 0,50

MA – D309L 0,03 2,0 0,8 24 12 - 0,50MA – D310 0,12 2,5 1,0 27 20 - 0,75MA – D312 0,10 2,0 0,9 30 9 - 0,60MA – D316 0,08 1,8 0,9 19 13 - 2,00

MA – D316L 0,03 2,0 0,8 17 13 - 2,50MA – D19.9Nb 0,08 2,0 0,9 20 10 0,80 -

MA – D18.8Mn6 0,10 6,5 1,2 20 11 - -* Toate mărcile de MA sunt realizate în RomâniaRezolvareConsiderând caracteristicile de compoziţie chimică ale MB şi folosind

relaţiile (7,6) şi (7.7) se calculează valorile mărimilor %Cre şi %Nie, carereprezintă coordonatele punctului caracteristic nominal al MB pe diagramastructurală A. Schaeffler (v. scap. 7.5 şi fig. 7.24).

Procedând în acelaşi mod, se determină coordonatele (%Cre;%Nie),corespunzătoare punctelor caracteristice nominale ale materialelor depuse prin


130

sudare cu MA disponibile.Folosind relaţia (8.2), în condiţiile neglijării termenului ∆%EAm, se

determină coordonatele (%Cre,CUS ; %Nie,CUS), corespunzătoare punctelorcaracteristice nominale ale CUS realizate cu MA disponibile pentru sudare.

Rezultatele parcurgerii etapelor descrise anterior sunt prezentate întabelul 8.12. Un MA disponibil este apt pentru sudarea MB (îndeplineşte condiţiapusă în enunţul aplicaţiei, de a asigura realizarea unei CUS cu un conţinutprocentual de ferită %α ∈ [3%;5%]), dacă punctul caracteristic nominal al CUSrealizate cu acesta este poziţionat în diagrama structurală A. Schaeffler în domeniul α+ γ, între dreptele corespunzătoare conţinuturilor de ferită %α = 3 % şi %α = 5 %;analizând diagrama din figura 7.24, se poate aprecia că dreapta de izoferită %α = 3 %trece prin punctele de coordonate (%Cre = 28 %;%Nie = 21,5 %) şi(%Cre = 14 %;%Nie = 6,8 %) şi, ca urmare, are ecuaţia %Nie = 1,05%Cre – 7,5, iardreapta de izoferită %α = 5 % trece prin punctele de coordonate(%Cre = 28 %;%Nie = 20,5 %) şi (%Cre = 14 %;%Nie = 6,5 %) şi corespundeecuaţiei %Nie = %Cre – 7,5.

Tabelul 8.13. Rezultatele obţinute la rezolvarea aplicaţiei 8.4Caracteristicile materialului Caracteristicile CUS

Materialul %Cre, %

%Nie,%

%Cre,CUS,%

%Nie,CUS,%

Punctul pediagramadin fig. 8.

MB 19,20 13,15 − − −MA – D308 21,70 14,40 21,078 14,63 1

MA – D308L 21,65 12,20 21,04 12,44 2MA – D309 25,00 17,75 23,55 16,60 3

MA – D309L 25,70 13,90 24,08 13,71 4MA – D310 29,25 24,85 26,74 21,93 5MA – D312 31,95 13,00 28,76 13,04 6MA – D316 22,35 16,30 21,56 15,51 7

MA – D316L 20,70 14,90 20,33 14,46 8MA – D19.9Nb 21,75 13,40 21,11 13,34 9

MA – D18.8Mn6 21,80 17,25 21,15 16,23 10

Reprezentând pe aceiaşi diagramă, aşa cum se observă în figura 8.25, atâtdreptele de izoferită %α = 3 % şi %α = 5 %, cât şi punctele cu coordonatele(%Cre,CUS ; %Nie,CUS), rezultă că MA capabile să asigure sudarea MB (precizat înenunţul aplicaţiei) fără apariţia fenomenului de fisurare la cald a CUS sunt D308şi D309 (pentru care punctele caracteristice nominale ale CUS realizate sesituează între cele două drepte de izoferită).

Capitolul 9 Structura şi proprietăţile metalelor şi aliajelor neferoase

131

Capitolul 9

STRUCTURA ŞI PROPRIETĂŢILEMETALELOR ŞI ALIAJELOR NEFEROASE

9.1. Introducere

Metalele şi aliajele neferoase deţin în prezent în aplicaţiile tehnice opondere de aproape 20 de ori mai mică decât cea corespunzătoare aliajelorferoase (fonte şi oţeluri). Motivele utilizării preponderente în tehnică afontelor şi oţelurilor sunt numeroase: resursele de materii prime necesareelaborării acestor aliaje sunt uşor accesibile şi destul de uniform distribuitepe glob, tehnologiile de elaborare şi de realizare a semifabricatelor şipieselor din astfel de aliaje sunt bine fundamentate ştiinţific şi asiguratelogistic, proprietăţile (caracteristicile) lor mecanice sunt ridicate şi pot firelativ uşor modificate şi adaptate condiţiilor de utilizare prin aplicarea detratamente termice şi termochimice, produsele confecţionate din acestemateriale sunt reciclabile şi ecologice, costurile implicate de elaborareaunor astfel de aliaje şi de transformarea lor în produse se coreleazăfavorabil cu performanţele tehnice pe care aceste produse le asigură etc. Cutoate acestea, metalele şi aliajele neferoase reprezintă şi vor reprezenta şiîn viitor o categorie de materiale de mare importanţă tehnică, datorită unorproprietăţi pe care acestea le prezintă (şi care nu sunt asigurate de aliajeleferoase sau se obţin mai greu la aceste materiale, cu cheltuieli inadmisibilde mari): rezistenţă ridicată la coroziune (în prezenţa mediilor de lucruchimic active), conductibilitate termică şi electrică mare, capacitate bună deprelucrare prin turnare, deformare plastică sau aşchiere, tenacitate bună latemperaturi scăzute, valori ridicate (mai mari decât cele asigurate de fonteşi oţeluri) ale raportului dintre rezistenţa mecanică şi masa specifică(densitate), capacitate foarte bună de a conferi produselor caracteristiciestetice deosebite etc.

Tabelul 9.1. Caracteristicile fizice ale principalelor componente de bază ale aliajelor neferoase

Metalul Simbolulchimic

Temperaturade

solidificare –topire ts,

0C

Densitateaρ la ta,kg/m3

Călduraspecifică Cs

la ta, J/(kg⋅K)

Călduralatentă detopire qs,

kJ/kg

Coeficientul dedilatare termică

liniară αt(între ta şi 100 0C),

µm/(m⋅K)

Coeficientul deconductivitatetermică λ la ta,

W/(m⋅K)

Rezistivitateaelectrică ρΩ,

la ta,nΩ⋅m

Aluminiu Al 660 2700 900 397 23,6 247 26,5Cupru

(Aramă) Cu 1083 8930 386 205 16,5 401 16,7

Titan Ti 1660 4510 512 440 8,4 19 420Nichel Ni 1453 8910 471 309 13,3 83 68,5Staniu

(Cositor) Sn 232 7290 222 59 21,5 63 110

Stibiu(Antimoniu) Sb 631 6690 207 163 11,0 26 370

Zinc Zn 420 7130 382 101 39,7 113 59,2Plumb Pb 327 11340 129 23,2 29,3 34 206

Cadmiu Cd 321 8650 230 55 31,3 97 72,7Beriliu Be 1278 1850 1886 1300 11,6 210 40,0

Magneziu Mg 649 1740 1025 368 25,2 163 44,5Aur Au 1064 19280 128 63 14,2 317 23,5

Argint Ag 962 10500 235 104 19,0 428 14,6Platină Pt 1772 21440 132 113 9,1 72 106


133

Deoarece proprietăţile aliajelor neferoase sunt determinate în măsurăimportantă de proprietăţile componentului lor principal (metalic), în tabelul 9.1 suntprezentate metalele folosite frecvent drept componente de bază ale acestor aliaje şisunt precizate o serie de caracteristici care, împreună cu cele redate în tabelul 1.2,definesc cantitativ proprietăţile lor fizice, în tabelul 9.2 sunt precizate clasele depuritate industrială în care pot fi obţinute aceste metale, impurităţile ce au influenţe(negative) majore asupra proprietăţilor lor şi cele mai utilizate tipuri de aliaje binareîn care fiecare din aceste metale este componentul de bază (principal), iar în tabelul9.3 sunt expuse valorile celor mai importante caracteristici mecanice ale metalelorcare constituie componentele de bază ale aliajelor neferoase.

Tabelul 9.2. Clasele de puritate ale componente de bază ale aliajelor neferoase

Metalul Mărcile industriale * Principaleleimpurităţi

Principalele clasede aliaje binare

folosite în tehnică

AlSTAS 7607: Al 99,99; Al 99,97; Al 99,95;

Al 99,90;Al 99,8; Al 99,75;Al 99,7;Al 99,6; Al 99,5; Al 99,3; Al 99

Fe, Bi, Sn,Pb,As, Sb

Al-Cu, Al-Si,Al-Mg, Al-Zn

Cu STAS 270/1:Cu 99,99; Cu 99,98; Cu 99,97;Cu 99,95; Cu 99,9; Cu 99,5

Sn, Pb, Bi,S, P

Cu-Zn, Cu-Sn, Cu-Al, Cu-Be

Ti Ti 99,5; Ti 99,4; Ti 99,3 Pb, Si, Fe Ti-Al; Ti-Ni

Ni STAS 10502: Ni 99,99; Ni 99,95; Ni 99,8;Ni 99,5; Ni 98,6; Ni 97,6

S, O, P,C,Pb,Bi,Cd

Ni-Cu, Ni-Cr,Ni-Mo, Ni-Fe

Cr STAS 7386: Cr 99; Cr 98,5; Cr 98; Cr 97 C, Si, S, P,Al, Fe, Cu

Cr-Ni; Cr-W;Cr-Ti; Cr-Mo

Sn STAS 10309: Sn 99,9; Sn 99,565; Sn 99;Sn 98,4; Sn 96,35

As, Fe, Cu,Pb, Bi, Sb, S

Sn-Pb; Sn-Zn;Sn-Sb; Sn-Hg

Sb STAS 10262: Sb 99,99; Sb 99,9; Sb 99,6;Sb 99,5; Sb 99; Sb 98,3; Sb 97,5

Pb, As, Fe,S, Cu, Bi Sb-Sn; Sb-Pb

Zn STAS 646: Zn 99,99; Zn 99,985; Zn 98,6;Zn 98,5; Zn 97,5

Pb, Cd, Fe,Cu, As, Sn

Zn-Al; Zn-Cu;Zn-Cd; Zn-Mn

Pb STAS 663: Pb 99,995; Pb 99,99: Pb 99,98;Pb 99,96; Pb 99,94; Pb 99,85

Ag, As, Bi,Cu, Fe, Zn

Pb-Sb; Pb-Sn;Pb-Ag; Pb-Ca

Cd STAS 8615: Cd 99,98; Cd 99,95; Cd 99,85;Cd 99,65

Pb, Zn, Cu,Fe

Cd-Ag; Cd-Ni;Cd-Sn

Mg STAS 10273:Mg 99,96; Mg 99,95; Mg 99,9 Fe, Si, Ni,Cu, Al, Mn

Mg-Si; Mg-Mn;Mg-Al; Mg-Zn

Au STAS 4389: Au 999,6; (Au 995,0) - Au-Ag, Au-Cu,Au-Ni, Au-Pt

Ag STAS 3321: Ag 999,6 Pb, Fe, Sb,Bi, Cu, Zn

Ag-Cu, Ag-Ni,Ag-Cd; Ag-Hg

Pt STAS 10560: Pt 99,93; Pt 99,9; Pt 99,8 Pb, Fe, Si Pt-Rh, Pt-Ir,Pt-Ni, Pt-W

* cifrele de după simbolul chimic indică valoarea minimă a concentraţiei masice ametalului industrial (în %, cu excepţia Au şi Ag, pentru care concentraţia este în %o).

Tabelul 9.3. Caracteristicile mecanice la ta ale principalelor componente de bază ale aliajelor neferoase

Metalul StareaRezistenţala rupere 2),

N/mm2

Limita decurgere 2) ,

N/mm2

Alungireaprocentuală

după rupere 3) ,%

Modulul deelasticitate

longitudinală,N/mm2


transversală,N/mm2

Duritatea 2)

recopt (stare de echilibru) 40 – 70 15 – 30 50 – 70 140 − 220 HVAl

ecruisat 1) 120 − 140 100 − 120 8 − 1262000 25000

−

recopt (stare de echilibru) 170 − 220 50 − 70 45 − 60 35 – 40 HBSCu

ecruisat 1) 420 − 450 320 − 330 10 − 15115000 42800

95 – 110 HBS

Ti recopt (stare de echilibru) 220 − 250 130 − 150 50 − 60 105000 - 90 – 120 HBS

Ni recopt (stare de echilibru) 310 − 330 50 − 60 30 − 40 207000 79000 60 – 65 HV

Sn recopt (stare de echilibru) 12 − 14 10 − 11 80 − 90 44000 16500 5 – 6 HBS

Sb recopt (stare de echilibru) 10 − 13 − − 77800 19000 30 – 60 HBS

Zn recopt (stare de echilibru) 70 − 100 50 − 55 40 − 50 105000 38000 20 – 35 HBS

Pb recopt (stare de echilibru) 11− 13 4 − 5 60 − 70 3 – 5 HBS

Cd recopt (stare de echilibru) 69 − 83 − 17 − 25 55000 20600 16 – 24 HBS

Be sinterizat (stare de echilibru) 380 − 480 260 − 310 − 300000 140000 75 – 85 HRB

recopt (stare de echilibru) 160 − 195 90 − 105 3 − 15 37 – 39 HREMg

ecruisat 1) 180 − 220 115 − 140 2 − 1043000 −

48 – 54 HRE

Au recopt (stare de echilibru) 100 − 120 − 40 − 50 78000 − 18 – 20 HBS

Ag recopt (stare de echilibru) 120 − 145 − 48 − 50 76000 27500 25 – 30 HV

Pt recopt (stare de echilibru) 150 − 165 − − 170000 - 38 – 45 HV1) deformat plastic la rece cu GD = 70 … 90 %; 2) creşte odată cu conţinutul de impurităţi al metalului; 3) scade odată cu

conţinutul de impurităţi;


135

Aliajele neferoase se pot clasifica folosind o multitudine de criterii; astfel:• în funcţie de numărul componentelor, aliajele neferoase pot fi: binare,

ternare sau complexe; cele mai multe tipuri de aliaje utilizate în prezent întehnică sunt complexe, dar, pentru a facilita studierea structurii şi proprietăţilorfiecărui tip de astfel de aliaje, se ia ca bază câte un aliaj binar reprezentativ şi seconsideră că restul componentelor sunt elemente suplimentare de aliere (deexemplu, aliajele denumite în tehnică duraluminuri au ca bază aliaje Al – Cu, încare sunt introduse suplimentar, în diverse concentraţii şi alte elemente de alieredecât cuprul: Mg, Mn etc., iar aliajele denumite în tehnică alame au ca bazăaliaje Cu – Zn, în care sunt introduse frecvent, în diverse concentraţii şi alteelemente de aliere decât zincul: Si, Al, Sn, Pb, Fe, Mn, Ni etc.);

• în funcţie de constituţia structurală de echilibru (la ta), aliajeleneferoase se încadrează în următoarele categorii:

−−−− aliaje monofazice, care prezintă în stare solidă, la oricetemperatură, o structură monofazică, alcătuită din cristale de soluţie solidă avândca solvent componentul de bază;

−−−− aliaje cu structură monofazică după solidificare, în care precipităla răcirea ulterioară particule de faze secundare (de obicei, compuşi intermetalici);

−−−− aliaje care conţin în structură constituenţi eterogeni (de tipulamestecurilor mecanice eutectice sau eutectoide);

• în funcţie de posibilităţile tehnologice de transpunere în produse şi deprelucrare a acestora, aliajele neferoase pot fi: aliaje de turnare şi aliajedeformabile plastic, iar în funcţie de aptitudinile de a-şi mări rezistenţa mecanică înurma aplicării de TT, aliajele neferoase se clasifică în: aliaje durificabile structuralprin tratamente termice şi aliaje nedurificabile prin tratamente termice.

Aliajele neferoase (ca şi fontele şi oţelurile) se pot clasifica şi pe bazadenumirii proprietăţii sau caracteristicii care le defineşte primordial utilitateatehnică; de exemplu, se practică încadrarea aliajelor neferoase în categorii ca: aliajeuşoare (caracterizate prin densităţi ρ ≤ 4000 kg/m3), aliaje antifricţiune, aliaje curezistenţa mecanică ridicată (dure), aliaje criogenice (cu tenacitate ridicată latemperaturi scăzute), aliaje anticorosive (cu rezistenţă ridicată la acţiunea mediiloragresive de lucru), aliaje uşor fuzibile (cu temperaturi ts coborâte) etc.

Toate criteriile de clasificare anterior precizate se folosesc însă drept criteriisecundare, pentru denumirea diverselor aliaje neferoase şi sistematizarea studieriistructurii şi proprietăţilor lor, preferându-se clasificarea acestora în funcţie decomponentul de bază şi încadrarea lor în categorii de tipul: aliajele cuprului (aliajepe bază de cupru), aliajele aluminiului (aliaje pe bază de aluminiu), aliajeletitanului (aliaje pe bază de titan), aliajele nichelului (aliaje pe bază de nichel),aliajele metalelor preţioase (aliaje pe bază de metale preţioase: Ag, Au, Pt etc.) etc.


136

9.2. Modificarea aliajelor neferoase

La marea majoritate a aliajelor neferoase folosite în tehnică componentelede bază nu prezintă transformări alotropice şi, ca urmare, la aceste aliaje nu seproduc, în decursul răcirii după solidificare, fenomene de cristalizare secundară(recristalizare în stare solidă, v. scap. 1.6), care să determine transformareastructurii dendritice primare într-o structură secundară favorabilă (din punctul devedere al mărimii granulaţiei şi gradului de dispersie a fazelor) obţinerii unorcaracteristici mecanice ridicate şi/sau asigurării unei bune comportări laprelucrarea prin deformare plastică sau la aplicarea de TT.

Modalitatea actuală cea mai eficientă de influenţare a caracteristicilorstructurii primare a aliajelor neferoase o reprezintă modificarea, constând dininocularea în aliajele lichide a unor cantităţi mici de substanţe chimice (numitemodificatori, v. scap. 4.6), care pot schimba mecanismele obişnuite alegerminării şi/sau creşterii cristalelor la solidificare. În funcţie de efectele pe carele produce asupra structurii primare a aliajelor neferoase, modificarea poate fi:

• modificare de tipul I, care are ca efect principal finisarea (micşorareadimensiunilor) cristalelor dendritice primare; acest tip de modificare este eficientla aliajele neferoase care prezintă după cristalizarea primară o structurămonofazică (cu cristale de soluţie solidă);

• modificarea de tipul II, care determină accentuarea ramificării şisubţierea ramurilor (axelor) cristalelor dendritice primare şi influenţează favorabildistribuţia fazelor secundare la aliajele în care (în timpul răcirii după solidificare)precipită particule ale unor astfel de faze;

• modificare de tipul III, care are ca efect îmbunătăţirea fineţei şi graduluide dispersie a fazelor componente ale amestecurile mecanice eutectice care seformează la solidificarea unor aliaje neferoase.

La alegerea modificatorilor şi realizarea modificării aliajelor neferoasetrebuie avute în vedere următoarele aspecte esenţiale:

• modificatorii introduşi în aliajele neferoase lichide acţionează în unuldin următoarele moduri:

− formează (individual sau prin combinare cu componentele aliajelor)particule greu fuzibile şi insolubile în aliajele topite, care, distribuite sub formă desuspensie fină, constituie baze pentru germinarea eterogenă la solidificarea aliajelor(v. scap. 1.4.2); modificatorii care acţionează în acest mod (borul şi unele metale detranziţie cu reactivitate chimică mare: Ti, Zr, Ta, Mo), asigurând solidificarea cu unnumăr mare de germeni cristalini şi formarea unor structuri primare fine, se utilizeazăcu predilecţie pentru realizarea modificărilor de tipurile I şi III;


137

− formează pelicule de adsorbţie pe suprafeţele germenilor cristalini, caremicşorează viteza de creştere a germenilor şi limitează dezvoltarea în grosime aramurilor cristalelor dendritice primare; modificatorii care acţionează în acestmod (metalele uşor fuzibile: Li, Na, Ca, Sb, Pb) se folosesc mai ales pentruasigurarea modificărilor de tipul II;

• modificatorii trebuie introduşi în aliajele neferoase într-o cantitate(concentraţie) optimă (care asigură nivelul maxim al efectelor pozitive produse demodificare); de exemplu, în cazul modificatorilor care au rolul de a formaparticule greu fuzibile şi insolubile în aliajele topite, dacă concentraţia acestoraeste mică, particulele nu se formează sau se formează în număr insuficientasigurării unei structuri primare fine, dacă concentraţia acestora este la niveluloptim se formează o suspensie fină, cu un număr mare de particule care activeazăgerminarea eterogenă şi rezultă structura primară cu granulaţia cea mai fină, iardacă concentraţia acestora depăşeşte nivelul optim, efectele pozitive alemodificării se micşorează, deoarece particulele care se formează sunt grosolane şiîn număr insuficient realizării unei structuri primare fine.

9.3. Tratamentele termice la aliajele neferoase

Tratamentele termice (TT) care se aplică semifabricatelor şi pieselor dinaliaje neferoase se definesc şi se clasifică la fel ca şi tratamentele destinatesemifabricatelor şi pieselor din oţeluri şi fonte (v. scap. 6.1).

Principalele tipuri de recoaceri fără schimbare de fază care se pot aplicasemifabricatelor şi pieselor din aliaje neferoase sunt:

• Recoacerea de omogenizare (RO) este recomandată pentru diminuareaneomogenităţilor chimice ale structurilor dendritice primare ale semifabricatelor şipieselor turnate; deoarece omogenizarea se realizează prin difuzie,ti corespunzătoare acestui TT se alege cât mai ridicată (ti + 273 = Ti = kOTs, în careTs, în K, este temperatura de solidificare – topire a aliajului din care suntconfecţionate piesele supuse RO, definită ca fiind temperatura la care verticalaaliajului intersectează linia sau suprafaţa solidus a diagramei de echilibru fazic asistemului de aliaje căruia aparţine acesta, iar coeficientul kO se ia, în modobişnuit, kO = 0,8…0,9, dar poate avea şi valori kO = 0,95…0,98, pentruomogenizarea pieselor turnate din aliaje în care procesele de difuzie se defăşoarăfoarte lent, cum sunt aliajele uşoare, pe bază de Al sau Mg, având ts = 500…600 oC),iar τm trebuie să fie mari (de obicei, τm = 2…24 ore), în unele cazuri (de exemplula semifabricatele şi piesele turnate din aliaje pe bază de Cu) impunându-se


138

aplicarea de TT ulterioare, pentru finisarea granulaţiei structurii grosolanerezultate după RO.

• Recoacerea de recristalizare fără schimbare de fază (RRN) esteutilizată pentru refacerea plasticităţii semifabricatelor şi pieselor ecruisate prindeformare plastică la rece. Regimul RRN se alege astfel încât să se producă în pieselesupuse tratamentului procesele de restaurare şi recristalizare primară şi să nu aparăefectele defavorabile ale desfăşurării fenomenelor de creştere a granulaţiei şi derecristalizare secundară (v. scap. 3.5 şi 6.2.2); în mod obişnuit, RRN a semifabricatelorşi pieselor din aliaje neferoase se realizează cu ti = trp + 100…200 oC (trp fiindtemperatura de recristalizare primară a aliajului din care sunt confecţionate pieselesupuse TT, trp + 273 = Trp ≅ 0,4Ts), τi + τm = 1…4 ore şi răcirea în aer liniştit.

• Recoacerea de detensionare (RD) se aplică semifabricatelor şi pieselordin aliaje neferoase în scopul diminuării intensităţii şi redistribuirii tensiunilormecanice reziduale existente în acestea; mecanismele detensionării termice şiprincipiile stabilirii regimului RD sunt cele prezentate în scap. 6.2.3.

Recoacerile cu schimbare de fază (de tipul recoacerii complete saunormalizării, v. scap. 6.3) se pot aplica semifabricatelor şi pieselor din aliajeneferoase care prezintă transformări fazice în stare solidă (determinate devariaţiile cu temperatura ale solubilităţii componentelor în fazele din structuraaliajelor, de producerea transformărilor alotropice ale unor componente, derealizarea unor transformări eutectoide etc.); ca şi în cazul aplicării la piesele dinaliaje feroase, recoacerile cu schimbare de fază se efectuează la produseleconfecţionate din astfel de aliaje neferoase (cum sunt aliajele Cu – Zn, aliajeleCu – Al, unele aliaje pe bază de Ti) pentru obţinerea stărilor structurale deechilibru, finisarea granulaţiei, îmbunătăţirea prelucrabilităţii prin deformareplastică sau prin aşchiere etc. Modul de conducere a unui astfel de TT este simplu:piesele se încălzesc la o temperatură ti situată desupra unuia din punctele detransformare în stare solidă ale aliajului neferos din care sunt confecţionate, semenţin la ti o durată τm (pentru uniformizarea temperaturii în masa pieslor şipentru omogenizarea structurii) şi se răcesc lent (o dată cu cuptorul, în cazulrecoacerii sau în aer liniştit, în cazul normalizării), pentru obţinerea la ta a uneistări de echilibru structural.

La semifabricatele şi piesele confecţionate din aliaje neferoase se potefectua două tipuri (principial diferite) de călire:

• Călirea martensitică se poate aplica pieselor din aliaje neferoase caresuferă transformări eutectoide (la fel ca oţelurile şi fontele): δαγ +racire

incal ., γ fiind

soluţia solidă (denumită, de obicei, austenită, ca şi faza corespondentă a aliajelorFe – C) care se transformă (la răcirea sub o temperatură caracteristică) înamestecul eutectoid (α + δ); la piesele din astfel de aliaje, TT de călire


139

martensitică constă din încălzirea lor la o temperatură ti situată în domeniul destabilitate al fazei γ (domeniul austenitic), menţinerea la această temperatură odurată τm (pentru obţinerea unei structuri cu austenită omogenă) şi răcirea rapidă(cu o viteză vr mai mare decât o viteză critică vrc), pentru ca transformarea (printr-un mecanism bazat pe difuzia componentelor) γ ⇒ α + δ să nu fie posibilă şi săse realizeze o transformare de tip martensitic (printr-un mecanism care nupresupune difuzia componentelor) γ ⇒ M, M (denumită martensită, ca şi fazacorespondentă din structura aliajelor Fe – C călite) fiind o soluţie solidăsuprasaturată în elemente de aliere, cu structura cristalină diferită de ceacorespunzătoare fazei γ (austenitei) din care s-a format. Călirea martensitică sepoate aplica la produsele realizate din unele aliaje ale sistemelor Cu – Al,Cu – Be, Cu − Ti, Ti – Mo, Ti – Ni, Ti – Al etc., care îndeplinesc criteriilestructurale menţionate mai înainte.

Revenirea structurilor (metastabile) obţinute prin călirea martensitică aaliajelor neferoase poate conduce la efecte similare celor care se produc prinrevenirea oţelurilor sau fontelor călite martensitic şi care constau în obţinerea(prin transformări structurale bazate pe difuzie) unor structuri apropiate deechilibru şi bine detensionate.

• Călirea de punere în soluţie se poate aplica la piesele din aliajeneferoase în a căror structură apare ca fază principală o soluţie solidă care are casolvent componentul de bază al aliajelor şi prezintă o variaţie importantă cutemperatura a capacităţii de a dizolva componentele de aliere (solubilitateacomponentelor de aliere în această fază scade puternic când se micşoreazătemperatura). La piesele din astfel de aliaje, care aparţin unor sisteme ale cărordiagrame de echilibru sunt de tipul celei prezentate în figura 9.1, TT de călire depunere în soluţie constă din încălzirea şi menţinerea o scurtă durată la otemperatură tic ∈ (tso; ts), pentru obţinerea unei structuri monofazice, alcătuită dincristale de soluţie solidă α ≡ B(A) omogenă, urmată de răcirea rapidă (de obicei,în apă) pentru menţinerea structurii monofazice α până la ta. Analizând modul deefectuare a acestui TT (v. fig. 9.1), rezultă că prin răcirea rapidă de la tic astructurii monofazice α se împiedică separarea din aceasta (prin procese bazate pedifuzie) a fazei θ (bogată în elemente de aliere) şi se obţine la ta o structurămonofazică, alcătuită din cristale de soluţie solidă α suprasaturată în elemente dealiere (fază metastabilă); deoarece realizează punerea (dizolvarea la încălzire şimenţinerea la răcire) în soluţia solidă α a fazei θ, acest TT a fost denumit călire depunere în soluţie (a fazei θ). Spre deosebire de structurile (dure şi fragile) realizateprin călirea martensitică, structurile (monofazice, cu cristale de soluţie solidă)obţinute prin călirea de punere în soluţie a aliajelor neferoase prezintă o bunăcomportare la prelucrarea prin deformare plastică.


140

Revenirea structurilor obţinute prin călirea de punere în soluţie a aliajelorneferoase, constând din încălzirea şi menţinerea acestora la o temperaturătii ∈ [ta; tso), determină separarea din soluţia solidă suprasaturată (metastabilă) aunor precipitate care durifică structura; datorită efectelor de durificare pe care leproduce, TT de revenire aplicat structurilor obţinute prin călirea de punere însoluţie este denumit îmbătrânire şi poate fi îmbătrânire naturală, dacă tii = tasau îmbătrânire artificială, dacă ta < tii < tso.

Natura fazică şi caracteristicile structurale ale precipitatelor care seformează la îmbătrânire depind de mărimile parametrilor ti şi τm, deoarece acesteprecipitate se formează prin procese de germinare şi creştere, având la bazămecanisme ce presupun difuzia componentelor aliajului supus TT. Cercetărileîntreprinse până în prezent au evidenţiat că, în funcţie de temperatura şi durataîmbătrânirii aliajelor neferoase călite, în structura matricei α se pot formaurmătoarele tipuri de precipitate:

• zonele GP (notate în acest mod după numele cercetătorilor Guinier şiPreston care le-au detectat pentru prima oară prin tehnici de difracţie cu raze X)apar la temperaturi şi durate mici ale procesului de îmbătrânire şi sunt asocieripreferenţiale de atomi ai componentelor de aliere din aliajul tratat; în modobişnuit, zonele GP au forma unor discuri cu diametrul de 5...8 nm şi grosimea de0,3...0,6 nm şi se formează uniform în matruicea α, prin procese de germinareomogenă, ajungând la frecvenţe de 1013…1015 zone/mm3;

• precipitatele θθθθ” sunt faze metastabile care se formează la durate mai lungişi/sau la temperaturi mai înalte de îmbătrânire decât cele corespunzătoare formăriizonelor GP şi sunt faze distincte (cu structuri cristaline diferite de structura fazeistabile θ), cu configuraţie platiformă (cu diametrul de 25...30 nm şi grosimea de1,5...2,0 nm), care pot fi evidenţiate în structură numai prin examinarea lamicroscopul electronic; precipitatele θ” germinează relativ uniform în matricea α şisunt legate prin interfeţe coerente cu structura cristalină a acestei matrice;

• precipitatele θθθθ’ sunt tot faze metastabile, cu dimensiuni suficient demari pentru a putea fi observate prin examinarea structurilor la microscopuloptic şi care apar dacă duratele şi/sau temperaturile de îmbătrânire sunt maimari decât cele corespunzătoare formării precipitatelor θ”; precipitatele θ’ seformează prin germinare eterogenă pe anumite defecte ale structurii cristaline amatricei α (de exemplu, pe dislocaţiile elicoidale) şi sunt semicoerente custructura cristalină a acestei matrice;

• precipitatele θθθθ sunt faze stabile (de echilibru), care germineazăeterogen pe limitele grăunţilor cristalini ai matricei α şi sunt necoerente cuaceastă matrice, putând fi uşor evidenţiate în structură prin examinarea lamicroscopul optic.


141

În privinţa filiaţiei diverselor tipuri de precipitate, cercetările experimentaleîntreprinse până în prezent au arătat că orice precipitat se formează direct dinmatricea α şi nu prin transformarea precipitatelor existente anterior în structuraaliajului supus îmbătrânirii; astfel, la ridicarea temperaturii de îmbătrânire de la ti la

/it > ti, precipitatul specific temperaturii ti se dizolvă în matricea α şi apoi din

matricea α se separă un nou precipitat, corespunzător temperaturii /t > ti. Acesteparticularităţi ale formării precipitatelor în timpul îmbătrânirii aliajelor neferoasecălite sunt valorificate practic la realizarea procesului de reversiune, care constă dinsupraîncălzirea de scurtă durată a aliajelor îmbătrânite, pentru reconstituirea stăriistructurale monofazice pe care aliajele o aveau după călirea de punere în soluţie(supraîncălzirea de scurtă durată asigură dizolvarea în matricea α a precipitatelorformate prin îmbătrânire, dar nu oferă timpul necesar separării precipitatelorspecifice temperaturii la care s-a supraîncălzit aliajul).

Fig. 9.1. Configuraţia diagramei de echilibru a

sistemelor cărora aparţin aliajele neferoasela care se pot aplica TT de călire

de punere în soluţie

Fig. 9.2. Curba de îmbătrânire la ti = 130 oC a unui aliaj Al – Cu, cu %Cum = 3 %

Transformările structurale produse prin îmbătrânire sunt însoţite demodificări ale proprietăţilor aliajelor călite, în principal de creşterea rezistenţeimecanice şi durităţii acestora; pentru orice aliaj călit şi îmbătrânit, efectul dedurificare al îmbătrânirii se poate evidenţia cu ajutorul unor curbe deîmbătrânire, reprezentând dependenţele experimentale dintre duritatea aliajuluiîmbătrânit şi parametrii de regim ai îmătrânirii: HVr = f(ti = ct.; τm) sauHVr = g(ti; τm = ct.). Aşa cum se poate observa analizând curba de îmbătrânireHVr = f(ti = 130 oC; τm) a unui aliaj Al – Cu (cu %Cum = 3 %), prezentată în


142

figura 9.2., efectul de durificare al îmbătrânirii creşte în cursul formării precipitatelorsemicoerente (zonele GP şi precipitatele θ”) şi scade odată cu apariţia precipitatelorsemicoerente (θ’) şi necoerente (θ); se ajunge astfel la ideea (confirmată princercetări experimentale) că efectul de durificare este o consecinţă a interacţiunii dintredislocaţiile matricei aliajului îmbătrânit şi precipitatele coerente, acest efectdiminuându-şi intensitatea odată cu distrugerea coerenţei dintre matricea structurală aaliajului şi precipitatele formate la îmbătrânire.

Desfăşurarea proceselor de precipitare la îmbătrânire şi efectele dedurificare produse de acestea pot fi influenţate substanţial dacă, între călirea depunere în soluţie şi îmbătrânire, semifabricatele sau piesele din aliaje neferoase sesupun unor operaţii de deformare plastică la rece.

9.4. Simbolizarea metalelor şi aliajelorneferoase comerciale

În prezent nu există un sistem de simbolizare a mărcilor de metale şialiajele neferoase unanim recunoscut şi aplicat la întocmirea documentelor tehniceaferente conceperii, proiectării, fabricării, verificării şi comercializăriisemifabricatelor şi pieselor din astfel de materiale. Cele mai utilizate sisteme desimbolizare a mărcilor de metale şi aliaje neferoase, recomandate de diverseasociaţii profesionale şi/sau organisme de standardizare (naţionale, regionale sauinternaţionale), cum ar fi ASM (American Society for Metals), AA (AluminumAssociation), CEN (Comité European de Normalisation) sau ISO (InternationalOrganization for Standardization), sunt:

• sistemul de simbolizare numerică, conform căruia mărcile de metaleşi aliaje neferoase din diverse categorii (aluminiu şi aliaje pe bază de aluminiu,cupru şi aliaje pe bază de cupru etc.) sunt simbolizate printr-un număr (în modobişnuit, fără nici o semnificaţie legată de compoziţia şi proprietăţile mărcii)acordat de asociaţia sau de organismul (naţional, regional sau internaţional) caregestionează sistemul; principalele variante ale acestui sistem, având la bazăprincipiile prezentate în tabelele 9.4 şi 9.5, sunt: varianta UNS (UnifiedNumbering System), aplicată la aliajele aluminiului, la aliajele cuprului, la aliajelemagneziului, la aliajele titanului, la aliajele zincului etc. şi varianta propusă deAA (Aluminum Association), aplicată la aluminiu şi aliajele pe bază de aluminiuşi recomandată de standardele elaborate de ISO şi CEN pentru mărcile dealuminiu şi aliaje de aluminiu deformabile;


143

• sistemul de simbolizare alfanumerică (sistemul de simbolizare dupăcompoziţie), conform căruia mărcile de metale neferoase se simbolizează aşa cumse arată în tabelul 9.2, iar simbolurile mărcilor de aliaje neferoase sunt alcătuitedin simbolul chimic al componentului de bază, urmat de simbolurile chimice aleelementelor de aliere, scrise în ordinea descrescătoare a importanţei lor,simbolurile chimice ale elementelor de aliere pentru care %EAm este în jur de 1 %sau mai mare fiind însoţite de numere (de preferinţă întregi) care indicăconcentraţiiile masice nominale (medii) ale acestor componente; simbolurilealiajelor de turnare sunt precedate de litera G, urmată (eventual) de o literă carecodifică procedeul tehnologic de turnare recomandat la realizarea semifabricatelorsau pieselor din aceste aliaje (litera S pentru turnarea în forme din nisip, litera Mpentru turnarea în forme metalice, litera Z pentru turnarea centrifugală, litera Cpentru turnarea continuă, litera P pentru turnarea sub presiune etc.).

Tabelul 9.4. Date privind simbolizarea mărcilor de aluminiu şi aliaje pe bază de aluminiuMărcile de aluminiu şi aliaje pe bază de aluminiu pentru turnare

Structura simbolului în varianta UNS: AX0X1X2X3X4*

Structura simbolului în varianta AA: ααααX1X2X3.X4*

Seria (grupa) de aliaje X1 Exemple de mărci1. Aluminiu şi aliaje cu %Alm ≥ 99 % 1 A01001 / 100.1 G Al 99,02. Aliaje având Cu ca EAP

** 2 A02040 / 204.0 G AlCu4MgTi3. Aliaje având Si ca EAP + Cu şi Mn 3 A13190 / A319.0 G AlSi5Cu34. Aliaje având Si ca EAP 4 A24430 / B443.1 G AlSi55. Aliaje având Mg ca EAP 5 A05200 / 520.0 G AlMg106. Grupă de aliaje neutilizată 6 − −7. Aliaje având Zn ca EAP 7 A07120 / 712.0 G AlZn6MgCr8. Aliaje având Sn ca EAP 8 A08510 / 851.1 G AlSn6Cu1Ni19. Aliaje având alte EAP 9 − −

Mărcile de aluminiu şi aliaje pe bază de aluminiu deformabileStructura simbolului în varianta UNS: A9X1X2X3X4

Structura simbolului în varianta AA: X1X2X3X4

Seria (grupa) de aliaje X1 Exemple de mărci1. Aluminiu şi aliaje cu %Alm ≥ 99 % 1 A91080 / 1080 Al 99,82. Aliaje având Cu ca EAP 2 A92001 / 2001 AlCu5,5MgMn3. Aliaje având Mn ca EAP 3 A93003 / 3003 AlMn1Cu4. Aliaje având Si ca EAP 4 A94343 / 4343 AlSi7,55. Aliaje având Mg ca EAP 5 A95052 / 5052 AlMg2,56. Aliaje având Si şi Mg ca EAP 6 A96106 / 6106 AlMgSiMn7. Aliaje având Zn ca EAP 7 A97149 / 7149 AlZn8MgCu8. Aliaje având alte EAP 8 A98016 / 8016 AlFe1Mn

* X0 = 0 pentru aliajele corespunzătoare unei reţete originale ; X0 = 1,2 ... 6 pentru aliajelerezultate prin modificări aduse unei reţete originale; dacă X0 = 0, simbolul nu conţine litera α, dacăX0 = 1⇒ α ≡ A; X0 = 2 ⇒ α ≡ B; ... X0 = 6 ⇒ α ≡ F; X4 = 0 la aliajele pentru turnare în piese şi X4 = 1sau 2 la aliajele pentru turnare în lingouri. ** EAP ≡ element de aliere principal


144

Tabelul 9.5. Date privind simbolizarea mărcilor de cupru şi aliaje pe bază de cupruMărcile de cupru şi aliaje pe bază de cupru pentru turnare

Structura simbolului în varianta UNS: C8X1X2X3X4 ...C9 X1X2X3X4Seria (grupa) de aliaje UNS Exemple de mărci

1. Cupru cu %Cum ≥ 99,5 C80100 ... C81100 C80100 G Cu 99,952. Aliaje cu %EAm < 5 % C81300 ... C82800 C82100 G CuBe0,5Ni3. Alame roşii (simple sau cu Pb) Alame semiroşii (simple/cu Pb) Alame galbene (simple/cu Pb) Alame speciale

C83300 ... C83800C84200 ... C84800C85200 ... C85800C86100 .... C86800

C83400C84500C85400C86300

G CuZn10G CuZn12Pb7Sn2G CuZn29Pb3SnG CuZn25Al6Mn

4. Bronzuri şi alame cu Si C87200 ... C87900 C87200C87500

G CuSi4G CuZn14Si4

5. Bronzuri obişnuite (Cu – Sn) Bronzuri aliate cu Pb

Bronzuri aliate cu Ni

C90200 ... C91700C92200 ... C94500

C94700 ... C94900

C90700C92700C94300C94800

G CuSn11G CuSn10Pb2G CuSn5Pb25G CuSn5Ni5

6. Bronzuri cu Al (%Alm <19 %) C95200 ... C95800 C95600 G CuAl7Si27. Aliaje Cu – Ni şi Cu – Ni - Zn C96200 ... C97800 C96400

C97600G CuNi30Fe

G CuNi20Zn8Sn4Pb8. Bronzuri cu Pb C98200 ... C98800 C98600 G CuPb35Ag1,59. Aliaje pe bază de Cu speciale C99300 ... C99800 C99600 G CuMn40Al2

Mărcile de cupru şi aliaje pe bază de cupru deformabileStructura simbolului în varianta UNS: C1X1X2X3X4 ... C7X1X2X3X4

*

Seria (grupa) de aliaje UNS Exemple de mărci

1. Cupru şi aliaje cu %EAm < 8 % C10000 ... C11100C17300

Cu 99,9CuBe1,9

2. Alame cu %Znm < 37 % Alame cu Pb Alame cu Sn Alame speciale

C20000 ...C30000 ...C40000 ...

C66400 ... C69800

C22600C33500C44300C67400

CuZn12,5CuZn34,5PbCuZn28Sn1

CuZn36Al1Mn3Sn3. Bronzuri fosforoase cu %Sn < 9 % C50000 ... C51100 CuSn4P4. Bronzuri cu Al (%Alm< 19 %) C60600 ... C64200 C61000 CuAl85. Bronzuri cu Si (%Sim < 8 %) C64700 ... C66100 C65500 CuSi36. Aliaje Cu – Ni şi Cu – Ni − Zn C70000 ... C76200 CuZn29Ni12

* varianta UNS se utilizează şi la alte tipuri de aliaje: la aliajele pe bază de Ti UNS = RX1X2X3X4;(de exemplu, R54520 corespunde aliajului cu simbolul alfanumeric TiAl5Sn2,5), la aliajele pe bază de ZnUNS = ZX1X2X3X4 (de exemplu, Z35530 corespunde aliajului cu simbolul alfa numeric ZnCu1Al4); laaliajele pe bază de Ni UNS = NX1X2X3X4 (de exemplu, N04400 corespunde aliajului cu simbolul alfanumeric NiCu32), la aliajele pe bază de Mg UNS = MX1X2X3X4; (de exemplu, M11311 corespundealiajului cu simbolul alfa numeric MgAl3Zn1, iar M10100 – aliajului MgAl10Mn) etc.

Sistemul de simbolizare numerică se recomandă a fi utilzat mai ales înactivităţile comerciale, iar sistemul de simbolizare alfanumerică este util îndeosebiîn activităţile de cercetare, proiectare, fabricare şi verificare a metalelor şi aliajelorneferoase sau a produselor ce se confecţionează din astfel de materiale.

Simbolurile mărcilor de metale sau aliaje neferoase sunt însoţite de


145

simbolurile stărilor de livrare ale semifabricatelor sau produselor realizate dinaceste materiale. Simbolul stării unui metal sau aliaj neferos este alcătuit dintr-oliteră de codificare a stării de bază (care defineşte modul principial de atingere astării în care se află materialul), urmată, eventual, de litere sau cifre care indicăsubdiviziunea corespunzătoare stării de bază (modul particular în care se realizeazăstarea de livrare a materialului, adică particularităţile privind succesiunea şiconţinutul operaţiilor tehnologice ce trebuie aplicate pentru atingerea stării delivrare a produselor) şi/sau valorile anumitor caracteristici definitorii ale calităţiiproduselor care se livrează. Principalele date (cuprinse în standardele SR EN 515 şiSR ISO 1190/2) privind simbolizarea stărilor de bază ale produselor realizate dinprincipalele categorii de metale şi aliaje neferoase industriale sunt prezentate întabelul 9.6, iar în tabelul 9.7 sunt definite subdiviziunile stării TRATAT TERMICcorespunzătoare produselor realizate din aceste materiale.

Tabelul 9.6. Definirea şi simbolizarea stărilor de bază ale produselor realizatedin principalele categorii de metale şi aliaje neferoase industriale

Simbolul stării

Definirea stării de bază pentru Al şialiajele pebază de Al

pentru Cu şialiajele pebază de Cu

1. Brut de fabricaţie (starea obţinută din operaţiile deprelucrare la cald, în cursul cărora nu se efectuează nici overificare privind regimul termic sau gradul de deformare)

F M

2. Recopt (starea obţinută la produsele deformate plasticîn urma aplicării unei recoaceri complete în scopulasigurării valorilor minime ale caracteristicilor derezistenţă mecanică sau starea obţinută la produseleturnate după o recoacere destinată reducerii segregaţiilordendritice, finisării granulaţiei, îmbunătăţirii ductilităţiisau stabilizării caracteristicilor mecanice)

O O

3. Ecruisat (starea obţinută la produsele care, dupărecoacere sau deformare plastică la cald, sunt supuse unoroperaţii de deformare plastică la rece sau unor combinaţiide operaţii de deformare plastică la rece şi RRN, înscopul obţinerii unor caracteristici mecanice prescrise)

H * H *

4. Pus în soluţie (starea instabilă obţinută la produselesupuse unei căliri de punere în suluţie şi îmbătrânitespontan la ta)

W ** −−−−

5. Tratat termic, cu sau fără ecruisare suplimentară, pentruobţinerea unor stări stabile diferite de stările 1, 2 sau 3 T T

* cifrele sau literele care urmează acestui simbol codifică succesiunea de operaţiitehnologice care se aplică pentru atingerea stării, gradul de ecruisare realizat etc. ** cifrele careurmează acestui simbol indică durata (în ore) a procesului de îmbătrânire naturală spontană.


146

Tabelul 9.7. Definirea şi simbolizarea subdiviziunilor stării TRATAT TERMIC a produselorrealizate din principalele categorii de metale şi aliaje neferoase industriale

Simbolul stării

Definirea subdiviziunii stării de bază pentru Al şialiajele pebază de Al

pentru Cu şialiajele pebază de Cu

5.1. Răcit după prelucrare la cald şi îmbătrânit natural(starea stabilă obţinută la produsele care, după prelucrarea latemperaturi ridicate, sunt răcite la ta şi îmbătrânite natural)

T1 TA

5.2. Răcit după prelucrare la cald, deformat plastic la rece şiîmbătrânit natural (starea stabilă obţinută la produsele care,după prelucrarea la temperaturi ridicate, sunt răcite la ta, suntecruisate prin deformare plastică la rece şi îmbătrânite natural)

T2 TC

5.3. Pus în soluţie, deformat plastic la rece şi îmbătrânitnatural (starea stabilă obţinută la produsele care sunt supuseunei căliri de punere în soluţie, urmată de ecruisarea prindeformare plastică la rece şi îmbătrânirea naturală)

T3 TD

5.4. Pus în soluţie şi îmbătrânit natural (starea stabilă obţinutăla produsele care sunt supuse unei căliri de punere în soluţie,urmată de o îmbătrânire naturală)

T4 TB

5.5. Răcit după prelucrare la cald şi îmbătrânit artificial(starea obţinută la produsele care, după prelucrarea latemperaturi ridicate şi răcirea la ta , sunt îmbătrânite artificial)

T5 TE

5.6. Pus în soluţie şi îmbătrânit artificial (starea obţinută laprodusele care sunt supuse unei căliri de punere în soluţie,urmată de o îmbătrânire artificială)

T6 TF

5.7. Pus în soluţie şi supraîmbătrânit/stabilizat (stareaobţinută la produsele care sunt supuse unei căliri de punere însoluţie, urmată de o îmbătrânire artificială al cărei scopprincipal nu este obţinerea unui efect de durificare prescris, cirealizarea unor caracteristici speciale, cum ar fi, de exemplu,rezistenţa maximă la acţiunea unor medii corosive)

T7 −−−−

5.8. Răcit după prelucrare la cald, deformat plastic la rece şiîmbătrânit artificial (starea obţinută la produsele care, dupăprelucrarea la temperaturi ridicate, sunt răcite la ta, suntecruisate prin deformare plastică la rece şi îmbătrânite artificial)

−−−− TG

5.9. Pus în soluţie, deformat plastic la rece şi îmbătrânitartificial (starea obţinută la produsele care sunt supuse uneicăliri de punere în soluţie, urmată de ecruisarea prin deformareplastică la rece şi îmbătrânirea artificială)

T8 TH

5.10. Răcit după prelucrare la cald, îmbătrânit artificial şideformat plastic la rece (starea obţinută la produsele care,după atingerea stării definite la 5.5, sunt ecruisate prindeformare plastică la rece)

−−−− TK

5.11. Pus în soluţie, îmbătrânit artificial şi deformat plasticla rece (starea obţinută la produsele care, după atingerea stăriidefinite la 5.6, sunt ecruisate prin deformare plastică la rece)

T9 TL


147

9.5. Cuprul şi aliajele pe bază de cupru

Sub formă de metal pur sau sub formă de component de bază al unoraliaje, cuprul este utilizat din timpuri străvechi pentru realizarea de produse.Principalele proprietăţi fizico – chimice şi mecanice şi clasele de puritate tehnicăale cuprului sunt descrise complet de caracteristicile redate în tabelele 1.2, 9.1, 9.2şi 9.3. Principalele impurităţi ale cuprului tehnic se pot clasifica în următoarelecategorii:

• impurităţi solubile în cuprul solid (Ag, Au, Zn, Sn, Fe, Pt, Cd, Ni, Mn,Mg, Cr, As, Sb); efectele prezenţei în concentraţii masice mici (sub 0,5 %) aacestor impurităţi (care formează soluţii solide de substituţie cu cuprul), constândîn creşterea rezistenţei mecanice şi durităţii, micşorarea plasticităţii şi tenacităţii,reducerea conductibilităţii termice şi electrice etc., sunt, de obicei, acceptabile;

• impurităţi insolubile în cuprul solid (Pb, Bi); aceste impurităţi formeazăcu cuprul eutectice uşor fuzibile (Pb şi Cu formează un eutectic care conţine%Cum = 0,06 % şi are ts ≅ 320 oC, iar Bi şi Cu formează un eutectic care conţine%Cum = 0,2 % şi are ts ≅ 270 oC), care se dispun la limitele cristalelor de cupru şiîi influenţează negativ prelucrabilitatea prin deformare plastică la cald (genereazăfenomene de fragilitate sau fisurare la cald);

• impurităţi care formează cu cuprul compuşi chimici fragili (O, S, P, Se,Te); compuşii (cu topire congruentă) pe care îi formează cu cuprul acesteimpurităţi se dispun intercristalin în structura cuprului, sub formă de incluziuninemetalice, diminuându-i substanţial plasticitatea şi tenacitatea şi micşorându-iconsiderabil conductibilitatea termică şi electrică; prezenţa incluziunilorintercristaline de CuO2 în structura cuprului (nedezoxidat corespunzător laelaborare) poate determina şi fenomenul numit “boala de hidrogen”, care sedeclanşează prin reacţia Cu2O + H2 ⇒ 2Cu + H2O şi conduce la formarea devapori de apă a căror presiune creşte (deoarece nu se pot elimina), producândfisurarea intercristalină a produselor din cupru.

Cuprul are o bună rezistenţă la coroziune în multe medii de lucru:atmosfere poluate, ape reziduale şi ape sărate, vapori de apă supraîncălziţi, soluţiislabe, neaerate de sulfaţi, azotaţi, cloruri şi acizi anorganici (sulfuric, clorhidric,azotic), substanţe organice (benzină, motorină, benzol, glicerină etc.). Cuprul esteatacat (se corodează) în medii care conţin hidrogen, sulf, hidrogen sulfurat,amoniac, soluţii concentrate de acizi anorganici, anilină şi acid acetic etc.

Cuprul formează un număr impresionant de aliaje, principalele aliaje pebază de cupru folosite în tehnică fiind prezentate în continuare.


148

9.5.1. Alamele

Aliajel pe bază de cupru, având drept component de aliere principal zinculsunt denumite în tehnică alame. Structura alamelor se poate analiza apelând ladiagrama de echilibru fazic a sistemului Cu – Zn, prezentată în figura 9.3,punctele caracteristice ale acestei diagrame având coordonatele precizate întabelul 9.8. Fazele care apar pe această diagramă au următoarele semnificaţii:

• L este soluţia lichidă a componentelor Cu şi Zn;• α este soluţia solidă de substituţie având ca solvent cuprul şi ca solut

zincul (α ≡ Cu(Zn)); deoarece prezintă, ca şi solventul său, structură cristalină detip CFC, soluţia solidă α se caracterizează printr-o bună plasticitate, putând fideformată plastic uşor, atât la cald, cât şi la rece;

• β este o soluţie solidă pe bază de compus chimic (fază bertholidă), careprezintă structură cristalină de tip CVC; la temperaturi ridicate, β arecaracteristicile unei soluţii solide neordonate, prezentând tenacitate şi plasticitatebune, iar sub temperatura tCK ≅ 450 oC (temperatura Curie – Kurnakov a fazei β,v. scap. 2.2.1) suferă un proces de ordonare (atomii de Cu se distribuie în nodurilesituate în vârfurile celulelor elementare, iar atomii de Zn se poziţionează înnodurile aflate în centrele celulelor elementare) şi soluţia solidă ordonată (fazaKurnakov), notată β’, capătă caracteristicile tipice compuşilor intermetalici(duritate ridicată şi fragilitate accentuată).

Fig. 9.3. Diagrama de echilibru asistemului de aliaje Cu - Zn

Fig. 9.4. Variaţia caracteristicilor mecanice alealamelor în funcţie de %Znm


149

Tabelul 9.8. Coordonatele punctelor caracteristice ale diagramei de echilibru Cu − Zn

Punctul A B C D M N P QAbscisa, %Znm 0 41 32 38 39 46 46 32Ordonata, oC 1083 905 905 905 450 450 ta ta

În funcţie de structura de echilibru şi de caracteristicile mecanice pe care leprezintă în această stare (v. fig. 9.4), care definesc procedeul tehnologic recomandatpentru realizarea semifabricatelor şi pieselor, alamele se pot clasifica astfel:

A. Alamele monofazice αααα (cu structura la ta alcătuită numai din cristale desoluţie solidă α) au %Znm ≤ 39 % şi sunt alame deformabile (care se prelucreazăbine atât prin deformare plastică la cald, cât şi prin deformare plastică la rece);alamele monofazice α, cu %Znm ≤ 25 % sunt denumite în tehnică tombacuri.După turnare şi răcire la ta, semifabricatele sau lingourile din astfel de alame prezintăo structură monofazică, alcătuită din cristale dendritice de soluţie solidă αneomogenă, aşa cum se observă în figura 9.5; dacă semifabricatele sau lingourileturnate sunt supuse unei recoaceri de omogenizare (la ti = 800 ... 850 oC, τm = 2...5 ore)sau sunt deformate plastic şi supuse apoi recoacerii, structura lor la ta va fialcătuită din cristale poliedrice de soluţie solida α omogenă, aşa cum se poateobserva în figura 9.6. Alamele monofazice α se comportă foarte bine ladeformarea plastică la rece şi au o comportare mai slabă la deformarea plastică lacald, mai ales în prezenta impurităţilor insolubile în cupru (Pb, Bi) care determinăapariţia unor fenomene de fragilitate sau fisurare la cald.

B. Alamele bifazice, cu structura la ta alcătuită din cristalele fazelor α şiβ’, au %Znm ∈ (39 %; 46 %) şi sunt utilizate de obicei ca alame de turnare,duritatea şi fragilitatea acestora crescând pe măsură ce se măreşte conţinutulprocentual al fazei β’ în structură; structura la ta a semifabricatelor şi pieselorturnate din astfel de alame are aspectul prezentat în figura 9.7, cristalele acesteistructuri devenind poliedrice (echiaxiale), aşa cum se observă în figura 9.8, dacăse aplică un TT de recoacere. În unele cazuri, piesele din alame bifazice cu conţinutridicat de zinc se supun unui TT de călire în apă (de la o temperatură ti la carematerialul prezintă o structură monofazică β, pentru obţinerea structurii prezentate înfig. 9.9) şi, eventual, unei reveniri, la o temperatură ti < tCK, pentru ca în structură săapară cristale de fază α, în cantitatea şi cu dispunerea corespunzătoare obţinerii unorcaracteristici ridicate de rezistenţă mecanică şi tenacitate.

C. Alamele monofazice ββββ’, cu structura la ta alcătuită numai din cristalede fază β’ (v. fig. 9. 10), au %Znm ∈ (46 %; 50 %] şi se pot utiliza atât ca alamede turnare, cât şi ca alame deformabile la cald (la o temperatură de deformaresituată deasupra punctului tCK ≅ 450 oC, la care aceste alame prezintă o structurămonofazică β, cu plasticitate bună).


150

Fig. 9.5. Structura la ta a alamelormonofazice α turnate

Fig. 9.6. Structura la ta, după recoacerea deomogenizare, a alamelor monofazice α

În tehnică se utilizează nu numai alamele binare (aliajele Cu – Zn) ci şialamele complexe (speciale), care au în compoziţie (pe lângă zinc) şi alteelemente de aliere; orice alamă specială poate fi încadrată în categoriile structuraleanterior precizate pentru alamele binare, dacă se calculează titlul fictiv al alamei%Cume, adică concentraţia masică a cuprului în alama binară echivalentă dinpunctul de vedere al microstructurii, cu relaţa:

100%%%

%%

1∑

=

++= n

jmjeEAmm

mme

EAkZnCu

CuCu

j

, (9.1)

în care %EAmj, j = 1... n, sunt concentraţiile masice ale elementelor suplimentarede aliere existente în compoziţia alamei speciale, iar

jeEAk , j = 1... n, suntcoeficienţii de echivalare în zinc a elementelor de aliere suplimentare(introducerea unui element de aliere suplimentar în concentraţia %EAmj esteechivalentă, din punctul de vedere al efectelor asupra structurii, cu suplimentareacu mjeEA EAk

j%% a concentraţie de zinc a alamei).

Principalele elemente de aliere folosite la elaborarea alamelor speciale auurmătoarele efecte asupra structurii şi proprietăţilor acestor aliaje: • Aluminiul, introdus în concentraţii %Alm ≤ 3,5 %, determină creşterearezistenţei mecanice şi durităţii alamelor, fără a le diminua caracteristicile deplasticitate şi tenacitate şi îmbunătăţeşte rezistenţa lor la acţiunea mediilorcorosive. Deoarece are keAl = 6, aluminiul determină micşorarea sensibilă aconţinutului procentual de fază α al structurii alamelor.

• Fierul, introdus în concentraţii %Fem ≤ 1,5 %, finisează granulaţia şimareşte tenacitatea alamelor. Fierul are keFe = 0,9, iar la concentraţii masice mai


151

mari de 0,4 % determină apariţia în structură a compusului FeZn7, care induce unefect suplimentar de finisare a granulaţiei şi asigură sfărâmarea aşchiilor laprelucrarea prin aşchiere a alamelor; datorită efectelor fierului asupramicrostructurii, piesele şi semifabricatele din alame aliate suplimentar cu acestelement se pot supune TT de călire de punere în soluţie (răcire în apă de lati = 800 ... 820 oC) şi îmbătrânire (revenire la ti = 400 ... 420 oC), care determină ocreştere cu 30 ... 40 % a caracteristicilor de rezistenţă mecanică şi duritate.

Fig. 9.7. Structura la ta a alamelorbifazice turnate

Fig. 9.8. Structura la ta a alamelor bifazicerecoapte după turnare

Fig. 9.9. Structura la ta a alamelorbifazice călite si revenite

Fig. 9. 10. Structura la ta a alamelormonofazice β’

• Manganul, introdus în concentraţii %Mnm ≤ 5 %, măreşte rezistenţamecanică şi plasticitatea alamelor şi îmbunătăţeşte comportarea alamelor în mediicorosive cum sunt apa de mare, aburul supraîncălzit şi soluţiile de cloruri;manganul este un bun dezoxidant, iar efectele sale asupra microstructurii se potaprecia considerând keMn = 0,5.

• Staniul, introdus în concentraţii %Snm ≤ 1 %, măreşte rezistenţa lacoroziune a alamelor în apa de mare; efectele staniului asupra microstructuriialamelor se pot estima cu uşurinţă, având în vedere că keSn = 2.

• Plumbul (care, aşa cum s-a precizat anterior, este insolubil în cupru,fiind considerat o impuritate a acestuia) se foloseşte ca element de aliere al


152

alamelor din care se confecţionează produse destinate prelucrării prin aşchiere,deoarece particulele de plumb uniform distribuite în structura alamelor asigurăsfărâmarea aşchiilor şi îmbunătăţesc prelucrabilitatea prin aşchire a acestor aliaje;prezenţa plumbului înrăutăţeşte comportarea la prelucrarea prin deformareplastică a alamelor, deoarece poate determina apariţia fenomenelor de fragilitatesau fisuare la cald. Plumbul se introduce în concentraţii %Pbm ≤ 3 %, iar influenţasa asupra microstructurii alamelor se poate estima considerând kePb = 1.

• Nichelul, introdus în concentraţii %Nim ≤ 3 %, determină creştereaplasticităţii şi tenacităţii alamelor, mărirea rezistenţei mecanice şi durităţii (maiales ale fazei β) şi îmbunătăţirea rezistenţei la coroziune (mai ales în prezenţamediilor active calde). Deoarece nichelul înlocuieşte în structura alamelor atomiide cupru (are asupra microstructurii alamelor efectul corespunzător scăderiiconcentraţiei de zinc), coeficientul său de echivalare este keNi = −1,3.

• Siliciul, introdus în concentraţii %Sim ≤ 1 %, este un bun dezoxidant,măreşte fluiditatea şi proprietăţile de turnare ale alamelor topite şi determinăîmbunătăţirea comportării în medii corosive a produselor confecţionate din alamespeciale; efectele sale asupra microstructurii alamelor sunt importante, deoareceare keSi = 10.

Mărcile de alame comerciale corespund prescripţiilor anterior formulate;de exemplu, CuZn10; CuZn15; CuZn20; CuZn30; CuZn36 sunt mărci de alamemonofazice α (alame binare deformabile), CuZn31Si; CuZn36Pb1; CuZn39Ni3sunt mărci de alame speciale monofazice α (alame speciale deformabile),G CuZn40Pb; G CuZn40PbSn; G CuZn38Pb2Mn2; G CuZn30Al5Fe3Mn2 suntmărci de alame bifazice (alame pentru turnare), iar CuZn42Mn3Al2 şiG CuZn30Al5Fe3Mn2 sunt mărci de alame monofazice β.

9.5.2. Aliajele Cu −−−− Ni

Cuprul şi nichelul, fiind metale izomorfe (cu structură cristalină de tip CFC) şiprezentând dimensiuni atomice apropiate, au solubilitate totală în stare solidă.Diagrama de echilibru a sistemului de aliaje Cu – Ni, prezentată în figura 9.11,evidenţiază faptul că toate aliajele acestui sistem au la ta o structură monofazică,alcătuită din cristale de soluţie solidă de substituţie α ≡ Cu(Ni) ≡ Ni(Cu), aşa cum sepoate observa în figura 9.12. Ca urmare, curbele ce descriu dependenţele dintrecaracteristicile fizico – mecanice ale aliajelor Cu − Ni şi compoziţia lor chimicăcorespund configuraţiei redate în diagrama din figura 3.27, punctul de maximlocal al curbei rezistenţei mecanice (cu ordonata la Rm = 600...800 N/mm2) şipunctele de minim local ale curbelor alungirii procentuale după rupere(cu ordonata la A = 40 ... 45 %) şi coeficientului de gâtuire (cu ordonata la


153

Z = 55...60 %) având abscisa situată la %Nim ≅ 65 %, iar curba care redădependenţa dintre rezistivitatea electrică şi compoziţia acestor aliaje prezentândun punct de maxim local cu abscisa %Nim ≅ 50 %.

Fig. 9. 11. Diagrama de echilibru asistemului de aliaje Cu − Ni

Fig. 9. 12. Microstructura la ta a aliajuluiCu – Ni, cu %Nim = 20 %

Datorită structurii monofazice şi proprietăţilor fizico – mecanice pe care leprezintă, aliajele Cu – Ni se prelucrează bine prin deformare plastică (la rece saula cald) sau prin aşchiere, prezintă o bună rezistenţă la coroziune (în apă de mareşi în soluţii saline, în acizi organici, în vapori de apă etc.) şi se pot utiliza lafabricarea rezistorilor electrici.

Principalele reţete de aliaje Cu – Ni utilizate în tehnică sunt:• aliajele Kunial, cu %Nim = 5...15% şi adaosuri de Al (%Alm = 1 ... 3%),

folosite pentru a confecţiona (prin deformare plastică la rece sau la cald)elemente elastice (arcuri sau lamele) şi piese rezistente la coroziune;

• aliaje Melchior (Maillechort), cu %Nim = 18 ... 20 % şi adaosuri de Fe(%Fem = 0,6 ... 1,0 %) şi Mn (%Mnm = 0,8 ... 1,3 %), folosite în aplicaţiile careimpun materiale anticorosive;

• aliajele Alpaca (Neusilber, Argentan), cu %Nim = 15 ... 20 % şi%Znm = 20...30 % (corespunzător mărcilor comerciale CuNi18Zn20, CuNi18Zn27sau CuNi15Zn21), folosite (ca aliaje deformabile sau pentru turnare) pentruconfecţionarea pieselor rezistente la coroziune, instrumentelor de măsurare,pieselor de mecanică fină, rezistorilor electrici, tacâmurilor şi obiectelor de artăsau podoabă etc.;

• aliajele Constantan, cu %Nim = 40...50 % şi aliajele Nichelină, cu%Nim = 30...35 % şi adaosuri de Mn (%Mnm = 3...4 %), folosite ca materialeelectrotehnice (în special pentru confecţionarea rezistorilor);

• aliaje Monel, cu %Nim = 65...70 % şi adaosuri de Fe, Mn şi Si, folosite(ca aliaje deformabile, dar şi ca aliaje pentru turnare) în aplicaţiile care necesitămateriale rezistente la coroziune.


154

9.5.3. Bronzurile

Aliajele pe bază de cupru al căror component de aliere principal este unalt element decât zincul sau nichelul sunt denumite bronzuri. Principalele tipuride bronzuri folosite pentru realizarea pieselor din construcţia de maşini şi pentrufabricare construcţiilor mecanice sunt: bronzurile cu staniu (denumite şi bronzuriclasice), bronzurile cu aluminiu, bronzurile cu siliciu, bronzurile cu beriliu şibronzurile cu plumb.

9.5.3.1. Bronzurile cu staniu folosite în tehnică au %Cum ≤ 20 % şiprezintă, în funcţie de concentraţia masică a staniului, structurile indicate dediagramele de echilibru (stabil sau metastabil) redate în figura 9.13, punctelecaracteristice ale acestor diagrame având coordonatele precizate în tabelul 9.9.Fazele care apar pe diagramele de echilibru din figura 9.13 au următoarelesemnificaţii:

• L este soluţia lichidă a componentelor Cu şi Sn;• α este soluţia solidă de substituţie având ca solvent cuprul şi ca solut

sataniul (α ≡ Cu(Sn)); deoarece prezintă, ca şi solventul său, structură cristalină de tipCFC, faza α se caracterizează printr-o bună plasticitate, putând fi deformatăplastic uşor, atât la cald, cât şi la rece;

• β este o soluţie solidă pa baza compusului chimic Cu5Sn (fazăbertholidă), cu structură cristalină de tip CVC, care apara (la răcirea bronzurilortopite) prin defăşurarea transformării peritectice (la t ≅ 800 oC): L + α ⇒ β; β estestabilă numai până la temperatura t = 586 oC, la care se descompune eutectoid:β ⇒ α + γ;

• γ este (ca şi β) o soluţie solidă pe baza compusului chimic Cu5Sn (fazăbertholidă), cu structură cristalină de tip CVC; faza γ este stabilă numai pânătemperatura la t = 520 oC, la care se descompune eutectoid: γ ⇒ α + δ;

• δ este o soluţie solidă pe baza compusului chimic Cu31Sn8 (fazăbertholidă), cu structură cristalină complexă; faza δ este stabilă numai până latemperatura t = 320 oC, la care, în condiţii de echilibru (care presupun menţineriîndelungate), se descompune eutectoid: δ ⇒ α + ε;

• ε este compusul intermetalic Cu3Sn; datorită vitezei extrem de reduse cucare se realizează transformarea δ ⇒ α + ε, aşa cum rezultă examinânddiagramele din figura 9.13, faza ε nu apare în structura semifabricatelor şi pieselordin bronzuri industriale livrate în stările M sau O.

În funcţie de structura pe care o prezintă (la ta) în starea M, decaracteristicile mecanice asigurate (redate sintetic, în funcţie de concentraţia


155

masică a staniului, în diagramele din fig. 9.14) şi de procedeul tehnologicrecomandat pentru realizarea semifabricatelor şi pieselor, bronzurile cu staniu sepot clasifica astfel:

Fig. 9.13. Diagramele de echilibru ale sistemului de aliaje Cu – Sn pentru diferite stări:a. starea de echilibru stabil; b. starea metastabilă obţinută prin recoacere (starea O);

c. starea metastabilă obţinută prin turnare (strarea F)

Tabelul 9.9. Coordonatele punctelor caracteristice ale diagramelor de echilibru Cu − Sn

C E HPunctul A B

C’D

E’F G

H’J K Q

13,5 16,0 16,0Abscisa,%Snm 0 25,59,0

22,08,0

24,0 26,08,0

27,0 11,0 0,2

Ordonata, oC 1083 800 800 800 586 586 586 520 520 350 ta

A. Bronzurile monofazice αααα (cu structura la ta alcătuită numai din cristalede soluţie solidă α) au %Snm ≤ 8 ... 9 % şi sunt bronzuri deformabile (care se potprelucra atât prin deformare plastică la cald, cât şi prin deformare plastică la rece);structura de turnare a acestor bronzuri, alcătuită din cristale dendritice de soluţiesolidă α neomogenă, aşa cum se observă pe micrografia din figura 9.15, se poatetransforma prin recoacere (precedată sau nu de o operaţie de prelucrare prindeformare plastică) într-o structură cu cristale poliedrice de soluţie solidă αomogenă, aşa cum se poate vedea pe migrografia prezentată în figura 9.16.

B. Bronzurile hipoeutectoide (bronzurile bifazice) au %Snm = 10...20 %şi se folosesc ca bronzuri de turnare; în starea M, structurile la ta alesemifabricatelor şi pieselor realizate din astfel de bronzuri conţin (aşa cum sepoate observa în fig. 9.17) fazele α şi δ şi, respectiv, constituenţii α (preeutectoid)


156

şi amestecul eutectoid (α + δ), duritatea şi fragilitatea acestor structuri crescând pemăsură ce se măreşte conţinutul lor procentual de eutectoid (α + δ).

Fig. 9.14. Variaţia caracteristicilor mecaniceale bronzurilor cu staniu în funcţie de %Snm

Fig. 9.15. Structura la ta a bronzurilormonofazice α turnate

Fig. 9.16. Structura la ta a bronzurilormonofazice α recoapte

Fig. 9.17. Structura la ta a bronzurilorhipoeutectoide turnate

Bronzurile cu staniu se pot alia suplimentar la elaborare şi cu alte elemente,care produc următoarele efecte asupra structurii şi proprietăţilor acestor aliaje:

• fosforul, introdus în concentraţii %Pm < 0,3 %, asigură o bunădezoxidare (împiedică apariţia incluziunilor dure şi fragile de SnO2) şi măreştefluiditatea bronzurilor topite (conferă bune proprietăţi de turnare), iar înconcentraţii %Pm = 0,3...0,6 % determină formarea în structură a unor micicantităţi de compus Cu3P, ce influenţează pozitiv caracteristicile de antifricţiune şirezistenţa la uzare a bronzurilor;

• plumbul, introdus în concentraţii %Pbm ≤ 2 %, îmbunătăţeşteprelucrabilitatea prin aşchiere a bronzurilor (deoarece particulele de Pb, separateintercristalin în structură, favorizează sfărâmarea aşchiilor) şi rezistenţa lor la


157

coroziune, iar în concentraţii mai mari (%Pbm = 4...12 %) le asigură proprietăţibune de antifricţiune (deoarece particulele de plumb, separate intercristalin înstructura bronzurilor, au un substanţial efect lubrifiant);

• zincul, în concentraţii %Znm = 5...10 %, influenţează pozitivproprietăţile de turnare ale bronzurilor (măreşte fluiditatea, micşorează intervalultemperaturilor de solidificare, evită apariţia incluziunilor de gaze în lingourile şipiesele turnate) şi nu produce modificări structurale (deoarece se dizolvă integralîn soluţia solidă α).

Mărcile de bronzuri cu staniu comerciale corespund prescripţiiloranterior formulate; de exemplu, CuSn6; CuSn8 şi CuSn4Pb4Zn4 sunt mărcide bronzuri monofazice α (bronzuri deformabile), iar GCuSn14; GCuSn12Ni2şi GCuSn10Zn2 sunt mărci de bronzuri bifazice (bronzuri de turnare).

9.5.3.2. Bronzurile cu aluminiu folosite în tehnică au %Alm ≤ 15 % şiprezintă, în funcţie de concentraţia masică a aluminiului, structurile indicate dediagrama de echilibru redată în figura 9.18, punctele caracteristice ale acesteidiagrame având coordonatele precizate în tabelul 9.10. Fazele care apar pediagrama de echilibru din figura 9.18 au următoarele semnificaţii:

• L este soluţia lichidă a componentelor Cu şi Al;• α este soluţia solidă de substituţie α ≡ Cu(Al), cu structură cristalină de tip

CFC, care poate fi deformată plastic uşor, atât la cald, cât şi la rece;• β este o fază bertholidă pe baza compusului chimic Cu3Al, cu structură

cristalină de tip CVC; aşa cum se poate observa pe diagrama de echilibru, faza βpoate să apară în structura bronzurilor cu aluminiu, în funcţie de concentraţiaaluminiului în aceste aliaje, ca fază separată preeutectoid (la cristalizarea primarăa bronzurilor cu %Alm > 8,3 %) şi/sau ca fază separată la transformarea eutectică(la t ≅ 1035 oC) L ⇒ α + β şi este stabilă numai până la temperatura t = 565 oC, lacare se descompune eutectoid: β ⇒ α + γ2;

• γ este (ca şi β) o fază bertholidă; γ prezintă două modificaţii (formealotropice): γ1, stabilă deasupra temperaturii t = 785 oC, corespunzătoarecompusului Cu9Al4, cu structură cristalină cubică şi γ2, stabilă sub temperaturat = 785 oC, corespunzătoare compusului Cu32Al19, cu structură cubică complexă,duritate ridicată şi fragilitate accentuată.

Aşa cum se poate observa examinând diagrama de echilibru din figura 9.18,bronzurile cu aluminiu (spre deosebire de bronzurile clasice) au un interval desolidificare restrâns (10...15 oC); ca urmare, aceste aliaje au proprietăţi de turnarefoarte bune (fluiditate ridicată, aptitudine de a realiza piese turnate compacte, curetasura de contracţie concentrată). Bronzurile cu aluminiu prezintă însă, lasolidificarea după turnare, tendinţa de a forma cristale dendritice lungi (columnare),care înrăutăţesc comportarea la deformare plastică (măresc înclinaţia spre fisurare) a


158

pieslor şi semifabricatelor turnate; acest dezavantaj poate fi eliminat, dacă laelaborare se face modificarea lor cu V, Ti, B şi li se aplică o bună dezoxidare(pentru evitarea apariţiei în structură a incluziunilor fragile de Al2O3).

Fig. 9. 18. Diagrama de echilibru asistemului de aliaje Cu − Al

Fig. 9. 19 Variaţia caracteristicilor mecanice alebronzurilor cu aluminiu în funcţie de %Alm

Tabelul 9.10. Coordonatele punctelor caracteristice ale diagramei de echilibru Cu − Al

Punctul A B C F G K M P QAbscisa, %Snm 0 8,3 11,2 7,4 9,0 9,4 12,0 13,6 9,4Ordonata, oC 1083 1035 1048 1035 1035 565 565 785 ta

În funcţie de structura pe care o prezintă (la ta) în stările M sau O, decaracteristicile mecanice asigurate (redate sintetic, în funcţie de concentraţiamasică a aluminiului, în diagramele din fig. 9.19) şi de procedeul tehnologicrecomandat pentru realizarea semifabricatelor şi pieselor, bronzurile cu aluminiuse pot clasifica astfel:

A. Bronzurile monofazice αααα (cu structura la ta alcătuită numai din cristalede soluţie solidă α) au %Alm < 9 % şi sunt bronzuri deformabile;

B. Bronzurile hipoeutectoide (bronzurile bifazice) au %Alm ≥ 9 % şi sefolosesc în mod obişnuit ca bronzuri de turnare; structura la ta a semifabricatelorşi pieselor realizate din astfel de bronzuri conţine fazele α şi γ2 şi, respectiv,constituenţii α (preeutectoid) şi amestecul eutectoid (α + γ2), duritatea şifragilitatea acestei structuri crescând pe măsură ce se măreşte conţinutulprocentual de eutectoid (α + γ2). Bronzurile bifazice cu %Alm = 9,5...10,5 % se potprelucra şi prin deformare plastică la cald, dacă temperatura la care se facedeformarea este situată în domeniul în care aceste aliaje prezintă structurămonofazică β (structură care se poate menţine şi la ta, dacă se aplică un TT de


159

călire, corespunzător obţinerii stărilor TA sau TB).Bronzurile cu aluminiu au, în comparaţie cu bronzurile clasice, rezistenţă

la coroziune mult mai bună (în medii ca: apa de mare şi soluţiile saline, soluţiilede acid carbonic, soluţiile unor acizi organici), densitate mai mică, caracteristicide antifricţiune şi rezistenţa la uzare mai scăzute şi caracteristici mecaniceasemănătoare. Pentru îmbunăţăţirea unor caracteristici de utilizare, bronzurile cualuminiu se pot alia suplimentar şi cu alte elemente, cum ar fi:

• fierul, în concentraţii %Fem = 3...5 %, finisează granulaţia, măreşterezistenţa mecanică şi duritatea, îmbunătăţeşte comportarea bronzurilor latemperaturi ridicate, dar micşorează fluiditatea acestora (înrăutăţeşte proprietăţilede turnare);

• manganul, în concentraţii masice %Mnm ≤ 2 %, are efecte similare cuale fierului, amplificând efectele acestui element de aliere;

• nichelul, în concentraţii masice %Nim ≤ 5 %, are efecte asemănătoarefierului şi manganului şi, în plus, îmbunătăţeşte caracteristicile de antifricţiune alebronzurilor şi măreşte refractaritatea acestora (rezistenţa la oxidare/coroziune latemperaturi înalte).

Mărcile de bronzuri cu aluminiu comerciale corespund prescripţiiloranterior formulate; de exemplu, CuAl10Fe3 şi CuAl9Mn2 sunt mărci debronzuri monofazice α (bronzuri deformabile), iar G CuAl10Fe3; G CuAl10Mn şiG CuAl9Fe5Ni5 sunt mărci de bronzuri bifazice (bronzuri de turnare).

9.5.3.3. Bronzurile cu siliciu folosite în tehnică au %Sim ≤ 3 % şi prezintă (înmod obişnuit) în stare solidă o structură monofazică α ≡ Cu(Si); acestea se pot utilizaatât ca bronzuri deformabile, cât şi ca bronzuri de turnare şi au caracteristicimecanice ridicate (Rm = 200...300 N/mm2, Rp0,2 = 140...200 N/mm2 şi A = 15...25 %la bronzurile deformate plastic la cald sau de turnare şi Rm = 750...900 N/mm2,Rp0,2 = 450...500 N/mm2 şi A = 3...8 % la bronzurile ecruisate prin deformare plasticăla rece), rezistenţă mare la coroziune şi o bună prelucrabilitate prin aşchiere,prezentând şi avantajul de a fi mai ieftine decât celelalte tipuri de bronzuri.

Bronzurile binare cu siliciu se utilizează mai rar în aplicaţiile tehnice, deobicei fiind preferată folosirea bronzurilor ternare sau complexe (bronzuri cusiliciu aliate suplimentar şi cu alte elemente, care să determine sporirea anumitorproprietăţi de utilizare ale acestora); de exemplu:

• bronzurile cu siliciu şi mangan (cu %Sim = 2...3 % şi %Mnm = 1...2 %)au proprietăţi bune de turnare, se pot prelucra prin deformare plastică la cald (lat = 800 ... 850 oC) şi sunt indicate pentru realizarea unor piese pentru construcţiade maşini sau pentru industria chimică (elemente elastice, piese cu proprietăţibune antifricţiune, produse rezistente la acţiunea apei de mare, apelor reziduale,petrolului şi produselor petroliere);


160

• bronzurile cu siliciu şi nichel (cu %Sim = 1...2 % şi %Nim = 1...3 %) seprelucrează bine prin deformare plastică la cald (la t = 850 ... 900 oC) şi la rece şiprezintă bune proprietăţi antifricţiune şi rezistenţă la uzare (mai ales, dacăsolicitările mecanice sunt intense, ungerea este insuficientă şi temperaturile delucru sunt ridicate); în structura de echilibru la ta a acestor bronzuri apare fazaNi2Si, care prezintă o mare variaţie cu temperatura a solubilităţii în faza α,permiţând obţinerea la aceste aliaje a unor efecte de durificare substanţiale, prinaplicarea unui TT alcătuit din călire de punere în soluţie (de la ti = 900...950 oC),urmată de îmbătrânire artificială (la ti = 450...500 oC).

• bronzurile cu siliciu şi plumb (%Sim = 2...3 % şi %Nim = 1...4 %) secaracterizează printr-o bună prelucrabilitate prin aşchiere şi bune proprietăţiantifricţiune, datorită particulelor intercristaline de plumb pe care le prezintă înstructură.

Mărcile de bronzuri cu siliciu comerciale corespund prescripţiilor anteriorformulate; cele mai utilizate mărci de bronzuri cu siliciu sunt: CuSi1,5; CuSi3 şiG CuSi4.

9.5.3.4. Bronzurile cu beriliu folosite în tehnică au %Bem ≤ 2,5 % şiprezintă, în funcţie de concentraţia masică a beriliului, structurile indicate dediagrama de echilibru redată în figura 9.20, punctele caracteristice ale acesteidiagrame având coordonatele precizate în tabelul 9.11.

Fazele care apar pe diagrama de echilibru Cu – Be au următoarelesemnificaţii:


161

• L este soluţia lichidă a componentelor Cu şi Be;• α este soluţia solidă de substituţie α ≡ Cu(Be), cu structură cristalină de

tip CFC, care poate fi deformată plastic uşor;• β este o fază bertholidă, cu structură cristalină de tip CVC; aşa cum se

poate observa pe diagrama de echilibru, faza β poate să apară în structurabronzurilor industriale ca urmare a desfăşurării transformării peritectice (lat = 865 oC) L + α ⇒ β sau ca urmare a diminuării solubilităţii beriliului în cupruo dată cu scăderea temperaturii;

• γ este o fază bertholidă pe baza compusului CuBe, cu structură cristalinăde tip CVC, care rezultă prin transformarea eutectoidă (la t = 620 oC) β ⇒ α + γ.

Bronzurile cu beriliu utilizate în mod obişnuit au %Bem = 1,5...2,0 % şiprezintă la ta, în stările M sau O, o structură alcătuită din fazele α şi γ şi, respectiv,din constituenţii α şi amestecul eutectoid (α + γ); în aceste stări structuralecaracteristicile mecanice nu sunt foarte ridicate (caracteristicile la tracţiune sunt:Rm = 450 ... 500 N/mm2; Rp0,2 = 300 ... 350 N/mm2 şi A = 30 ... 40 %, iar duritateaeste 90 ... 110 HB). Datorită variaţiei mari cu temperatura a solubilităţiiberiliului în cupru, semifabricatele şi piesele confecţionate din aceste aliaje sepot trata termic prin călire de punere în soluţie (de la ti = 800 ... 820 oC),pentru obţinerea unei structuri monofazice α (cu cristale de α suprasaturate cuberiliu), urmată de îmbătrânire artificială (la ti = 300 ... 350 oC); efectele dedurificare ale acestui TT se pot mări substanţial, dacă (după călire) se faceecruisarea controlată a acestor bronzuri prin deformare plastică la rece. Înstările de livrare TF sau TH (care se obţin aplicând operaţiile tehnologiceprecizate mai înainte), caracteristicile mecanice la tracţiune ale bronzurilor cuberiliu ating nivelurile Rm = 1100 ... 1500 N/mm2; Rp0,2 = 1000 ... 1050 N/mm2

şi A = 2 ... 5 %, iar duritatea lor este 350 ... 400 HB.Pentru micşorarea concentraţiei beriliului (care este un element de

aliere scump) în bronzurile industriale şi creşterea efectelor de durificare aleîmbătrânirii se practică alierea suplimentară a acestora cu mangan(%Mnm = 0,5...2,5 %), a cărui contribuţie la durificarea structurii produselor dinastfel de materiale este datorată formării compusului MnBe2, iar pentruîmbunătăţirea tenacităţii acestor bronzuri se foloseşte alierea suplimentară cuNi (%Nim = 0,2...0,5 %).

Principalele mărci de bronzuri cu beriliu comerciale sunt: CuBe1,7;CuBe1,9 şi CuBe0,6Mn; aceste materiale se folosesc la realizarea elementelorelastice (arcuri, lamele elastice etc.), sculelor antiscântei (care nu produc scânteiprin lovire) şi pieselor care trebuie să prezinte bune proprietăţi antifricţiune sau caresunt puternic solicitate mecanic în medii de lucru active (apă de mare, abur etc.).


162

9.5.3.5. Bronzurile cu plumb se folosesc în tehnică (datorită proprietăţilorantifricţiune pe care le prezintă) ca materiale pentru confecţionarea cuzineţilor(piese inelare, realizate dintr-o bucată sau din două semiinele, pe care se sprijinăarborii maşinilor şi utilajelor) lagărelor de alunecare (organe de maşini alcătuite dincuzineţi şi elementele de poziţionare şi susţinere a acestora). Deoarece cuprul şiplumbul sunt insolubile în stare solidă, structura la ta a bronzurilor cu plumb estealcătuită din cristale de cupru şi separări intergranulare de plumb.

Datorită insolubilităţii în stare solidă a cuprului şi plumbului şi diferenţelormari între temperaturile lor de solidificare – topire şi între densităţile acestora,bronzurile cu plumb manifestă o mare tendinţă de segregare (separare) acomponentelor în structură. Pentru a anihila această tendinţă şi a asigura odistribuţie uniformă a formaţiunilor intercristaline de plumb (cu rol lubrifiant) înmatricea de cupru a structurii se practică alierea lor suplimentară cu nichel(%Nim = 1,0...2,5 %) şi răcirea forţată la solidificare a acestor bronzuri.

Cuzineţii din bronzuri cu plumb se realizează prin turnare; deoarecebronzurile cu plumb au rezistenţă mecanică scăzută (rezistenţa la rupere esteRm = 50...150 N/mm2, iar duritatea 30...50 HB), se practică turnarea cuzineţilorpe suporţi din oţel şi/sau se face alierea suplimentară a bronzurilor cu elemente caremăresc duritatea matricei lor structurale: staniu (%Snm = 5...10 %), stibiu(%Sbm = 1...2 %), fosfor (%Pm < 0,3 %) sau zinc (%Znm = 1...3 %).

Mărcile de bronzuri cu plumb comerciale corespund prescripţiilor anteriorformulate; cele mai utilizate mărci sunt: G CuPb25; G CuPb20Sn5; G CuPb15Sn8şi G CuPb7Sn7Zn3.

9.6. Aluminiul şi aliajele pe bază de aluminiu

Sub formă de metal pur sau sub formă de component de bază al unoraliaje, aluminiul este utilizat în prezent pentru realizarea de semifabricate şiproduse pentru multe ramuri economice importante: aeronautică, construcţii civileşi industriale, electrotehnică şi telecomunicaţii, energetică neconvenţională(solară, eoliană), forajul sondelor de petrol, chimie şi petrochimie, fabricareaambalajelor. Principalele proprietăţi fizico – chimice şi mecanice şi clasele depuritate tehnică ale aluminiului sunt descrise complet de caracteristicile redate întabelele 1.2, 9.1, 9.2 şi 9.3, caracteristicile care trebuie remarcate, deoarece audeterminat opţiunile pentru utilizarea acestui metal în cele mai multe aplicaţii,sunt: densitatea scăzută, plasticitatea bună şi conductibilitatea termică şi electricăridicată. Principalele impurităţi ale aluminiului tehnic se pot clasifica înurmătoarele categorii:


163

• impurităţi solubile în aluminiul solid (Si, Cu, Mg, Zn, Mn, Ni, Cr, Ti,Ta, Zr); efectele prezenţei acestor impurităţi în concentraţii masice mici, constândîn diminuarea proprietăţilor de turnare (Cu, Mg, Zn, Mn) sau îmbunătăţireaacestora (Si şi, mai ales, Ti, Ta, Zn, care fiind greu fuzibile se comportă camodificatori şi determină obţinerea unor structuri primare cu granulaţie fină),creşterea rezistenţei mecanice şi scăderea plasticităţii (Si, Mg, Zn, Mn, Cr, Mo),mărirea rezistenţei la coroziune (Si, Mg, Mn, Ni) sau diminuarea acesteia (Cu),creşterea refractarităţii (Ni, Cr, Mo), îmbunătăţirea prelucrabilităţii prin aşchiere(Cu, Zn), reducerea conductibilităţii electrice (Mn) etc., sunt de obiceiacceptabile;

• impurităţi insolubile în aluminiul solid (Sn, Pb, Bi); aceste impurităţiuşor fuzibile se separă la limitele cristalelor de aluminiu şi influenţează negativprelucrabilitatea prin deformare plastică la cald (generează fenomene de fragilitatesau fisurare la cald);

• impurităţi care formează cu aluminiul compuşi chimici (Fe, Si, As, Sb);prezenţa compuşilor (Al3Fe, Al12Fe3Si, AlAs, AlSb) pe care îi formează aluminiulcu aceste impurităţi are ca efect principal diminuarea plasticităţii şi tenacităţiisemifabricatelor sau produselor din aluminiu.

Aluminiul are o bună rezistenţă la coroziune în multe medii de lucru:atmosfere poluate, ape reziduale, vapori de apă, medii apoase care conţin dioxidde carbon, soluţii de acid sulfuric etc. Rezistenţa la coroziune a produselor dinaluminiu se datorează acoperirii lor (pe cale naturală sau prin aplicarea unorprocedee tehnologice de tratare chimică sau electrochimică) cu o peliculă deAl2O3, aderentă, compactă şi foarte rezistentă la coroziune, care împiedicăatacarea produselor de către mediilor active de lucru. Prezenţa impurităţilor (Fe,Cu, etc.) sau unele medii active (soluţiile de acid azotic, soluţiile de acid fosforic,amoniacul) pot determina declanşarea unor procese de corodare intensă aproduselor din aluminiu.

Aluminiul are o bună capacitate de a forma aliaje, principalele aliaje pebază de aluminiu folosite în tehnică fiind prezentate în continuare.

9.6.1. Aliajele Al −−−− Cu

Aliajele aluminiului având ca element de aliere principal cuprul au o largăutilizare în tehnică (construcţia de maşini, aeronautică, petrol, chimie şipetrochimie etc.). Structura acestor aliaje se poate analiza apelând la diagrama deechilibru fazic Al − Cu, prezentată în figura 9.21. Fazele care apar pe aceastădiagramă au următoarele semnificaţii:

• L este soluţia lichidă a componentelor Al şi Cu;


164

• α este soluţia solidă de substituţie având ca solvent aluminiul şi ca solutcuprul ( α ≡ Al(Cu)); deoarece prezintă, ca şi solventul sau, structură cristalinăde tip CFC, soluţia solidă α se caracterizează printr-o bună plasticitate, putând fideformată plastic uşor, atât la cald cât şi la rece;

• θ este un compus intermetalic de tip geometric, din categoria fazelorLaves, cu formula chimică Al2Cu şi concentraţia masică de cupru %Cum = 54,1%,care prezintă o structură cristalină de tip tetragonal.

Deoarece configuraţia diagramei de echilibru din figura 9.21 corepundecele prezentate în figura 9.1, aliajele Al − Cu se pot supune TT de călire de punereîn soluţie, fiind susceptibile de a fi durificate prin călire şi îmbătrânire naturală sauartificială (v. subcap. 9.3). Pornind de la această observaţie, aliajele Al − Cu se potclasifica în două categorii: a) aliaje deformabile şi durificabile structural prin TT;b) aliaje pentru turnare.

Fig. 9.21. Diagrama de echilibrua sistemului de aliaje Al − Cu

Fig. 9.22. Structura de echilibru la taa aliajelor Al − Cu cu %Cum = 4 %

9.6.1.1. Aliajele industriale Al – Cu deformabile şi durificabilestructural prin TT se caracterizează printr-o concentraţie masică de cupru%Cum = 2...5 % (situată în intervalul delimitat de abscisele punctelor C şi B alediagramei de echilibru din figura 9.21) şi au structura de echilibru la ta alcătuitădintr-o matrice de soluţie solidă α, în care sunt distribuite uniform particule defază secundară θ, aşa cum se poate observa în figura 9.22.

Procesul tehnologic prin care se realizează prelucrarea prin deformareplastică şi durificarea structurală a unui semifabricat confecţionat dintr-unastfel de aliaj are următoarele etape:


165

• călirea de punere în soluţie, constând din răcirea în apă a semifabricatuluiîncălzit la o temperatură tic situată în intervalul (tso, ts), pentru obţinerea la ta a uneistructuri monofazice, alcătuită din cristale de soluţie solidă α suprasaturată în cupru;

• prelucrarea prin deformare plastică a semifabricatului cu structurămonofazică α;

• îmbătrânirea (naturală sau artificială), constând din menţinereaprodusului prelucrat prin deformare plastică la o temperatură tii ∈ [ta, ts0), învederea separării din soluţia solidă α suprasaturată a precipitatelor (zone GP, θ”,θ’ sau θ) capabile să producă durificarea la nivelul dorit a structurii (v. scap. 9.3).

Aliajele industriale aparţinând acestei categorii au compoziţie complexă,alierea aluminiului cu mai multe elemente fiind determinată de necesităţi privindîmbunătăţirea prelucrabilităţii prin deformare plastică, anihilarea influenţelornegative ale unor impurităţi greu de eliminat la elaborare, sporirea capacităţii dedurificare prin călire şi îmbătrânire, îmbunătăţirea rezistenţei la coroziune etc.Cele mai folosite sunt aliajele Al – Cu – Mg cu adaosuri de Mn, cunoscute subdenumirea de duraluminiu; compoziţia chimică a acestor aliaje se caracterizeazăprin: %Cum = 2...5 %; %Mgm = 0,2...2,4 %; %Mnm = 0,2...1,5 %, iar impurităţilepermanent prezente sunt Fe şi Si (concentraţiile masice maxime uzual acceptatepentru fiecare din aceste elemente fiind de 0,5...0,6 %). Proprietăţile acestoraliaje sunt influenţate de ponderea elementelor de aliere, de raportulconcentraţiilor acestora şi de prezenţa impurităţilor (Fe, Si):

* rezistenţa mecanică, plasticitatea şi capacitatea de durificare prin TTsunt influenţate substanţial de concentraţiile cuprului şi magneziului şi de raportulacestora; cea mai mare rezistenţă mecanică se poate obţine la aliajele cu%Cum = 4...5 %; %Mgm = 1...2 % şi 7,2...3,1%

%=

mMgmCu

, în timp ce plasticitatea cea

mai mare (dar rezistenţa mecanică cea mai scăzută) o au aliajele cu%Cum = 4,0...4,5 %; %Mgm = 0,2...0,3 % şi 19...18%

%=

mMgmCu

;

* prelucrabilitatea prin deformare plastică şi rezistenţa la coroziune seînrăutăţesc când concentraţiile impurităţilor (Fe şi Si) cresc, aceste influenţenegative fiind diminuate dacă raportul

mSmFe

i%%

este menţinut la o valoare

subunitară;* capacitatea de durificare prin TT este diminuată la creşterea

concentraţiei fierului, deoarece acesta fixează o parte din cupru sub formacompusului Al7FeCu2 (fază insolubilă în matricea α) şi diminuează astfelcantitatea de cupru disponibilă pentru formarea la îmbătrânire a precipitatelor ceasigură durificarea structurală a aliajelor; dacă %Mgm ≥ 1 %, efectul negativ alfierului este eliminat.


166

Structura de echilibru la ta a aliajelor de tip duraluminiu este alcătuită dinmatricea α şi diverşi compuşi chimici (cu prezenţa şi ponderea dependente decompoziţia aliajului): Al2Cu (faza θ), Al2CuMg (faza S), Mg2Al3 (faza β), Mg2Si,Al6CuMg4, (Mn,Fe)Al6 şi Al7Cu2Fe.

Durificarea prin călire de punere în soluţie şi îmbătrânire a aliajelor de tipduraluminiu se realizează prin mecanismele prezentate în cazul aliajelor Al – Cu.La încălzirea în vederea călirii compuşii intermetalici pe bază de Al, Cu, Mg (θ, S,β etc.) se dizolvă în matricea α, în timp ce compuşii conţinând Fe şi Mn rămânnedizolvaţi şi se menţin în structura aliajelor călite (cu efecte negative asupraplasticităţii acestei structuri). În procesul de îmbătrânire se formează mai întâizone GP (de forma unor bastonaşe sau sfere), apoi precipitate metastabilesemicoerente cu matricea α (θ’, S’, β’ etc.), iar în cazul unei îmbătrâniri avansate– precipitate stabile necoerente cu matricea α (θ, S, β etc.).

Deoarece, aşa cum s-a arătat în scap. 9.3, tratamentele de durificarestructurală aplicate aliajelor de tip duraluminiu nu conduc la stări structurale deechilibru stabil, menţinerile ulterioare ale acestor aliaje la temperaturi t > ta potproduce modificări structurale cu efecte substanţiale asupra caracteristicilormecanice. Acest fenomen este sugestiv ilustrat de diagramele prezentate în figura9.23, care redau, pentru un aliaj %Cum = 3,8...4,9 %; %Mgm = 1,2...1,8 %;%Mnm = 0,3...0,9 %, %Fem ≤ 0,5 %, %Sim = ≤ 0,5 % (corespunzător mărcii2024 − T8 sau AlCu4Mg1,5Mn − T8), variaţiile caracteristicilor mecanice latracţiune determinate la ta după menţinerea aliajului, diferite durate, la temperaturit ∈ [ta, 400 oC] şi de diagramele prezentate în figura 9.24 care redau, pentruacelaşi aliaj, variaţiile caracteristicilor mecanice la tracţiune determinate prinîncercări la temperaturi t ∈ [ta, 400 oC], efectuate după diferite durate demenţinere a aliajului la temperatura de încercare.

Mărcile de aliaje uşoare de tip duraluminiu, folosite la confecţionareasemifabricatelor (table, platbande, ţevi, profile extrudate etc.) din care serealizează piese şi echipamente pentru aeronave, autovehicule, instalaţiipetrochimice, instalaţii de forare a sondelor, etc., corespund simbolurilor:AlCu4MgMn, AlCu4Mg1,5Mn şi AlCu4MgMnSi.

9.6.1.2. Aliajele industriale Al – Cu pentru turnare se caracterizeazăprintr-o concentraţie masică de cupru %Cum = 3...10 %. Structura de echilibru la taeste alcătuită din soluţie solidă α şi formaţiuni de fază secundară θ, în cazulaliajelor cu %Cum ≤ 5,7 % sau din soluţie solidă α, eutectic (α+θ) şi separări defază secundară θ, în cazul aliajelor %Cu > 5,7 %.

Aliajele din această categorie se pot alia suplimentar, ca şi aliajeledeformabile, cu Mg, Ni, Mn, Bi, Si.

Produsele realizate prin turnare din astfel de aliaje se pot sau nu supune


167

durificării structurale printr-un TT alcătuit din călire de punere în soluţie şiîmbătrânire naturală sau artificială. Durificarea structurală prin TT poate fisubstanţială la aliajele cu %Cum ≤ 5,7 %, la care nu apare în structura de echilibrueutecticul (α+θ) şi este puţin importantă la aliajele cu %Cum > 5,7 %, lasolidificarea cărora se produce transformarea eutectică L ⇒ α + θ şi principalulefect durificator îl aduce prezenţa în structură a eutecticului (α+θ).

Fig.9.23. Caracteristicile mecanice latracţiune ale unui aliaj 2024 – T8, determinatela ta după menţinerea aliajului, diferite durate,

la temperaturi t ∈ [ta, 400 oC]

Fig.9.24. Caracteristicile mecanice latracţiune ale unui aliaj 2024 – T8, determinateprin încercări la temperaturi t ∈ [ta, 400 oC],efectuate după diferite durate de menţinere a

aliajului la temperatura de încercare.Spre deosebire de aliajele deformabile, la care durificarea structurală se

asigura în mod obişnuit prin atingerea stărilor T3, T4, T6 sau T8, durificareastructurală a aliajelor pentru turnare se obţine de obicei prin atingerea stărilor T1sau T5 (răcirea rapidă după turnare, pentru obţinerea unei structuri cu soluţiesolidă α suprasaturată în elemente de aliere, urmată de îmbătrânire naturală sauartificială) şi, mai rar, prin atingerea stărilor T4 sau T6.

Mărcile de aliaje industriale de acest tip (folosite pentru confecţionarea desemifabricate turnate cu destinaţii similare celor prezentate în cazul aliajelordeformabile) sunt: G AlCu10, G AlCu8, G AlCu4Si4MnSi, G AlCu6Si5Mg,G AlCu4Ni2Mg, G AlCu4MgTi, GAlCu4Si1, GAlCu10Mg.


168

9.6.2. Aliajele Al −−−− Mg

Aliajele aluminiului având ca element de aliere principal magneziul seutilizează în tehnică (la fel ca şi aliajele Al − Cu şi Al – Cu − Mg) în aplicaţiilecare impun materiale uşoare (cu densitate scăzută). Diagrama de echilibru asistemului de aliaje Al − Mg este prezentată în figura 9.25 şi are aceeaşiconfiguraţie ca şi diagrama sistemului de aliaje Al − Cu, redată în figura 9.21.Fazele care apar pe această diagramă au următoarele semnificaţii:

• L este soluţia lichidă a componentelor Al şi Mg;• α ≡ Al(Mg) este o soluţie solidă de substituţie, cu structură cristalină de

tip CFC şi cu bună plasticitate, care se poate prelucra prin deformare plastică larece sau la cald;

• β este o fază bertholidă, cu formula chimică Al3Mg2 şi cu concentraţiamasică de Mg variabilă în intervalul [35,3 % ; 37,7 %].

Aliajele Al − Mg se pot clasifica în două categorii; a) aliaje deformabile;b) aliaje pentru turnare.

9.6.2.1. Aliajele industriale Al – Mg deformabile sunt de două tipuri:• aliajele monofazice α, cu %Mgm = 0,5...2,8 % (sub limita solubilităţii

magneziului în aluminiu la ta), care se pot durifica numai datorită ecruisăriiproduse de prelucrarea lor prin deformare plastică la rece;

• aliaje bifazice α + β, cu %Mgm = 4,5...12 % (sub limita solubilităţiimagneziului în aluminiu la t = 450 oC), care se pot durifica structural prin călirede punere în soluţie şi îmbătrânire (la fel ca şi aliajele Al − Cu sau de tipduraluminiu), aplicându-se succesiunea de operaţii corespunzătoare atingeriistărilor T3, T4, T6 sau T8; efectele de durificare structurală prin TT suntimportante, determinând, de exemplu, la aliajele cu %Mgm = 8...10 %, care înstare recoaptă au Rm = 300...250 N/mm2 şi A = 14...15 %, creşterea rezistenţeimecanice la Rm = 500...520 N/mm2, cu menţinerea alungirii procentuale dupărupere la niveluri A ≥ 8...10 %.

Aliajele din această categorie (cunoscute în tehnică sub denumirea demagnaliu sau alumag) se aliază suplimentar cu Mn (%Mnm = 0,5...1,0 %), Cr(%Crm = 0,1...0,2 %), Si (%Sim = 1...5 %), Ti (%Tim ≤ 0,2 %) şi V (%Vm ≤ 0,2 %),care contribuie la creşterea efectelor de durificare structurală prin TT, la finisareagranulaţiei şi la sporirea caracteristicilor mecanice şi rezistenţei la coroziune.

Cele mai folosite aliaje din această categorie corespund mărcilor: AlMg1,AlMg2, AlMg3, AlMg5, AlMg1SiCr, AlMg1Mn1, AlMg7, AlMg9MnSi,AlMg5Ti şi AlMg5SiV.


169

Fig. 9.25. Diagrama de echilibrua sistemului de aliaje Al − Mg

Fig. 9.26. Diagrama de echilibrua sistemului de aliaje Al − Si

9.6.2.2. Aliajele industriale Al – Mg pentru turnare au %Mgm = 2...12 %.Structura de echilibru a semifabricatelor turnate din astfel de aliaje (obţinută dupăaplicarea unei recoaceri de omogenizare la ti = 450...500 oC, cu τm = 30...60 ore)este alcătuită din cristale de soluţie solidă α şi o reţea celulară intercristalinăde fază β. Deoarece faza β (compusul Al3Mg2) are rezistenţă scăzută laacţiunea mediilor active de lucru, produsele turnate cu această structurăsuferă în exploatare un proces de coroziune intercristalină (atacareapreferenţială a reţelei intercristaline de Al3Mg2). Pentru a preveni apariţiaacestui fenomen nedorit, produsele turnate din astfel de aliaje se supun unuiTT, care constă din încălzirea şi menţinerea lor îndelungată la ti = 500...530 oC(pentru dizolvarea fazei β în matricea α) urmată de o răcire (călire) în apă(pentru menţinerea la ta a structurii monofazice α); revenirea produselorcălite la ti = 80...100 oC, cu menţineri τm = 48...50 ore, determină precipitareaparţială a fazei β (care are efecte de durificare a structurii) sub forma unorşiruri intercristaline alcătuite din particule globulare (care nu mai formează oreţea continuă şi nu mai determină producerea fenomenului de coroziuneintercristalină).

Cele mai utilizate aliaje din această categorie corespund mărcilor:G AlMg3, G AlMg5, G AlMg10 şi G AlMg9MnSiTi.


170

9.6.3. Aliajele Al −−−− Zn

Aliajele aluminiului, având ca element principal de aliere zincul(%Znm = 5...8 %) şi adaosuri de Mg (%Mgm = 2...3 %), Cu (%Cum = 1...2 %) şialte elemente (Mn, Cr, Ti, Si, Zr, introduse fiecare în concentraţii masice care nudepăşesc 0,2 %), se folosesc în tehnică, sub denumirea de zincral sau alzimac, caaliaje deformabile cu rezistenţă mecanică ridicată (Rm = 550...750 N/mm2 şiA ≥ 8 %).

Structura de echilibru la ta a aliajelor din această categorie este similarăcelei corespunzătoare aliajelor tip duraluminiu, conţinând în plus compuşiiintermetalici: MgZn2, (faza M) sau Al2Mg3Zn3 (faza T).

Caracteristicile de rezistenţă mecanică prezentate anterior corespund înmod obişnuit produselor livrate în starea T6; în procesul de îmbătrânire artificialăal aliajelor călite se formează în stadiile iniţiale zone GP, iar în stadiile avansate –precipitate metastabile semicoerente cu matricea α (de tip M’, T’ etc.) şi apoiprecipitate stabile necoerente (de tip M,T etc.)

Aliajele din această categorie folosite cu cea mai mare pondere înaplicaţiile tehnice corespund mărcii AlZn6Mg2,5Cu1,5.

9.6.4. Aliajele Al – Si

Aliajele aluminiului având ca element de aliere principal siliciul seutilizează în tehnică, sub denumirea silumin, ca aliaje uşoare pentru turnare(corpuri de maşini, cartere şi pistoane pentru motoare cu ardere internă şicompresoare de aer, armături şi piese industriale rezistente la uzură şi coroziune latemperaturi ridicate în prezenţa gazelor oxidante, corpuri de carburatoare pentruautovehicule etc.). Structura acestor aliaje se poate analiza apelând la diagrama deechilibru fazic Al - Si, prezentată în figura 9.26. Fazele care apar pe aceastădiagramă au următoarele semnificaţii:

• L este soluţia lichidă a componentelor Al şi Si;• α este soluţia solidă având ca solvent aluminiul şi ca solut siliciul

(α ≡ Al(Si)); α are structură cristalină de tip CFC şi prezintă o bună palsticitate;• β este soluţia solidă având ca solvent siliciul şi ca solut aluminiul

(β ≡ Si(Al)); deoarece solubilitatea aluminiului în siliciu este foarte redusă(concentraţia masică de Al care se poate dizolva în Si este %Alm = 0,5 %, lat = 577 oC şi %Alm ≅ 0 % la ta) se poate considera că β ≡ Si.

Aliajele folosite cu precădere în tehnică, datorită proprietăţilor lor bune deturnare (temperatura de solidificare-topire scăzută, fluiditate ridicată etc.), sunt


171

aliajele eutectice sau uşor hipereutectice (cu %Sim = 11...14 % ) a căror structurăde echilibru la ta este alcătuită din cristale de Si (formate preeutectic) şi eutectic(α+β), aşa cum se poate observa pe micrografia din figura 9.27. Aliajele cu o astfelde structură nu au caracteristici mecanice convenabile (Rm = 130...150 N/mm2 şiA = 1...2 %) şi prezintă rezistenţă scăzută la acţiunea mediilor corosive. Pentruîmbunătăţirea caracteristicilor mecanice şi tehnologice ale acestor aliaje sepractică modificarea cu sodiu (care se adaugă înainte de turnare, sub formă decloruri sau fluoruri, peste aliajele topite). Prezenţa sodiului determină micşorareatemperaturii eutectice de la 577 oC la 565 oC şi deplasarea concentraţiei eutecticede la %Sim = 11,7 % la %Sim = 14 %, astfel că structura de echilibru a aliajelor lata va fi alcătuită din cristale de soluţie solidă α (separate preeutectic) şi eutectic(α+β), aşa cum se poate observa pe micrografia prezentată în figura 9.28; înacelaşi timp, modificarea cu sodiu determină formarea unor particule de adsorbţiepe suprafeţele germenilor cristalini şi asigură astfel o structură primară cugranulaţie fină, caracterizată prin niveluri ridicate ale rezistenţei mecanice şiplasticităţii (Rm = 200...260 N/mm2 şi A = 6...10 %).

Fig. 9.27. Structura de echilibru la taa siluminului nemodificat (%Sim = 13 %)

Fig. 9.28. Structura de echilibru la taa siluminului modificat cu Na (%Sim = 13 %)

În tehnică se utilizează şi aliaje de tip silumin cu conţinuturi scăzute de Si(%Sim = 5...10 %), aliate suplimentar cu Mg (%Mgm = 0,3...0,8 %), Cu(%Cum = 1...4 %) sau Ni (%Nim = 0,3...3,0 %), care formează compuşiintemetalici cu componentele existente în aceste aliaje (Mg2Si, Al2Cu, Al3Ni) şicrează astfel posibilitatea durificării structurale prin TT (călire de punere însoluţie de la ti = 350...540 oC, urmată de îmbătrânire artificială la ti = 150...160 oC,cu τm = 3...12 ore) a produselor turnate realizate din astfel de aliaje.

Aliajele din această categorie folosite de obicei în aplicaţii tehnicecorespund mărcilor: GAlSi12Mn, GAlSi12CuMgni, GAlSi9Cu3Mg,GAlSi8cu3Ni şi GAlSi9Mg.


172

9.7. Titanul şi aliajele pe bază de titan

Titanul şi aliajele sale constituie materiale deosebit de importante pentrutehnica modernă, datorită caracteristicilor mecanice ridicate (mai ales latemperaturi înalte), densităţii scăzute ( 4500ρ ≅Ti kg/m3), comportării foarte buneîn prezenţa mediilor active de lucru şi posibilităţilor de prelucrare prin deformareplastică şi de influenţare a proprietăţilor lor prin aplicarea de tratamente termice.Principalele proprietăţi fizico-chimice şi mecanice şi clasele de puritate tehnicăale titanului sunt descrise complet de caracteristicile redate în tabelele 1.2, 9.1, 9.2şi 9.3. Pentru înţelegerea corespunzătoare a principalelor aspecte referitoare latitan şi aliajele acestuia trebuie subliniate următoarele aspecte particulare:

• titanul prezintă două stări alotropice (modificaţii): Tiα, cu structurăcristalină de tip HC, stabil sub temperatura tc = 882 oC şi Tiβ, cu structurăcristalină de tip CVC, stabil deasupra temperaturii tc = 882 oC şi până latemperatura ts = 1660 oC;

• impurităţile cu grad major de nocivitate (în afară de cele menţionate întabelul 9.2), care modifică valoarea punctului critic tc, măresc rezistenţa mecanică şimicşorează drastic plasticitatea şi tenacitatea titanului făcându-l inapt pentruprelucrarea prin deformare plastică, sunt impurităţile gazoase: oxigenul (a căreiconcentraţie trebuie limitată la 0,2 %, deoarece la depăşirea acesteia oxigenulpătruns în interstiţiile structurii cristaline a titanului produce fragilizarea acestuia),hidrogenul (a cărei concentraţie trebuie limitată la 0,01 %, deoarece la concentraţiimai mari se formează o reţea intercristalină de hidruri de titan care determinăcomportarea fragilă la rupere a titanului), azotul (a cărei concentraţie maximăadmisă este de 0,1 %, deoarece la depăşirea acesteia azotul dizolvat interstiţial întitan produce fragilizarea acestuia) şi carbonul (a carei concentraţie masică trebuielimitată la 0,06 %, deoarece la concentraţii mai mari se formează precipitate decarbură de titan care durifică şi fragilizează titanul); titanul foarte pur areRm = 220...260 N/mm2 şi A = 60...70 %, titanul tehnic (cu conţinuturile deimpurităţi sub limitele admisibile precizate anterior) are Rm = 550...650 N/mm2 şiA = 20...25 %, iar titanul impurificat peste limitele anterior precizate este extremde fragil şi nu poate fi prelucrat prin deformare plastică;

• deformarea plastică a titanului se realizează la temperaturi situatedeasupra punctului critic tc = 882 oC, iar răcirea lentă după deformare conduce laobţinerea unei structuri cu cristale poliedrice de Tiα ≡ α, aşa cum se poate observaîn figura 9.29; răcirea rapidă (călirea) de la temperaturi ti > tc determină formareaunei structuri cu cristale aciculare (numită martensită M ≡ α’), aşa cum se observăpe micrografia prezentată în figura 9.30, a cărei plasticitate se îmbunătăţeşte


173

considerabil dacă se aplică un TT de revenire la o temperatură imediat inferioarăpunctului tc (în această stare titanul are Rm ≥ 700 N/mm2, A ≥ 18 % şi Z ≥ 40%).

Titanul formează aliaje cu diverse elemente, în general, aliajele titanuluiavând concentraţii reduse de elemente de aliere (%EAm ≤ 10 %). Elementele careformează aliaje cu titanul se pot clasifica aşa cum se prezintă în continuare.

A. Elementele stabilizante αααα sau elementele alfagene (Al, Sn, C, N, O)determină creşterea stabilităţii Tiα şi măresc temperatura punctului critic tc, la carese produce transformarea alotropică Tiα ⇔ Tiβ; Diagramele de echilibru alesistemelor de aliaje binare pe care le formează titanul cu astfel de EA auconfiguraţia prezentată în figura 9.31, semnificaţiile fazelor care apar pe aceastădiagramă fiind: L este soluţia lichidă a componentelor Ti şi EA, α – soluţia solidăα ≡ Tiα(EA), β – soluţia solidă β ≡ Tiβ(EA) şi γ – faza intermediară care se poateforma la răcirea aliajelor sistemului prin cristalizare din faza lichidă sau printransformarea peritectică (la t = tp) L + β ⇒ γ şi care se poate descompune printransformarea peritectoidă (la t = tpe) β + γ ⇒ α.

Fig. 9.29. Structura titanului deformatplastic la cald la tDP > tc şi răcit lent

Fig. 9.30. Structura titanului deformat plasticla cald la tDP > tc şi răcit rapid (călit)

B. Elementele stabilizante ββββ sau elementele betagene (Mo, V, Nb) suntizomorfe cu Tiβ (au, ca şi Tiβ, structură cristalină de tip CVC), au solubilitateridicată în Tiβ şi determină creşterea stabilităţii acestuia, micşorând temperaturapunctului critic tc. Diagramele de echilibru ale sistemelor de aliaje binare pe carele formează titanul cu astfel de EA au configuraţia prezentată în figura 9.32,semnificaţiile fazelor care apar pe aceste diagrame fiind identice celor precizate încazul diagramei din figura 9.31.

În categoria elementelor betagene se încadrează şi Mn, Fe, Cu, Cr careformează cu titanul sisteme de aliaje având diagramele de echilibru de tipul celeiprezentate în figura 9.33 (foarte asemănătoare cu diagrama de echilibru metastabilFe − Fe3C), faza γ corespunzând unui compus intermetalic TimEAn (Ti2Cu, Ti2Nietc.); în aceste cazuri faza β ≡ Tiβ(EA) ar trebui să se descompună eutectoid


174

(β ⇒ α + γ ), dar, deoarece transformarea se desfăşoară foarte lent, la vitezele derăcire uzuale pentru aliajele tehnice nu se poate produce şi faza β rămâne stabilăpână la ta.

Fig. 9.31. Diagrama de echilibrua sistemelor de aliaje formate de Ti cuelementele de aliere alfagene (Al, Sn, C, N, O)

Fig. 9.32. Diagrama de echilibrua sistemelor de aliaje formate de Ti cu

elementele de aliere betagene (Mo, V, Nb)care nu formează compuşi chimici cu Ti

Fig. 9.33. Diagrama de echilibru a sistemelor de aliaje formate de Ti cu elementele dealiere betagene (Mn, Fe, Cu, Cr) care formează cu Ti compuşi chimici γ ≡ ΤimΕΑn


175

Ţinând seama de cele prezentate anterior, rezultă că aliajele titaniului sepot clasifica în funcţie de structura pe care o prezintă la ta în:

• aliaje monofazice αααα, în care se încadrează aliajele pe bază de Ti avândca element de aliere principal aluminiul (%Alm = 5...8 %) şi mici adaosuri de alteelemente (alfagene sau betagene): Sn, Mn, Fe, Cr, Mo; cele mai utilizate aliajetehnice din această categorie corespund mărcilor: TiAl5, TiAl5Sn2,5,TiAl3Mn1,5 şi TiAl6Sn2Zr2Mo;

• aliaje bifazice αααα + ββββ, în care se încadrează aliajele tehnice care conţinatât elemente alfagene, ca aluminiul (%Alm = 2...8 %) şi Sn (%Snm = 1...2 %), câtşi elemente betagene (V, Cr, Mo, etc.); cele mai folosite aliaje tehnice dinaceastă categorie corespund mărcilor: TiAl6V4, TiAl6Sn2V6 şiTiAl5Sn2Zr4Mo6Cr4;

• aliaje monofazice ββββ, în care se încadrează aliajele tehnice care conţin înconcentraţii mici de elemente alfagene (%Alm = 2...3 %; %Snm = 1...2 %) şi suntbogat aliate cu elemente betagene (%Crm = 3...10 %; %Vm = 12...14 %;%Mom = 3...13 %); cele mai folosite aliaje tehnice din această categoriecorespund mărcilor: TiV13Cr11Al3; TiMo8V8Fe2Al3 şi TiV10Fe2Al3.

Semifabricatele şi produsele realizate din aliaje pe bază de titan se potsupune unor tratamente termice sau termochimice (carburare, nitrurare, etc.) capabilesă le modifice structura şi să le confere proprietăţile fizico-mecanice impuse decondiţiile lor de utilizare. Cele mai utilizate TT sunt prezentate în continuare.

A. Recoacerea de recristalizare fără schimbare de fază, se aplică laprodusele realizate din aliaje monofazice α şi bifazice în scopul refaceriiplasticităţii după prelucrările prin deformare plastică la rece, temperatura tialegându-se astfel încât să fie depăşită temperatura de recristalizare primară(trp = 650...700 oC), dar să nu se producă transformarea α ⇒ β, care este însoţităde o creştere importantă a granulaţiei (de obicei, ti = 750...800 oC).

B. Recoacerea de detensionare se aplică la produsele din aliaje pe bază detitan în scopul diminuării nivelului tensiunilor reziduale produse de prelucrărileutilizate pentru obţinerea acestora; în mod obişnuit se realizează la ti = 550...600 oC,cu τm = 1...4 ore.

C. Călirea martensitică, urmată de revenire (îmbătrânire), se aplică laprodusele realizate din aliaje bifazice în scopul creşterii caracteristicilor derezistenţă mecanică şi menţinerii unor niveluri ridicate ale caracteristicilor deplasticitate şi tenacitate. Călirea martensitică se realizează de la o temperatură ti lacare aliajul supus TT are o structură monofazică β sau bifazică α + β; ca şi laoţeluri, transformarea fazei β în martensită (β ⇒ M) se realizează la răcireaacesteia sub o temperatură Ms (numită punct martensitic superior) şi se finalizeazăcând se atinge o temperatură Mf (numită punct martensitic inferior), Ms şi Mf


176

depinzând de concentraţia EA conţinute în aliajul din care sunt confecţionateprodusele supuse tratamentului.

Dacă aliajele pe bază de titan din care sunt confecţionate produsele aparţinunui sistem având diagrama de echilibru de tipul celei prezentate în figura 9.33,comportarea la călire martensitică se poate analiza pe baza diagramelor redate înfigura 9.34; astfel:

• aliajele având %EAm ≤ a % capătă o structură complet martensitică,M ≡ α’ fiind o soluţie solidă suprasaturată de EA în Tiα, cu structură hexagonalădeformată (datorită suprasaturării în EA), cu aspect metalografic acicular şi cuduritatea şi rezistenţa mecanică crescătoare odată cu concentraţia EA în aceste aliaje;

• aliajele având a % < %EAm < b % capătă o structură alcătuită dinmartensită M ≡ α’ şi fază β reziduală;

• aliajele având %EAm ≥ b % nu se călesc, menţinându-şi la ta structuramonofazică β.

Fig.9.34. Descrierea comportării la călire aaliajelor titanului cu elemente betagene care

formează compuşi chimici γ ≡ ΤimΕΑn

Fig.9.35. Descrierea comportării la călire aaliajelor titanului cu elemente betagene care

nu formează compuşi chimici cu Ti

Dacă aliajele pe bază de titan din care sunt confecţionate produsele aparţinunui sistem având diagrama de echilibru de tipul celei prezentate în figura 9.32,comportarea la călire martensitică se poate analiza folosind diagramele dinfigura 9.35. Dacă la temperatura ti de la care se face călirea aliajul supus TT are


177

structura monofazică β, comportarea sa la călire este similară (în funcţie deconcentraţia EA) celei descrise anterior. Dacă temperatura ti se alege însă astfelîncât structura aliajului să fie bifazică, faza β stabilă la această temperatură are (înconformitate cu regula izotermiei – v. scap. 2.5.1) compoziţia corespunzătoareabscisei punctului B şi, aşa cum se poate constata pe diagrama din figura 9.35, nuse produce (sau se produce parţial) transformarea ei în martensită.

La revenirea aliajelor călite se produce transformarea structurilor alcătuitedin martensită şi/sau fază β în structuri apropiate de echilibru, alcătuite din fazele αşi γ, dacă aliajele aparţin unui sistem având diagrama de echilibru (cu transformareeutectoidă) de tipul prezentat în figura 9.33, sau din fazele α şi β, dacă aliajeleaparţin unui sistem având diagrama de echilibru de tipul celei din figure 9.32. Înprocesul de revenire faza metastabilă β se transformă mai întâi (la temperaturi sub425 oC) într-o fază intermediară ω, cu fragilitate accentuată, care trece apoi (latemperaturi de revenire ti > 425 oC) în faza stabilă α. Deoarece fragilitatea conferităde prezenţa în structură a fazei ω este inacceptabilă, în mod obişnuit revenireaaliajelor pe bază de titan călite se face la ti = 450...650 oC > 425 oC, cu durate demenţinere τm = 2...24 ore. Aliajele pe bază de titan călite şi revenite aucaracteristici de rezistenţă mecanică foarte ridicate (Rm = 900...1300 N/mm2,Rp0,2 = 820...970 N/mm2) şi prezintă în acelaşi timp şi bune caracteristici deplasticitate şi tenacitate (A = 10...15 %, Z = 20...25 %, KV = 30...35 J).

D. Tratamentele termochimice se aplică la produsele confecţionate dinaliaje pe bază de titan în scopul creşterii rezistenţei la uzare a acestora. De obiceise utilizează tratamentul termochimic de nitrurare (la ti = 850...950 oC, cuτm = 30...60 ore, în atmosferă de azot), care conduce la obţinerea unor straturisuperficiale bogate în azot (în structura cărora apare nitrura de titan TiN), cugrosimea x = 0,05...0,15 mm şi duritatea 750...900 HV.

9.8. Alte metale şi aliaje neferoase

În tehnică se utilizează, pe lângă clasele de metale şi aliaje neferoaseanterior prezentate şi alte metale şi aliaje neferose. În continuare sunt tratatesuccint câteva clase de metale şi aliaje neferoase cu proprietăţi speciale.

9.8.1. Aliajele antifricţiune

Aliajele destinate realizării cuzineţilor lagărelor de alunecare utilizate caorgane de rezemare a arborilor maşinilor şi utilajelor trebuie să prezinte orezistenţă mare la uzare atât în condiţiile normale de ungere, cât şi în situaţiile


178

(accidentale) când ungerea este insuficientă sau chiar absentă; deoarece proceselede uzare a cuzineţilor se produc datorită frecării cu zonele de rezemare alearborilor (numite fusuri), rezultă că aliajele pentru cuzineţi trebuie să aibăproprietăţi antifricţiune, adică să asigure valori cât mai scăzute ale coeficienţilorde frecare de alunecare µ la contactele fus – cuzinet.

Aliajele cu bune proprietăţi antifricţiune trebuie să aibă o structurăeterogenă, care să conţină atât faze moi(cu duritate scăzută şi plasticitate ridicată),capabile să asigure conformarea (acomodarea) cuzineţilor după configuraţiageometrică a fusurilor arborilor, cât şi faze dure sau semidure, capabile să preiasolicitările mecanice la care sunt supuşi arborii pe care îi susţin; în plus, acestealiaje trebuie să aibă capacitatea de a forma pe suprafeţele active ale cuzineţilorreţele de canale capilare, care să înmagazineze substanţele de ungere (lubrifianţii)şi să poată disipa cu uşurinţă căldura produsă datorită frecării, pentru a asiguraregimuri termice staţionare de funcţionare a lagărelor.

Aliajele antifricţiune utilizate în tehnică se pot împărţi, în funcţie demărimea temperaturii lor ts, în clasele şi categoriile prezentate în continuare.

9.8.1.1. Aliajele antifricţiune cu ts joasă reprezintă o clasă de materialeale cărei categorii reprezentative sunt:

• aliajele pe bază de staniu cu stibiu (%Sbm = 10...12 %) şi cupru(%Cum = 5...6 %), denumite compoziţii pe bază de Sn sau aliaje Babbit; au, aşacum se poate observa în figura 9.36, structura alcătuită dintr-o matrice moale desoluţie solidă α ≡ Sn(Sb, Cu) şi formaţiuni dure, uniform distribuite în masamatricei α, de compuşi intermetalici SnSb (sub formă de cristale poliedrice mari)şi Cu3Sn (sub formă de cristale aciculare fine) şi se utilizează pentru cuzineţiilagărelor de la turbocompresoare, electromotoare, motoare Diesel etc.,caracterizate prin încărcări mecanice reduse şi turaţii mari ale arborilor;

Fig.9.36. Structura la ta a unei compoziţii pe bază de staniu

Fig.9.37. Structura la ta a uneicompoziţii pe bază de plumb

• aliajele pe bază de staniu şi plumb (%Snm = 10...15 %; %Pbm = 70...75 %)cu stibiu (%Sbm = 10...12 %) şi cupru (%Cum = 2...3 %), denumite compoziţii pebază de Sn şi Pb sau aliaje Babbit cu Sn şi Pb; au structura alcătuită dintr-o


179

masă semidură de eutectic ternar (Sn + SnSb + Pb), în care sunt înglobateparticule dure de compuşi intermetalici SnSb şi Cu3Sn, sunt mai ieftine decâtcompoziţiile pe bază de Sn (deoarece staniul este înlocuit parţial cu plumb) şi sepot folosi la realizarea cuzineţilor pentru lagăre cu încărcări mecanice ridicate (deexemplu, lagărele de la locomotive);

• aliajele pe bază de plumb cu calciu (%Cam = 0,5...2,0 %) şi mici adaosuride Na, Mg şi Al, denumite compoziţii pe bază de Pb sau aliaje Bahnmetall; au,aşa cum se prezintă în figura 9.37, structura alcătuită dintr-o matrice moale deplumb (uşor durificată prin dizolvarea adaosurilor de Na, Mg şi Al) şi formaţiunicristaline dure de compus definit Pb3Ca şi se utilizează la realizarea cuzineţilorlagărelor cu încărcări mecanice ridicate şi cu turaţii relativ reduse ale arborilor (deexemplu, cuzineţii lagărelor pentru locomotive şi vagoane de marfă).

9.8.1.2. Aliajele antifricţiune cu ts moderată reprezintă o clasă demateriale ale cărei categorii reprezentative sunt:

• aliajele pe bază de zinc cu aluminiu (%Alm = 8...10 %), cupru(%Cum = 4...5 %) şi magneziu (%Mgm = 0,5...1,0 %); au structura alcătuită dincristale de soluţie solidă β ≡ Zn(Al) şi amestecuri eutectice (binare sau ternare) ceconţin fazele bertholide dure formate de zinc cu elementele de aliere şi seutilizează la confecţionarea cuzineţilor pentru lagărele cu funcţionare intermitentă,turaţii mici şi solicitări mecanice ridicate (cum sunt, de exemplu, cuzineţiilagărelor de la macarale şi poduri rulante);

• aliajele pe bază de aluminiu cu staniu (%Snm = 19...24 %) şi cupru(%Cum = 0,8...1,2 %) sau cu staniu (%Snm = 6...8 %), cupru (%Cum = 0,8...1,2 %)şi nichel (%Nim = 0,3...1,2 %) sau cu cupru (%Cum = 1,0...1,3 %) şi plumb(%Pbm = 1...3 %); au structura alcătuită dintr-o matrice moale de soluţie solidăα ≡ Al(EA), în care sunt înglobate particule dure de compuşi intermetalici(CuAl2,NiAl3 etc.) şi se folosesc la realizarea cuzineţilor pentru lagărele carefuncţionează cu încărcări mecanice moderate şi turaţii medii ale arborilor.

9.8.1.3. Aliajele antifricţiune cu ts ridicată reprezintă o clasă demateriale destinată confecţionării cuzineţilor lagărelor de alunecare cu încărcărimecanice mari şi turaţii moderate sau reduse ale arborilor; principale categorii dealiaje ale acestei clase au fost prezentate anterior (v. scap. 9.5.3): bronzurilebifazice cu staniu (bronzurile hipoeutectoide), bronzurile cu aluminiu, bronzurilecu siliciu şi nichel, bronzurile cu siliciu şi plumb, bronzurile cu beriliu şibronzurile cu plumb. În afară de bronzuri, în această clasă sunt incluse şi fonteleantifricţiune, care sunt fonte (cenuşii, maleabile sau nodulare) cu grafit înstructură, aliate cu elemente (Cr, Ni, Cu, Ti, Si) care să confere duritatea doritămasei lor structurale de bază şi cu adaosuri de P şi Pb, care le îmbunătăţesccomportarea la uzare.


180

9.8.2. Aliajele pentru lipire

Lipirea este o metodă tehnologică de realizare pe cale metalurgică aunor îmbinări nedemontabile eterogene, numite lipituri (LIP), între pieselemetalice, folosind materiale de adaos (MA) cu temperatura de topire –solidificare ts,MA inferioară temperaturii de topire – solidificare ts,MB amaterialului de bază (MB), din care sunt confecţionate piesele ce se îmbină; înfuncţie de ts,MA a MA folosit şi de rezistenţa îmbinărilor realizate, lipirea poate fi:lipire moale, dacă ts,MA ≤ 450 oC sau lipire tare (brazare), dacă ts,MA > 450 oC,această clasificare convenţională având la bază constatarea (facută experimental)că rezistenţa mecanică a LIP realizată între două piese confecţionate dintr-unanumit MB este cu atât mai mare cu cât MA folosit are ts,MA mai înaltă.

Principiul de lucru la lipire este simplu:• MA se topeşte cu ajutorul unei surse termice şi se introduce în

interstiţiul (rostul) dintre piesele care trebuie îmbinate; evident, deoarecets,MA < ts,MB, MB rămâne în stare solidă;

• MA topit umectează suprafeţele rostului şi se stabileşte un contactnemijlocit între MA şi MB (o parte din atomii MA ajung în câmpul de atracţie alatomilor MB aflaţi pe suprafeţele rostului), iar dacă ts,MA este mare (la lipirea tare),au loc şi procese de difuzie reciprocă între MA (în stare lichidă) şi MB (în staresolidă); desfăşurarea proceselor de umectare – difuzie este esenţială, deoareceasigură realizarea legăturilor coezionale între MA şi MB;

• prin solidificarea MA se obţine LIP, caracterizată prin: eterogenitate(deoarece MA este diferit de MB), continuitate metalică (datorită legăturilorcoezionale asigurate între MA şi MB) şi rezistenţă mecanică mai mică decât a MB(deoarece ts,MA < ts,MB).

Analizând principiul de lucru expus, rezultă că, pentru realizarea unei LIPde bună calitate, trebuie respectate următoarele condiţii:

• suprafeţele rostului dintre piesele de lipit trebuie să fie curăţite perfect,pentru a fi asigurate condiţiile de desfăşurării proceselor de realizare a contactuluinemijlocit între MA şi MB; îndeplinirea acestei condiţii impune curăţirea(mecanică sau chimică) atentă a suprafeţelor pieselor înainte de lipire şi/saufolosirea la lipire a unor fluxuri (sub formă de pudră, pastă, înveliş pe vergeleledin MA, topitură etc.) care să realizeze îndepărtarea oxizilor şi aerului adsorbit depe suprafeţele rostului;

• MA în stare topită trebuie să aibă fluiditate suficientă (pentru a pătrundeuşor în rostul dintre piesele de lipit), trebuie să prezinte o bună capacitate deumectare a MB şi (în cazul lipirii tari) trebuie să fie compatibil cu MB din punctul


181

de vedere al desfăşurării (în condiţiile termice de realizare a lipirii) unor procesecât mai intense de difuzie reciprocă, fără apariţia de faze (soluţii solide, compuşichimici) fragile; îndeplinirea unora dintre aceste condiţii poate fi asigurată (încazul multor MA) folosind la lipire fluxuri adecvate (pentru micşorarea tensiuniisuperficiale a MA şi creşterea capacităţii sale de umectare a MB).

Aliajele pentru lipire utilizate în tehnică se pot împărţi în clasele şi tipurileprezentate în continuare.

9.8.2.1. Aliajele pentru lipire moale au ca tipuri reprezentative:• aliajele Sn – Pb (%Pbm = 10...98 %) şi Sn – Pb – Sb (%Pbm = 40...90 %;

%Sbm = 0,3...2,4 %) au ts,MA = 190 ...270 oC şi se folosesc la lipirea pieselor dinoţeluri, cupru, alame etc., nesupuse (în timpul utilizării) la solicitări mecaniceimportante (tinichigerie ordinară, manşoane pentru cabluri, conductori electrici,radiatoare auto, circuite imprimate, aparate sanitare, cutii de conserve etc.);

• aliajele Sn – Ag (%Agm = 4...5 %), aliajele Sn – Pb – Ag(%Pbm = 35...36 %; %Agm = 1,8...2,0 %), aliajele Pb – Ag (%Agm = 3...4 %) şialiajele Pb – Sn – Ag (%Snm = 1,5...2,0 %; %Agm = 1,2...1,8 %) auts,MA = 230 ...300 oC şi se folosesc la lipirea pieselor pentru electrotehnică (cetrebuie să aibă conductibilitate electrică ridicată) din cupru, argint, alame etc.;

• aliajele Cd – Zn (%Znm = 35...40 %), aliajele Cd – Zn – Pb(%Znm = 28...30 %; %Pbm = 10...11 %), aliajele Cd – Zn – Ag (%Znm = 15...17 %;%Agm = 2,8...3,2 %), aliajele Zn – Cd (%Cdm = 24...25%) şi aliajele Zn – Al(%Alm = 4...6 %) au ts,MA = 200 ...400 oC şi se folosesc la lipirea pieselor rezistentela coroziune din aluminiu, aliaje pe bază de aluminiu etc.

Principalele fluxuri care se folosesc cu aceste aliaje sunt: colofoniul (fluxde natură organică), acidul clorhidric, clorura de zinc şi clorura de amoniu(fluxuri de natură anorganică).

9.8.2.2. Aliajele pentru lipire tare au ca tipuri reprezentative:• aliajele Cu – Zn (alamele speciale cu %Znm = 58...62 %;

%Snm = 0,8...1,2 % şi %Sim = 0,8...1,2 %) au ts,MA ≅ 900 oC şi se folosesc pentrulipirea pieselor din cupru, bronzuri, fonte, alame, nichel, aliaje de tip monel etc.;

• aliajele Cu – P (%Pm = 5...7 %) şi aliajele Cu – Ag – P (%Agm = 5...15 %;%Pm = 5...7 %) au ts,MA = 700 ...900 oC şi se utilizează la lipirea pieselor dincupru şi aliaje pe bază de cupru, nefiind recomandate (datorită conţinutului ridicatde fosfor) la lipirea pieselor din oţeluri, nichel şi aliaje pe bază de nichel;

• aliajele Cu – Ag – Zn (%Agm = 20...40 %; %Znm = 25...30 %) şi aliajeleCu – Ag – Zn – Cd (%Agm = 40...50 %; %Znm = 10...20 %; %Cdm = 17...20 %) auts,MA = 700 ...800 oC şi se utilizează la lipirea pieselor din cupru şi aliaje pe bazăde cupru, a conductelor de presiune din oţeluri inoxidabile şi a produselorrealizate din metale preţioase sau aliaje ale acestora (cele cu conţinut ridicat deargint şi adaosuri de cadmiu, care măresc plasticitatea LIP);


182

• aliajele Ni – Cr (%Crm = 10...30 %) şi aliajele Ni – Cr − Si(%Crm = 18...20 %; %Sim = 8...10 %) au ts,MA = 1000...1100 oC şi suntrecomandate la lipirea pieselor din metale greu fuzibile sau din aliaje refractare.

Fluxurile care se folosesc cu aceste aliaje au drept component de bazăboraxul, iar ca adaosuri (pentru mărirea fluidităţii şi creşterea capacităţii dedecapare) acidul boric, clorura de zinc şi fluorurile alcaline.

9.8.3. Aliajele superplastice

Superplasticitatea este proprietatea unor aliaje de a se deforma plasticcu grade mari de deformare, fără apariţia riscului de fisurare sau rupere datorităapariţiei fenomenului de gâtuire (v. scap.3.4). Gradul de deformare al aliajelorsuperplastice (definit de relaţia (3.9)) atinge valori GD = 400...5000 %.Cercetările teoretice şi experimentale efectuate până în prezent au evidenţiatcondiţiile şi aspectele prezentate în continuare privind deformarea superplastică amaterialelor metalice.

A. Materialele metalice trebuie să prezinte o structură cu granulaţie finăşi stabilă (dimensiunile grăunţilor cristalelor care alcătuiesc structura trebuie săfie mai mici ca 10 µm) şi să fie supuse deformării plastice la o temperaturăTdp ≥ 0,5Ts, la care se manifestă cu intensitate ridicată procesele de difuzie aleatomilor componentelor materialelor. Pentru materiale metalice cu structurămonofazică (metal pur sau soluţie solidă) cele două condiţii sunt contradictorii şiincompatibile, deoarece, aşa cum este cunoscut (v. scap. 3.5 şi 6.2.2), ridicareatemperaturii peste temperatura de recristalizare Trp ≅ 0,4Ts conduce la aparitiafenomenului de creştere a granulaţiei. În consecinţă, materialele metalice apte a fideformate superplastic sunt aliajele cu structură bifazică, fie eutectice saueutectoide (la care creşterea granulaţiei este limitată de interacţiunea fazelor carealcătuiesc amestecurile mecanice), fie alcătuite dintr-o matrice structurală de bazăşi o fază secundară (cu un conţinut procentual suficient de mare, cu granulaţia deacelaşi ordin de marime ca şi a matricei şi distribuită astfel încât să blochezecreşterea granulaţiei matricei); principalele aliaje superplastice cunoscute şiutilizate până în prezent, prezentate în tabelul 9.12 corespund în totalitate acesteicondiţii privind structura.

B. Viteza de deformare (viteza de creştere a deformaţiilor specifice ε înmaterialele supuse deformării) trebuie să fie foarte mică (10−4...10−2 s−1), ceea cecorespunde unor procese foarte lente de deformare plastică.

C. Mecanismul de producere a procesului de deformare superplastică esteredat schematic în figura 9.37 şi prezinta următoarele particularităţi:

* procesul este bazat pe producerea unor secvenţe multiple de alunecare


183

între grăunţii cristalini ai materialului supus deformării, cu asigurarea permanentăa contactului dintre aceştia prin contribuţia unor fenomene de acomodare,constând (aşa cum se observă în figura 9.38) din modificarea poziţiei grăunţilorprin deplasare liniară şi rotire, deplasarea dislocaţiilor prin alunecare şi căţărare,generarea de noi dislocaţii etc., în desfăşurarea cărora dufuzia componentelormaterialului supus deformării joacă un rol important;

Tabelul 9.12. Compoziţia chimică şi caracteristicile principalelor tipuri de aliaje superplastice

Tipul aliajului Compoziţia chimică Caracteristicilestructurale

GDmaxla deformareasuperplastică

la tracţiune, %

Al – Cu %Cum=33 % aliaj eutecticv. fig. 9.21 1300

Al – Cu – Zr %Cum=6 %; %Zrm=0,5 % α ≡ Al(Cu) +fază secundară (ZrAl3)

2000

Al – Zn – Mg – Zr %Znm=10,7 %; %Mgm=0,9 %;%Zrm=0,4 %

β ≡ Al(Zn, Mg) +fază secundară (ZrAl3)

1500

Bi – Sn %Snm=44 % aliaj eutectic 1900

Cu – Al – Fe %Cum=9,5 %; %Fem=4 % α ≡ Cu(Al) +faze secundare 800

Mg – Al %Alm=33 % aliaj eutectic 2100

Mg – Zn – Zr %Znm=6 %; %Zrm=0,6 % α ≡ Mg(Zn) +faze secundare 1700

Pb – Cd %Cdm=18 % eutectic 1500Sn – Pb %Pbm=38 % eutectic 4800

Ti – Al – V %Alm=6 %; %Vm=4 % α + βv. scap. 9.7 1000

Zn – Al %Alm=22 % eutectoid 2900

Fig. 9.38. Schema realizării proceslor dedeformare superplastică a aliajelor

Fig 9.39. Ciclul histerezis al transformărilorin aliajele cu memoria formei


184

* alunecările între grăunţii cristalini la producerea deformării superplasticeşi fenomenele de acomodare care le însoţesc se realizează (aşa cum se observă înfigura 9.38) pe grupe de grăunţi adiacenţi, în procesul de deformareneproducându-se modificarea formei grăunţilor prin alungirea lor în direcţiadeformării (deoarece orice cristal care a suferit într-o primă secvenţă o alungire peo anumită direcţie, suferă în secvenţele următoare deplasări liniare si rotiri care îimodifică poziţia, procesele ulterioare de deformare îi produc alungiri pe altedirectii şi, în final, se constată că toate cristalele îşi menţin forma echiaxială avutăînainte de deformare).

D. Dacă procesul de deformare superplastică a unui material metalic seconduce până la depăşirea capacităţii lui de deformare, ruperea nu este precedatăde apariţia unei gâtuiri locale, ci de formarea de microgoluri intercristaline,motiv pentru care este denumită rupere prin cavitaţie.

Aliajele superplastice au mari perspective de utilizare la realizarea unorproduse industriale (piese pentru construcţia de maşini, funduri, corpuri derecipiente, bare profile, sârme, etc.) prin deformare plastică (curbare, ambutisare,extrudere, laminare, tragere, trefilare etc.) la cald cu grade mari de deformare şiconsumuri energetice reduse.

9.8.4. Aliajele cu memoria formei

Fenomenul de memorie a formei s-a constatat experimental la aliajelecare prezintă transformări martensitice de tip special, caracterizate de o serie departicularităţi, diferite de cele prezentate pentru transformarea martensitică(transformarea la răcire a austenitei prin mecanismul fără difuzie la aliajele Fe – C(v. scap. 5.2.2). Considerând că la aceste aliaje (prin analogie cu cazul aliajelorsistemului Fe – C) faza care se transformă în martensită (M) la răcirea cu vitezămare este denumită austenită (γ), aceste particularităţi pot fi descrise succintastfel:

• transformarea este reversibilă, adică transformarea γ ⇒ M începe larăcirea rapidă a austenitei sub o temperatură Ms şi se finalizează la o temperaturăMf < Ms, iar la încălzirea martensitei se produce transformarea inversă M ⇒ γ,într-un interval de temperaturi (As,Af), bucla de histerezis al transformării,prezentată în figura 9. 39, având o lăţime ∆tHIS relativ redusă;

• prin răcirea rapidă a austenitei sub Ms se formează o martensitătermoelastică, adică la apariţia cristalelor platiforme de martensită nu se producedeformarea plastică , ci numai deformarea elastică a austenitei netransformate dinvecinătatea acestor cristale (deformaţiile structurii cristaline a austenitei, impusede desfăşurarea transformării, sunt reduse);


185

• structura cristalină a martensitei se caracterizează printr-o distribuţieordonată a atomilor componentelor aliajului, singurele imperfecţiuni prezente înaceastă structură fiind maclele (v. scap. 1.5.3) şi nu dislocaţiile (care creazăposibilitatea distrugerii distribuţiei ordonate a atomilor prin procese de deformareplastică realizate cu deplasarea lor prin alunecare).

La piesele realizate din aliaje care prezintă transformări martensiticecaracterizate prin aceste particularităţi, fenomenul de memorie a formei se poateevidenţia efectuând următoarele operaţii:

• răcirea rapidă a pieselor din domeniul austenitic, pentru realizareatransformării martensitice γ ⇒ M;

• deformarea plastică a pieselor cu structură de martensită termoelastică;deformarea plastică nu se poate realiza prin mecanismul clasic de alunecare(v. scap. 3.3), deoarece structura martensitei termoelastice este lipsită de dislocaţiişi se produce printr-un mecanism ce constă din demaclarea maclelor prezente înstructura martensitei;

• încălzirea pieselor deformate plastic, pentru producerea transformăriiM ⇒ γ; în timpul desfăşurării acestei transformări tensiunile reziduale generate înprocesul de deformare plastică bazat pe mecanismul de demaclare acţionează şiproduc deformarea în sens invers, refacerea maclelor şi restabilirea în acest fel aformei iniţiale a pieselor (pe care au avut-o înainte de deformarea lor plastică înstare martensitică).

Principalele aliaje la care s-a evidenţiat fenomenul de memorie a formei(numite aliaje Marmem) sunt prezentate în tabelul 9.13.

Tabelul 9.13. Compoziţia chimică şi caracteristicile principalelor tipuri de aliaje marmemTipul aliajului Compoziţia chimică Ms, oCCu –Al − Ni %Alm = 14 %; %Nim = 4 % −15 ... −10

Au – Cd %Cdat = 47,5 % 30 ... 60Ag – Cd %Cdat = 44 ... 47 % −137 ... −44Ni – Ti %Tiat = 50 % −50 ... −40

Au – Cu − Zn %Cum = 20,7 %; %Znm = 20,9 % −Cu – Al %Alm = 11 ... 13 % 240 ...450Ni – Al %Alat = 39 ... 41 % 240 ... 870

Domeniile în care se pot utiliza astfel de aliaje sunt multiple: asamblareapieselor pentru mecanică fină, realizarea cuplajelor termocomandate, realizareaantenelor pentru spaţiul cosmic, fabricarea pieselor pentru servomecanismeprogramate, fabricarea maşinilor termice neconvenţionale, confecţionarea de filtresau proteze pentru medicină. De exemplu, aliajul marmem denumit nitinol(%Niat = 50 %; %Tiat = 50 %) se utilizează în prezent la fabricarea filtrelor deprevenire a emboliilor, care se implantează în vena cavă a bolnavilor, pentru a


186

împiedica accesul spre inima acestora al cheagurilor de sânge formate datoritămaladiilor de care suferă sau datorită intervenţiilor chirurgicale la care suntsupuşi; un astfel de filtru, de forma unei spirale realizate din sârmă de nitinol, seaduce prin răcire în stare martensitică, se supune îndreptării în această stare(pentru a căpăta o formă convenabilă implantării în vena cavă), iar dupăimplantare, datorită încălzirii la temperatura corpului uman, suferă transformareainversă, recăpătând structura austenitică şi forma spirală care îi asigurăfuncţionarea ca filtru.

Cuvinte cheie

acomodare .................................................54alame .........................................................18alame bifazice............................................20alame complexe (speciale) ........................20alame de turnare ........................................20alame monofazice β’, ...............................20alame monofazice α ..................................19aliaje Al – Cu pentru turnare ....................37aliaje Al - Zn ............................................41aliaje Al – Mg pentru turnare .....................40aliaje Al − Mg..........................................39aliaje Al − Cu, ...........................................34aliaje antifricţiune......................................49aliaje Cu – Ni..............................................23aliaje cu memoria formei (Marmem) ........56aliaje pentru lipire .....................................52aliajele titanului

monofazice bifazice.............................46Alpaca (Neusilber, Argentan)....................24aluminiu tehnic..........................................33bronz .........................................................24bronzuri cu aluminiu .................................27bronzuri cu beriliu .....................................31bronzuri cu plumb .....................................32bronzuri cu siliciu.......................................30bronzuri cu staniu......................................24bronzuri hipoeutectoide (bifazice).............26bronzuri monofazice α ..............................26călire de punere în solutie............................9compoziţii pe bază de Pb (Bahnmetall).....50compoziţii pe bază de Sn (Babbit) ............50

compoziţii pe bază de Sn şi Pb ..................50constantan..................................................24cupru tehnic ...............................................17curbe de îmbătrânire ..................................12duraluminiu ...............................................36elemente alfagene ......................................44elemente betagene .....................................44flux ............................................................52îmbătrânire artificială ................................10îmbătrânire naturală...................................10Kunial ........................................................24lipire

moale, tare (brazare) .............................51magnaliu (alumag).....................................39martensită termoelastică ............................56Melchior (Maillechort) ..............................24modificare

tipul I, tipul II, tipul III ...........................6Monel ........................................................24Nitinol........................................................57precipitate θ...............................................10rupere prin cavitaţie...................................56silumin.......................................................41simbolizare alfanumerică...........................13simbolizare numerică.................................12stări de bază ...............................................15superplasticitate .........................................53titan............................................................43titlu fictiv ...................................................20tombac .......................................................19zone GP (Guinier - Preston .......................10

Capitolul 9 Structura şi proprietăţile aliajelor neferoase

187

Bibliografie



3. Lakhtine I., Métallographie et traitements thermiques des métaux,Moscova, Mir, 1978

4. Protopopescu H., Metalografie şi tratamente termice, EdituraDidactică şi Pedagogică, Bucuresti, 1983

5. Schumann H., Metalurgie fizică, Traducere din limba germană, EdituraTehnică, Bucureşti, 1962

6. Gâdea S., Protopopescu M., Aliaje neferoase, Editura Tehnică, Bucureşti,1965

7. Smithells C., Metals. Reference book, vol. I, Butterworths Publications Ltd.& Interscience Publishers Inc., London & New York, 1955

8. Shackelford F. J., Introduction to materials science for engineers, MacmillanPublishing Company, New York, 1991

9. * * * Metals Handbook Ninth Edition, vol.9, American Society forMetals, Ohio, 1986


T.9.1. Care dintre afirmaţiile următoare privind efectele modificăriialiajelor neferoase sunt adevărate: a) modificarea de tipul I are ca efectprincipal micşorarea dimensiunilor cristalelor dendritice primare ale aliajelor;b) modificarea de tipul III determină amplasarea intercristalină a eutecticelorcare se formează la solidificarea aliajelor; c) modificarea de tipul IIdetermină accentuarea ramificării şi subţierea ramurilor cristalelor dendriticeprimare şi influenţează favorabil distribuţia fazelor secundare la aliajele înstructura cărora precipită particule ale unor astfel de faze; d) modificarea detipul III are ca efect finisarea granulaţiei si creşterea gradului de dispersie afazelor componente ale eutecticelor care se formează la solidificareaaliajelor.

T.9.2. În ce scop se aplică TT de recoacere de recristalizare fărăschimbare de fază la semifabricatele şi piesele din aliaje neferoase: a) pentruomogenizarea chimică a structurilor dendritrice primare; b) pentru refacerea


188

plasticităţii după ecruisarea prin deformare plastică la rece; c) pentru diminuareaintensităţii şi redistribuirea tensiunilor mecanice reziduale; d) pentru obţinereastării de echilibru structural?

T.9.3. Ce structură rezultă prin aplicarea călirii de punere în soluţie la opiesă din aliaj neferos: a) o structură martensitică; b) o structură bifazică alcătuitădintr-o soluţie solidă şi un compus intermetalic; c) o structură alcătuită dintr-osoluţie solidă şi un amestec mecanic; d) o structură monofazică alcătuită dincristale de soluţie solidă suprasaturată în elemente de aliere?

T.9.4. Procesul de supraîncălzire de scurtă durată a aliajelor neferoaseîmbătrânite pentru reconstituirea stării structurale pe care aliajele au avut-o dupăcălirea de punere în soluţie este denumit: a) reversiune; b) revenire; c) recoacereizotermă; d) normalizare?

T.9.5. Semifabrcatele realizate dintr-un aliaj pe bază de aluminiu suntprelucrate prin deformare plastică la cald, sunt răcite rapid la ta şi sunt apoi supuseunei îmbătrâniri artificiale; care este simbolul stării de bază a produselor obţinuteîn acest fel: a) F; b) T4; c) T5; d) TE?

T.9.6. Semifabrcatele realizate dintr-un aliaj pe bază de cupru suntprelucrate prin deformare plastică la cald, sunt răcite rapid la ta, sunt apoiecruisate prin deformare plastică la rece şi, în final, sunt supuse unui tratament deîmbătrânire artificială; care este simbolul stării de bază a produselor obţinute inacest fel: a) M; b) TK; c) T8; d) TG?

T.9.7. Produsele realizate dintr-un aliaj pe bază de aluminiu sunt livrate înstarea T6; cum s-a realizat această stare: a) prin călire de punere în soluţie,îmbătrânire artificială şi deformare plastică la rece; b) prin călire de punere însoluţie şi deformare palstică la rece; c) prin prelucrare la cald, răcire rapidă la ta şiîmbătrânire artificială; d) prin călire de punere în soluţie şi îmbătrânire artificială?

T.9.8. Produsele realizate dintr-un aliaj pe bază de cupru sunt livrate înstarea TD; cum s-a realizat această stare: a) prin călire de punere în soluţie,îmbătrânire artificială şi deformare plastică la rece; b) prin călire de punere însoluţie, deformare plastică la rece şi îmbătrânire naturală; c) prin prelucrare lacald, răcire rapidă la ta şi îmbătrânire artificială; d) prin călire de punere în soluţieşi îmbătrânire artificială?

T.9.9. Care dintre următoarele impurităţi prezente în cuprul tehnicdetermină apariţia fenomenului numit „boala de hidrogen”: a) plumbul;b) bismutul; c) oxigenul; d) sulful?

T.9.10. Care dintre următoarele aliaje pe bază de cupru au ca element dealiere principal zincul: a) bronzurile; b) aliaje Kunial; c) aliaje Alpaca; d) alamele?

T.9.11. Care dintre următoarele tipuri de alame se pot prelucra prindeformare plastică: a) alamele monofazice α; b) alamele bifazice; c) alamelemonofazice β’; d) tombacurile?


189

T.9.12. Care dintre următoarele elemente de aliere determină micşorareaconţinutului procentual de fază α al structurii alamelor speciale: a) aluminiul;b) staniul; c) nichelul; d) siliciul?

T.9.13. Care dintre următoarele caracteristici corespund alamei CuZn30:a) este o alamă monofazică α; b) este o alamă binară deformabilă; c) este o alamăspecială deformabilă; d) este o alamă pentru turnare?

T.9.14. Care dintre următoarele tipuri de aliaje Cu − Νi prezintă la ta ostructură monofazocă: a) aliajele Kunial; b) aliajele Melchior; c) aliajeleKonstantan; d) aliajele Monel?

T.9.15. Care este semnificaţia fazei δ, prezentă în structura bronzurilor custaniu pentru turnare: a) soluţie solidă Cu(Sn); b) fază bertholidă Cu5Sn;c) compus intermetalic Cu3Sn; d) fază bertholoidă Cu31Sn8?

T.9.16. Care este structura la ta a semifabricatelor şi pieselor turnaterealizate din bronzul G CuAl10Mn: a) structură monofazică α ≡ Cu(Al);b) structură alcătuită din fazele α ≡ CuAl şi γ2 (fază bertholidă corespunzătoarecompusului Cu32Al10); c) structură alcătuită din constituenţii α (preeutectoid) şieutectoid (α+γ2); d) structură monofazică γ2?

T.9.17. Care este structura de echilibru la ta a bronzurilor cu beriliufolosite în tehnică: a) structură monofazică α ≡ Cu(Be); b) structură monofazică γ(fază bertholidă pe baza compusului CuBe; c) structură bifazică, alcătuită dinα şi γ; d) structură alcătuită din constituienţi a (preeutectoid) şi eutectoidul (α+γ)?

T.9.18. Care stare de bază asigură produselor realizate din bronzuri cuberiliu cele mai ridicate caracteristici de rezistenţă mecanică şi duritate: a) stareaTA; b) starea TH; c) starea TC; d) starea T6?

T.9.19. Care dintre următoarele categorii de aliaje industriale Al − Cu sepot supune durificării structurale prin călire de punere în soluţie şi îmbătrânirenaturală sau artificială: a) aliajele deformabile, având %Cum = 2...5 %; b) aliajelede turnare cu %Cum ≤ 5,7 %; c) aliajele de turnare cu %Cum < 5,7 %; d) toatecategoriile de aliaje industriale?

T.9.20. La care dintre următoarele mărci de aliaje Al − Mg se poate aplicadurificarea structurală prin călire de punere în soluţie şi îmbătrânire: a) AlMg1;b) AlMg3; c) AlMg7; d) Al Mg9MnSi?

T.9.21. Care dintre următoarele categorii de produse realizate din aliajeleindustriale Al − Mg se livrează de obicei în starea H: a) produsele din aliajulAlMg1; b) produsele fabricate din aliajul G AlMg5; c) produsele realizate dinaliajul AlMg7; d) produsele realizate din aliajul AlMg2? T.9.22. Care dintre următoarele aliaje are densitatea mai scăzută:a) CuAl10Fe3; b) AlCu4MgMn; c) AlMg5; d) AlMg7?

T.9.23. Care dintre următoarele aliaje este cunoscut sub denumirea de


190

zincral sau alzimac: a) aliajul G CuZn40PbSn; b) aliajul AlZn6Mg2,5Cu1,5;c) aliajul CuZn39Ni3; d) aliajul G AlMg9MnSiTi?

T.9.24. Care este structura de echilibru la ta a unui silumin industrial cu%Sim = 12,5 %, nemodificat la elaborare: a) o structură bifazică alcătuită dinsoluţie solidă α ≡ Al(Si) şi soluţie solidă β ≡ Si(Al); b) o structură alcătuită dinconstituienţii β (preeutectoid) şi eutectoidul (α+β); c) o structură alcătuită dinconstituienţii β (preeutectic) şi eutecticul (α+β); d) o structură monofazică α?

T.9.25. Care este structura de echilibru la ta a unui silumin industrial cu%Sim = 12,5%, modificat cu sodiu la elaborare: a) o structură bifazică alcătuită dinsoluţie solidă α ≡ Al(Si) şi soluţie solidă β ≡ Si(Al); b) o structură alcătuită dinconstituienţii β (preeutectoid) şi eutectoidul (α+β); c) o structură alcătuită dinconstituienţii α (preeutectic) şi eutecticul (α+β); d) o structură monofazică α?

T.9.26. Care dintre următoarele afirmaţii privind titanul sunt adevărate:a) titanul prezintă două modificaţii: Tiα cu structură cristalină HC şi Tiβ custructură cristalină CVC; b) titanul prezintă două modificaţii: Tiα cu structurăcristalină CVC şi Tiβ cu structură cristalină HC; c) impurităţile care reducplasticitatea titanului şi îl fac inapt pentru prelucrări prin deformare plastică suntoxigenul, hidrogenul, azotul şi carbonul; d) deformarea plastică a titanului se facede obicei la rece, în starea Tiα?

T.9.27. Care dintre următoarele elemente de aliere ale aliajelor industrialepe bază de titan sunt stabilizante α (alfagene): a) aluminiul; b) staniul;c) molibdenul; d) vanadiul?

T.9.28. Care dintre următoarele elemente de aliere este prezent în toatealiajele industriale pe bază de titan: a) fierul; b) cuprul; c) molibdenul;d) aluminiul?

T.9.29. Ce tratament termochimic se poate aplica pentru durificareasuperficială a produselor realizate din aliaje pe bază de titan: a) carburarea;b) nitrurarea; c) carbonitrurarea; d) silicizarea?

T.9.30. La care dintre următoarele mărci de aliaje pe bază de titan se poaterealiza creşterea rezistenţei mecanice prin aplicarea TT de călire martensitică şirevenire: a) TiAl6V4; b) TiAl5Sn2,5; c) TiAl6SnV6; d) TiV13Cr11Al3?

T.9.31. Care dintre următoarele caracteristici corespund aliajelorantifricţiune folosite la confecţionarea cuzineţilor pentru lagărele de alunecare:a) structura lor conţine faze cu duritate scăzută şi plasticitate ridicată, care asigurăconformarea cuzineţilor cu zonele de rezemare ale arborilor pe care îi susţin;b) structura lor conţine faze dure sau semidure, care asigură conformarea cuzineţilorcu zonele de rezemare ale arborilor pe care îi susţin; c) au capacitatea de a disipacăldura produsă datorită frecărilor din lagărele de alunecare; d) sunt mai dure decâtmaterialele folosite la realizarea arborilor care se reazemă pe cuzineţi?


191

T.9.32. Care dintre următoarele clase de aliaje se folosesc ca materialeantifricţiune cu ts ridicată: a) oţelurile carbon eutectoide; b) fontele cenuşiiferitoperlitice; c) fontele albe; d) bronzurile hipoeutectoide?

T.9.33. Care dintre următoarele clase de aliaje se folosesc ca materialeantifricţiune cu ts joasă: a) aliajele Sn – Sb − Cu; b) aliajele Pb – Sn – Sb – Cu;c) bronzurile cu Pb; d) aliajele Bahnmetall?

T.9.34. Care pot fi fazele dure din structurile aliajelor antifricţiune de tipBabbit: a) compusul intermetalic SnSb; b) compusul intermetalic Cu3Sn; c) soluţiasolidă α ≡ Sn(Sb,Cu); d) cristalele de Pb?

T.9.35. Care dintre următoarele caracteristici trebuie asigurate de aliajele delipit: a) să prezinte o bună fluiditate în stare topită; b) să fie compatibile cu MB(materialul din care sunt confecţionate piesele care trebuie îmbinate prin lipire); c) săfie dure şi fragile; d) să aibă temperatura ts mai mare decât cea corespunzătoare MB?

T.9.36. Care dintre următoarele aliaje de lipit se folosesc pentru lipireamoale: a) SnPb10; b) SnAg5; c) CuZn20; d) SnPb37Ag?

T.9.37. Care dintre următoarele aliaje de lipit se folosesc pentru lipireatare (brazare): a) CuZn42; b) CuAg10P5; c) SnAg5; d) SnPb10?

T.9.38. Care dintre următoarele caracteristici corespund aliajelor neferoasesuperplastice: a) au structură monofazică; b) au structură bifazică; c) au granulaţiefoarte fină; d) au granulaţie grosolană şi sunt sensibile la supraîncălzire?

T.9.39. Structura aliajelor superplastice este alcătuită din: a) un amestecmecanic eutectic; b) un amestec mecanic eutectoid; c) o matrice structurală debază şi o fază secundară (distribuită astfel încât să poată bloca creşterea grăunţilormatricei); d) un compus intermetalic?

T.9.40. Care dintre următoarele caracteristici corespund transformăriimartensitice ce se produce la călirea aliajelor marmem: a) transformarea esteireversibilă; b) transformarea este reversibilă; c) martensita formată estetermoelastică; d) martensita formată conţine un număr mare de dislocaţii înstructură?

T.9.41. Care dintre următoarele aliaje prezintă fenomenul de deformaresuperplastică: a) aliajul eutectic Al – Cu (cu %Cum = 33 %); b) aliajul eutecticPb – Cd (cu %Cdm = 18 %); c) aliajul Au – Cd cu %Cdat = 47,5 %; d) aliajuleutectoid Zn – Al (cu %Alm = 22 %)?

T.9.42. Care dintre următoarele aliaje prezintă fenomenul de deformaresuperplastică: a) alama monofazică CuZn20; b) aliajul TiAl6V4; c) aliajul AlCu4;d) aliajul CuSn8?

T.9.43. Care dintre următoarele aliaje fac parte din categoria aliajelor careprezintă fenomenul de memorie a formei: a) aliajul bifazic TiAl6V4; b) aliajulNi – Ti cu %Tiat = 50 %; c) aliajul eutectic Al – Cu (cu %Cum = 33 %); d) aliajulAu – Cd cu %Cdat = 47,5 %?


192

Aplicaţii

A.9.1. Să se determine valorile de bază ale concentraţiilor masice alecomponentelor în fazele bertholide tipice structurilor de echilibru ale bronzurilorcu staniu, ştiind că faza γ are 2

3=γCE , faza δ are 1321=δCE , iar faza ε are

47=εCE .RezolvareSe notează %Snmγ, %Snmδ şi %Snmε concentraţiile masice ale staniului în

cele fazele bertholide γ, δ şi ε şi %Snatγ, %Snatδ şi %Snatε concentraţiile atomiceale staniului în aceste faze. Din tabelele 1.1 şi 1.2 rezultă că staniul are valenţavSn = 4 şi masa atomică maSn = 118,7, iar cuprul are valenţa vCu = 1 şi masaatomică maCu = 63,55. Folosind relaţiile (2.4) şi (2.3), se obţine pentru faza γ:

67,16)1()(

%14

23100100

=−

=−

−=

−CuSn

Cuat vv

vCESn γ

γ % şi

2,27%%

%% 100

55,6333,837,11867,167,11867,16

100 ==+

=⋅+⋅

⋅

aCuataSnat

aSnatm mCumSn

mSnSn

γγ

γγ %.

În mod similar, rezultă pentru faza δ: %Snatδ = 20,51 % şi %Snmδ = 32,5 %,iar pentru faza ε: %Snatε = 25,00 % şi %Snmε = 38,4 %.

A.9.2. Să se stabilească clasele structurale tipice alamelor specialeCuZn32Pb2; CuZn38Pb2Mn2 şi CuZn30Al5Fe3Mn2.

RezolvarePentru încadrarea în clase structurale a mărcilor de alame speciale

precizate în enunţul aplicaţiei se calculează titlul fictiv al acestora, folosind relaţia(9.1), cu coeficienţii de echivalare în zinc a elementelor de aliere precizaţi înscap. 9.5.1; pe această cale se obţin datele prezentate în tabelul 9.14 şi rezultă:

• alama specială Cu Zn32Pb2 are titlul fictiv %Cume = 66,0 % şi aparţineaceleiaşi clase structurale ca şi alama binară cu %Znm = 100 − %Cume = 34,0 %,fiind o alamă monofazică α;

• alama specială Cu Zn38Pb2Mn2 are titlul fictiv %Cume = 58,6 % şi aparţineaceleiaşi clase structurale ca şi alama binară cu %Znm = 100 − %Cume = 41,4 %,fiind o alamă bifazică;

• alama specială Cu Zn30Al5Fe3Mn2 are titlul fictiv %Cume = 48,5 % şi aparţineaceleiaşi clase structurale ca şi alama binară cu %Znm = 100 − %Cume = 48,5 %, fiind oalamă monofazică β’.


193

Tabelul 9.14. Compoziţiile chimice şi titlurile fictive pentru trei mărci de alame speciale

Marca de alamă CuZn32Pb2 CuZn38Pb2Mn2 CuZn30Al5Fe3Mn2

%Cum, % 66 58 60

%Znm, % 32 38 30

%Pbm, % (kePb = 1,0) 2 2 -

%Mnm, % (keMn = 0,5) − 2 2

%Alm , % (keAl = 6,0) − − 5

%Fem, % (keFe = 0,9) − − 2

%Cume, % 66,0 58,6 48,5

A.9.3. Bronzul G CuSn10 are după turnare rezistenţa la tracţiuneRm = 390 N/mm2, limita de curgere Rp0,2 = 120 N/mm2 şi duritaea 100 HB, iarbronzul G Cu Sn14 are după turnare Rm = 360 N/mm2, Rp0,2 = 135 N/mm2 şiduritatea 120 HB. Aplicând legea lui Kurnacov, să se estimeze valorilecaracteristicilor mecanice Rm, Rp0,2 şi HB ale fazei bertholide δ.

RezolvareExaminând diagrama de echilibru din figura 9.13 c, rezultă că, în cazul

bronzurilor în stare de turnare, domeniul bifazic α + δ al acesteia corespunde unorconcentraţii masice de cupru cuprinse între %Snm = 8 % (care defineşte limitadomeniului monofazic α) şi %Snm = 32,5 % (care defineşte, aşa cum s-ademonstrat la rezolvarea aplicaţiei A.9.1, compoziţia de bază a fazei δ); caurmare, aliajele G CuSn10 şi G Cu Sn14 sunt bronzuri bifazice (hipoeutectoide).

Conform legii lui Kurnacov (v. scap. 3.11), în domeniile bifazice alediagramelor de echilibru binare caracteristicile mecanice ale aliajelor variazăliniar, în funţie de compoziţia lor chimică, între caracteristicile corespunzătoarecelor două faze care le alcătuiesc structura; ca urmare, caracteristicile mecaniceRm (N/mm2), Rp0,2 (N/mm2) şi HB ale bronzurilor bifazice turnate se pot estimaanalitic, în funcţie de concentraţia lor masică de staniu %Snm, cu relaţii de forma:Rm = m1%Snm + n1; Rp0,2 = m2%Snm + n2; HB = m3%Snm + n3.

Cunoscând valorile caracteristicilor mecanice (determinate experimental)ale celor două bronzuri bifazice (G CuSn10, cu %Snm = 10 % şi G CuSn14, cu%Snm = 14 %), se determină valorile coeficienţilor mj şi nj, j = 1...3, din relaţiilescrise mai înainte: m1 = −7,55 şi n1 = 465; m2 = 3,75 şi n2 = 82,5; m3 = 5 şin3 = 50. Ţinând seama că faza bertholidă δ are concentraţia masică de staniu%Snm = 32,5 %, se obţine: Rmδ = −7,55⋅32,5 + 465 ≅ 220 N/mm2,Rp0,2δ = 3,75⋅32,5 + 82,5 ≅ 205 N/mm2, Rmδ – Rp0,2δ ≅ 15 N/mm2 şiHBδ = 5⋅32,5 + 50 = 212,5, aceste rezultate indicând că prezenţa fazei δ durifică şifragilizează structurile bronzurilor cu staniu.


194

A.9.4. Caracteristicile mecanice Rm (în N/mm2), A (în %) şi HR (în HRB)ale alamei CuZn15 se modifică prin deformare plastică la rece, cu diferite gradede deformare GD ∈ (5 %; 50 %), în conformitate cu următoarele relaţii:Rm = −0,06GD2 + 7GD + 270; A = 45 e−0,06GD şi HR = 0,6GD + 50. Un produs deforma unei bare cilindrice cu diametrul Dp = 8 mm este obţinut trăgând la rece,prin orificiul calibrat al unei scule (matriţe), un semifabricat cilindric (aflat înstarea O) cu diametrul Ds = 10 mm. Care sunt caracteristicile mecanice aleprodusului astfel obţinut?

RezolvareSemifabricatul aflat în stare recoaptă (starea O) are caracteristicile

mecanice date de relaţiile din enunţul aplicaţiei, pentru GD = 0: Rm = 270 N/mm2;A = 45 % şi duritatea HR ≅ 50 HRB. Gradul de deformare plastică al materialuluiprodusului obţinut prin tragere la rece se determină aplicând relaţia (3.9), în care

4

2

0sD

S π= este aria secţiunii transversale a semifabricatului, iar 4

2p

D

DS π= −

aria secţiunii transversale a produsului; rezultă astfel

=−

=−

=−

= 100100100 2

22

20

20

2

0

0

10

108

D

DDS

SSGD pD 36 %. Pentru GD = 36 %

(gradul de deformare plastică la rece al materialului produsului), relaţiile din enunţulaplicaţiei conduc la următoarele valori ale caracteristicilor mecanice: Rm ≅ 444 N/mm2;A ≅ 5 % şi HR ≅ 72 HRB, care evidenţiază efectele ecruisării prin deformare plastică larece asupra caracteristicilor mecanice ale alamei din care este realizat produsul.

A.9.5. Caracteristicile mecanice la tracţiune Rm (în N/mm2) şi A (în %) alealiajelor Cu – Ni în stare de echilibru se află în următoarele dependenţe (stabilitepe baza datelor experimentale) cu concentraţia lor masică de nichel %Nim:Rm = −0,07 2% mNi +8,9%Nim + 210 şi A = 0,024 2% mNi − 0,308%Nim + 45; să sedetermine compoziţia chimică a aliajelor Cu – Ni care îndeplinesc simultancondiţiile: Rm ≥ 320 N/mm2 şi A ≥ 40 %.

RezolvareCondiţia Rm ≥ 320 N/mm2 este respectată de aliajele Cu – Ni a căror

concentraţie masică de nichel satisface inegalitatea −0,07 2% mNi +8,9%Nim – 110 ≥ 0;soluţia acestei inegalităţi este %Nim ∈ [13,9 %; 100 %).

Condiţia A ≥ 40 % este respectată de aliajele Cu – Ni a căror concentraţiemasică de nichel satisface inegalitatea 0,0024 2% mNi − 0,308%Nim + 5 ≥ 0; soluţiaacestei inegalităţi este %Nim ∈ (0 %; 19,0 %].

Cele două condiţii precizate în enunţul aplicaţiei sunt respectate simultan dealiajele cu %Nim ∈ [13,9 %; 100 %) ∩ (0 %; 19,0 %] ⇒ %Nim ∈ [13,9 %; 19,0 %].


195

A.9.6. Să se determine care dintre următoarele aliaje are densitatea ceamai mică: duraluminiul AlCu4MgMn (cu %Cum = 4,5 %, %Mgm = 0,9 % şi%Mnm = 0,5 %), aliajul AlMg9MnSi (cu %Mgm = 9,5 %, %Mnm = 0,8 % şi %Sim= 0,8 %), alzimacul AlZn6Mg2,5Cu1,5 (cu cu %Znm = 6,0 %, %Mgm = 2,7 % şi%Cum = 1,7 %), siluminul G AlSi9Mg (cu %Sim = 9,5 % şi %Mgm = 0,5 %).

RezolvareDin tabelul 1.2 se extrag următoarele valori ale densităţilor componentelor

aliajelor pe bază de aluminiu precizate în enunţul aplicaţiei: ρAl = 2700 kg/m3;ρMg = 1740 kg/m3; ρMn = 7470 kg/m3; ρZn = 7130 kg/m3;ρSi = 2330 kg/m3 şiρCu= 8930 kg/m3.

Prin particularizarea relaţiei generale stabilite la rezolvarea aplicaţieiA.2.4, se obţine următoarea relaţie pentru determinarea densităţii aliajelor pe bază

de aluminiu:

∑∑−

+

=

=

=n

j Al

n

jmj

EA

mjEAEA

j1

1100

100

%ρρ

ρ ; aplicând această relaţie pentru aliajele

cu compoziţia chimică precizată în enunţul aplicaţiei se obţin rezultateleprezentate în tabelul 9. 15.

Tabelul 9.15. Densităţile aliajelor de aluminiu din aplicaţia A.9.6

Aliajul AlCu4MgMn AlMg9MnSi AlZn6Mg2,5Cu1,5 G AlSi9Mg%Mgm 0,9 9,5 2,4 0,5%Mnm 0,6 0,8 - -%Znm - - 6,0 -%Sim - 0,7 - 9,5

Concentraţiilemasice ale

elementelorde aliere

%EAmj, %%Cum 4,5 - 1,6 -

Concentraţia masică aaluminiului %Alm, % 94,0 89,0 90.0 90.0

Densitatea aliajului ρ,kg/m3 2784 2575 2799 2653

A.9.7. La elaborarea aliajelor pe bază de cupru în cuptoare cu inducţiepierderile procentuale masice prin oxidare ale componentelor încărcăturii sunt:pCu = 1 %; pSn = 1 %; pZn = 2 %; şi pPb = 0,75 %. Să se stabilească compoziţiamasică a încărcăturii cuptorului pentru realizarea unei şarje, cu masa m = 100 kg,din aliajul CuSn6Zn4Pb4, dacă materiile prime disponibile pentru formareaîncărcăturii sunt metalele pure componente ale aliajului.

RezolvareŢinând seama de semnificaţia simbolului mărcii aliajului care se

elaborează, rezultă că concentraţiile componentelor acestuia sunt: %Pbm = 4 %;


196

%Znm = 4 %; %Snm = 6 % şi %Cum = 100 – [%Pbm + %Znm + %Snm] = 86 %;notând mPb, mZn, mSn şi mCu, masele materiilor prime care trebuie introduse înîncărcătura cuptorului pentru elaborarea aliajului şi ţinând seama de condiţiile dinenunţul aplicaţiei, rezultă:

)1(%

100100Pb

Pbm p

mPb

m −= ⇒ 030,4%

75,01004

100100

==−

=−

Pb

mPb p

Pbmm kg şi, în

mod similar, mZn = 4,082 kg, mSn = 4,030 kg şi mCu = 86,869 kg.Masa totală a încărcăturii este mi = mPb + mZn + mSn + mCu ≅ 101,04 kg.A.9.8. La elaborarea aliajelor pe bază de cupru în cuptoare cu inducţie

pierderile procentuale masice prin oxidare ale componentelor încărcăturii sunt:pCu = 1 %; pSn = 1 %; pZn = 2 %; şi pPb = 0,75 %. Să se stabilească compoziţiamasică a încărcăturii cuptorului pentru realizarea unei şarje, cu masa m = 100 kg,din aliajul CuSn6Zn4Pb4, dacă materiile prime disponibile pentru formareaîncărcăturii sunt deşeuri de alamă binară CuZn10, bronzuri G CuSn10Zn2 şiG CuPb20Sn5 şi plumb marca Pb 99,995.

RezolvareŢinând seama de semnificaţiile simbolurilor aliajului care trebuie elaborat

şi aliajelor folosite ca materii prime şi notând %Pbm, % Znm, %Snm şi %Cumconcentraţiile componentelor în aliajul care se elaborează şi %Pbmj, %Znmj, %Snmjşi %Cumj, j = 1...4, concentraţiile masice ale componentelor în mateiile primeMP1 ≡ CuZn10, MP2 ≡ G CuSn10Zn2, MP3 ≡ G CuPb20Sn5 şi MP4 ≡ Pb 99,995şi mj, j = 1...4, masele care se introduc în încărcătură din cele patru materii prime

disponibile, rezultă relaţiile: ∑=− =

4

1%

1

%

100j

jmjPb

m mPbmp

Pb ; ∑=− =

4

1%

1

%

100j

jmjZn

m mZnmp

Zn ;

∑=− =

4

1%

1

%

100j

jmjSn

m mSnmp

Sn ; ∑=− =

4

1%

1

%

100j

jmjCu

m mCump

Cu . Introducând în aceste relaţii

datele din enunţul aplicaţiei, se obţine următorul sistem de ecuaţii (cu

necunoscutele mj, j = 1...4):

8687606408403

075889005100002101002000

4

3

2

1

=×

mmmm

, având soluţiile

m1 = 19,325 kg; m2 = 30,613 kg; m3 = 50,938 kg şi m4 = 0,165 kg.Masa totală a încărcăturii este mi = m1 + m2 + m3 + m4 ≅ 101,04 kg.

Capitolul 10 Structurile şi proprietăţile materialelor ceramice şi sticlelor

197

Capitolul 10

STRUCTURILE ŞI PROPRIETĂŢILEMATERIALELOR CERAMICE ŞI STICLELOR

10.1. Introducere

Materialele ceramice sunt materiale anorganice nemetalice, cu legături şistructură complexe, obţinute din materii prime sub formă de pulberi prinsinterizare, care este un proces de încălzire cu sau fără presare simultană, întimpul căruia se formează legăturile dintre particule prin difuzie sau topire parţialăa unui component. Cele mai multe ceramice sunt compuşi între metale şinemetale, astfel că se bazeză în special pe legături ionice şi covalente. Legăturileionice şi covalente implică toţi electronii de valenţă ai componentelor, astfel cănu există electroni liberi, ceea ce face ca materialele ceramice să aibăconductibilitate termică şi conductibilitate electrică foarte scăzute fiind materialeelectroizolante sau termoizolante în marea majoritate a cazurilor. Reprezintă ocategorie de materiale care au fost utilizate din cele mai vechi timpuri sub formăde vase din lut (însăşi termenul de ceramică provine de la grecescul “keramon”care însemna “lut ars”) şi de materiale de construcţie datorită capacităţii deprelucrare în cele mai diverse forme şi abundenţei materiilor prime. În prezenttermenul de ceramică include o gamă de materiale mult mai largă, utilizate în celemai diverse domenii cum ar fi electrotehnica, electronica, industria chimică,industria metalurgică etc.

Sticlele sunt materiale anorganice cu structură amorfă (corpuri vitroase)obţinute prin solidificarea unor topituri constituite din amestecuri de oxizi în staretopită, dintre care cel puţin unul are rolul de vitrifiant, adică formează unităţistructurale prin coordinarea atomilor de oxigen în jurul ionului metalic prin legăturiionice sau covalente; starea amorfă (vitroasă) este caracterizată de lipsa ordonăriiatomice la distanţă, păstrându-se doar ordinea apropiată, referitoare la câteva


198

distanţe interatomice corespunzătoare unităţilor structurale, ceea ce face ca sticlelesă fie considerate ca lichide vâscoase subrăcite.

În acest capitol se vor prezenta caracteristicile structurale ale principalelortipuri de materiale ceramice şi sticle şi proprietăţile generale ale acestora.

10.2. Structura ceramicelor şi sticlelor

Elementele componente ale materialelor ceramice sunt legate între ele prinlegături ionice şi covalente formând reţele de ioni metalici şi nemetalici (cationi şianioni) a căror celulă elementară este constituită dintr-un cation, înconjurat deanioni cărora anionul le-a cedat electronii de valenţă; deoarece metalele prinionizare pierd electronii de valenţă, cationii au de obicei raze mai mici decâtanionii (v. tabelul 10.1 în care se prezintă razele ionice ale componentelor uzualedin ceramice) astfel că structurile stabile ale fazelor cristaline din ceramice seformează atunci când fiecare cation metalic este înconjurat de anioni nemetalici cucare se află în contact direct, ceea ce înseamnă că numărul anionilor din unitateastructurală reprezintă chiar numărul de coordinaţie al structurii cristalinerespective (v scap. 1.2); numărul de coordinaţie şi implicit geometria unităţiistructurale depinde de valoarea raportului dintre raza cationului Cr şi razaanionului Ar , aşa cum se constată din tabelul 10.1 în care se prezintă limitele

raportului A

C

rr

şi geometria posibilă pentru fiecare număr de coordinaţie.

Deoarece anionii au raza mai mare se pot aranja în plane compacte dispusesuccesiv, generând structuri cristaline de tip CFC sau HC ca şi în cazul metalelor(v.scap 1.2). Întradevăr, considerând un plan de anioni care au centrele în punctelenotate cu A în figura 10.1 şi planul următor de anioni cu centrele în punctelenotate cu B, anionii celui de-al treilea plan compact pot avea centrele pe aceeaşiverticală cu punctele A, sau pot avea centrele în punctele marcate cu C; rezultăastfel fie o succesiune de plane ABABAB… care corespunde unei structuri de tiphexagonală compactă (HC) a anionilor, fie o succesiune ABCABC…, carecorespunde unei structuri de tip cub cu feţe centrate (CFC) a anionilor.

În funcţie de poziţia anionilor din două plane compacte succesive se formazădouă tipuri de interstiţii: interstiţii tetraedrale (câte trei într-un plan compact şiunul în planul învecinat) aşezaţi astfel încât unind centrele lor de masă seformează un tetraedru regulat şi interstiţii octaedrale mărginite de şase anioni(câte trei în fiecare plan compact aşezaţi astfel încât unind centrele lor de masă seformează un octaedru regulat (v. figura 10.1); întrucât cationii metalici se plaseazăîn aceste interstiţii, înseamnă că numărul de coordinaţie poate fi 4 sau 6, aşa cum


199

rezultă şi din tabelul 10.1.Rezultă că structurile fazelor cristaline ale ceramicelor depind atât de tipul

reţelei compacte pe car o formează anionii, cât şi de modul în care sunt ocupateinterstiţiile cu cationi metalici.

Tabel 10.1. Razele ionice ale unor componente ale ceramicelor şi geometria coordinărilor

Raze ionice Tip de coordinareRaze cationi Cr Raze anioni ArCation Cr , nm Anion Ar , nm A

C

rr Nr. de

coordinaţie Geometria coordinării

Al3+ 0,057

Ba2+ 0,136Br− 0,196

B3+ 0,020

0,155

≤A

C

rr

<

0,225

3

Ca2+ 0,106Cl− 0,181

Fe2+ 0,077

K+ 0,138F− 0,133

0,225

≤A

C

rr

<

0,414

4

Mg2+ 0,078

Mn2+ 0,067I− 0,220

Na+ 0,102

0,414

≤A

C

rr

<

0,732

6

Ni2+ 0,069O2− 0,132

Si4+ 0,039

Ti4+ 0,064S2− 0,184

0,732

≤A

C

rr

<

1,000

8

Fig. 10.1 Reprezentarea prin sfere rigide a dispunerii anionilor în structura ceramicelor


200

Interstiţiile pot fi ocupate de cationi de acelaşi tip, sau de cationi diferiţi,ceea ce conduce la existenţa unei diversităţi foarte mari de structuri a fazelorcristaline din materialele ceramice.

Cea mai mare parte a ceramicelor şi sticlelor sunt constituite din silicaţi acăror bază structurală o constituie tetraedrul [SiO4]4-care are în centru ionul Si4+ iar învârfuri ionii O2- cărora le rămâne câte o valenţă liberă cu care se pot lega de alteunităţi structurale formând aranjamente unidimensionale, bidimensionale sau spaţialecu un grad înalt de stabilitate, fiind exclusă existenţa liberă a unităţii tetraedrale. Dinpunct de vedere chimic cel mai simplu silicat este dioxidul de siliciu SiO2 (silice)care structural este constituit dintr-o reţea spaţială de [SiO4]4- cu dispunere ordonată(structură cristalină) sau aleatoare (structură amorfă) a unităţilor structurale.

Silicea cristalină prezintă trei forme alotropice: cuarţ, tridimit şi cristobalitdiferenţiate prin poziţiile relative ale tetraedrilor [SiO4]4- care formeazăaranjamente complexe de tip HC sau CFC; o reprezentare plană simplificată astructurii cristaline tridimit a SiO2 este redată în figura 10.2a. Această structură seobţine dacă răcirea topiturii se face foarte lent, astfel că la o temperatură Tc areloc cristalizarea la fel ca în cazul materialelor metalice; reprezentând variaţiavolumului specific (inversul densităţii ρ) în funcţie de temperatură (curba 1 înfigura 10.3) se constată că în condiţiile solidificării prin cristalizare, latemperatura Tc volumul specific are un salt brusc.

În cazul răcirii relativ rapide a topiturii ce conţine unităţile [SiO4]4-

dependenţa de temperatură a volumului specific este cea corespunzătoare curbei 2din figura 10.3; temperatura Tv de pe această curbă este numită temperatură detranziţie sticloasă sau temperatură de vitrifiere şi nu are o valoare bine definită,fiind dependentă de viteza de răcire. Continuitatea curbei 2 cu cea de latemperaturi mai ridicate (T > Tc) arată că materialul este de fapt un lichid subrăcit,a cărui vâscozitate creşte pe măsură ce scade temperatura; structura esteconstituită din lanţuri spaţiale în care poziţia relativă a unităţilor structurale estealeatoare ca în starea lichidă, ceea ce a făcut ca solidele cu o astfel de structură săfie numite corpuri vitroase; o reprezentare plană simplificată a stării vitroase aSiO2 care reprezintă baza structurii sticlelor silicatice este redată în figura 10.2 b.

Pe baza celor arătate se poate stabili că în structura dezordonată a solidelorvitroase distanţele dintre particulele constitutive şi intensitatea legăturilor nu suntuniforme. La încălzire, pe măsura creşterii energiei interne a sistemului se desfacmai întâi legăturile mai slabe, apoi, treptat cele mai puternice, ceea ce are ca efectreducerea vâscozităţii şi trecerea treptată de la starea solidă la starea lichidă pemăsură ce temperatura creşte deasupra temperaturii Tv.

Structura vitroasă corespunde unei stări metastabile cu energie liberă maimare decât cea corespunzătoare structurii cristaline, astfel că există tendinţa ca întimp, sub acţiunea temperaturii, să se treacă la starea de echilbru stabil, proces


201

numit devitrifiere şi poate avea loc controlat sau în mod natural. Devitrifiereanecontrolată a sticlelor are consecinţe negative asupra proprietăţilor mecanice şioptice (sticla devine fragilă şi pierde transparenţa datorită refracţiei razelor delumină pe limitele grăunţilor).

În mod obişnuit materialele ceramice au structura alcătuită din fazecristaline însoţite de o fază vitroasă aşa cum se observă în figura 10.4 a careprezintă structura unei ceramice refractare; cantitatea de fază vitroasă depinde decompoziţia chimică şi de procesul tehnologic de fabricare, tehnologiile modernepermiţând obţinerea unor ceramice cu structură cristalină aşa cum se obsevă înfigura 10 4 b în care se prezintă structura aluminei (Al2O3) cristaline.

Fig. 10.2.Schema structurilor silicei:a − structura cristalină; b – structură vitroasă

Fig. 10.3. Variaţia volumului specificcu temperatura în cazul SiO2

Fig 10.4. Structurile unor ceramice:a – ceramică refractară cu faze cristaline şi masă vitroasă; b – ceramică cristalină (Al2O3)

Silicaţii naturali care constituie baza materialelor ceramice sunt alumino-silicaţi care au rezultat prin substituirea unor ioni Si4+ cu ioni Al3+, astfel că pelângă tetraedrii [SiO4]4- există şi tetraedrii [AlO4]5-; substituirea este posibilădatorită diferenţelor mici între dimensiunile celor doi ioni (v. tabelul 10.1).


202

Deoarece numărul ionilor de oxigen rămâne acelaşi ca în cazul unităţilorstructurale [SiO4]4-, pentru fiecare ion Al3+ din reţea apare o sarcină electricănegativă; restabilirea neutralităţii electrice se obţine prin introducerea în structurăa unor ioni monovalenţi (Na+, Li+, K+) şi ioni divalenţi (Ca2+, Mg2+, Ba2+ etc.)

10.3. Principalele proprietăţi ale ceramicelor şi sticlelor

Proprietăţile mecanice ale materialelor ceramice şi sticlelor prezintăparticularităţi în raport cele ale materialelor metalice datorită legăturilor ionice şicovalente care stau la baza formării structurii acestora.

A. Comportarea la rupere. Aceste materiale se caracterizează în primulrând prin duritate şi fragilitate foarte ridicate determinate de caracterul puternic allegăturilor ionice şi covalente. Ruperea se produce fără deformare plastică aşa cumse constată din figura 10.5 în care se prezintă CCCT (v. scap 3.4) a unui materialceramic şi CCCT a unui material metalic. Deoarece încercarea la tracţiune este maigreu de aplicat (dificultăţile sunt legate de prinderea epruvetei), pentru caracterizarearezistenţei mecanice la întindere a materialelor ceramice se foloseşte adeseaîncercarea de încovoiere statică realizată conform schemei prezentată în figura 10.6;tensiunea maximă în fibra întinsă a epruvetei încovoiate (corespunzătoare forţei Fmax)reprezintă rezistenţa la încovoiere Ri a cărei valoare este apropiată de rezistenţa latracţiune Rm. În tabelul 10.2. se prezintă valorile rezitenţei la încovoiere Ri şi alemodulului de elasticitate E pentru câteva ceramice şi sticle uzuale. Trebuie precizat căîn cazul materialelor ceramice şi sticlelor se constată o împrăştiere foarte mare avalorilor caracteristicilor mecanice deoarece fragilitatea intrinsecă le face foartesensibile la prezenţa concentratorilor de tensiuni.

Fig 10.5. Curbe CCCT tipice pentrumateriale metalice şi materiale ceramice Fig. 10.6. Schema încercării la încovoiere statică

Rezistenţa la compresiune a materialelor ceramice şi sticlelor este însămult mai mare (poate ajunge la valori de 10 ori mai mari decât rezistenţa latracţiune), deşi ruperea are tot caracter fragil. Comportarea la rupere a acestor


203

materiale se explică prin existenţa unui număr mare de defecte de structură şichiar microfisuri a căror extindere se produce în avalanşă în momentul în caretensiunile depăşesc valoarea critică; deoarece tensiunile de compresiune tind săînchidă microfisurile, starea critică se atinge la valori mai ridicate ale solicitărilor.

B. Fluajul. Problema comportării la fluaj (v.scap 3.8) apare în special încazul ceramicelor utilizate ca materiale refractare. Fenomenul se desfăşoară la felca în cazul metalelor, cu deosebirea că procesele de difuzie sunt mult maicomplexe fiind implicaţi ioni cu sarcini electrice diferite. Deformaţiile plasticespecifice fenomenului de fluaj se produc la limitele dintre grăunţii fazelorcristaline şi sunt influenţate de prezenţa masei vitroase a cărei vâscozitate scadeodată cu creşterea temperaturii. Din această cauză, cele mai bune rezistenţe lafluaj le au materialele ceramice complet cristaline sau în a căror structură fazavitroasă se află în cantitate mai mică.

Tabelul 10.2. Caracteristicile fizico-mecanice principale ale unor ceramice şi sticle

λ, W/moCTipul materialuluiceramic sau sticlei

Ri,N/mm2

E,kN/mm2

α pe0−1000oC,mm/mmoC

la 100oC

la 1000oC

Mulit (3Al2O3·2SiO2) 60…80 60…80 5,3·10-6 5,9 3,8Alumina cristalizată (Al2O3) 380…1000 350…380 8,8·10-6 1,1 1,5Magnezită sinterizată (MgO) 90…110 150…170 13,5·10-6 38,0 7,1Zirconie stabilizată (ZrO2) 70…100 130…150 10,0·10-6 2,0 2,3Berilie sinterizată (BeO) 140…280 290…310 9,0·10-6 219 20Spinel (MgAl2O4) 80…100 200…240 7,6·10-6 15 5,9Carbura de siliciu (SiC) 140…200 430…470 4,7·10-6 − −Carbura de bor (B4C) 45…100 250…290 4,5·10-6 − −Sticla de cuarţ (silice) (SiO2 ) 80…110 60…90 0,5·10-6 2,0 2,5Sticla calco-sodică 40…150 40…60 9,0·10-6 1,7 −Sticla boro-silicatică 40…150 50…70 8,0·10-6 1,2 −

C. Şocul termic. Este fenomenul de fisurare sau chiar rupere amaterialului la modificarea relativ rapidă a temperaturii şi se datorează fragilităţiiintrinseci a materialelor ceramice şi a sticlelor corelată cu exploatarea latemperaturi ridicate. Comportarea la şoc termic a materialelor depinde în specialde coeficientul de dilatare liniară α şi de conductivitatea termică λ; dacămaterialul are conductivitate termică scăzută (cum este cazul materialelorceramice şi sticlelor), la variaţia rapidă a temperaturii mediului se creeazădiferenţe de temperatură pe secţiune, contracţii sau dilatări neuniforme şi decitensiuni care produc fisurarea sau ruperea; din acest motiv, α şi λ reprezintăcaracteristici care capătă importanţă mai mare la alegerea materialelor ceramicepentru o anumită aplicaţie decât în cazul utilizării materialelor metalice; întabelul 10.2 se prezintă valorile acestor caracteristici pentru câteva ceramice şisticle uzuale. Un factor la fel de important pentru comportarea la şoc termic îl


204

constituie geometria piesei, deoarece schimbările bruşte de secţiune acţionează şiîn cazul materialelor ceramice ca nişte concentratori de tensiuni.

Rezistenţa la şoc termic se defineşte ca fiind diferenţa de temperatură ∆Tdintre temperatura suprafeţei corpului şi temperatura mediului pe care o poatesuporta un corp răcit sau încălzit în anumite condiţii fără să se fisureze. Înfigura 10.7 se prezintă variaţia rezistenţei la şoc termic a unor materiale ceramiceşi sticle în funcţie de condiţiile de răcire.

D. Fisurarea sub tensiune într-un mediu dat. Este un fenomen de rupereîntârziată a materialelor ceramice şi a sticlelor care se produce în cazul solicităriipieselor la tensiuni constante în medii apoase. Mecanismul fisurării sub tensiune(numit uneori impropriu şi “oboseală statică”) se bazează pe adsorbţia moleculelorde apă în microfisurile superficiale şi extinderea acestora sub acţiunea tensiunilormecanice constante datorită pe de o parte efectului de “pană” pe care îl aumoleculele adsobite la vârful fisurii, şi pe de altă parte datorită reacţiei chimice aapei cu silicaţii componente ai sticlelor sau ceramicelor; în urma reacţiei chimicese produce ruperea lanţului –O−Si−O−, fiecare moleculă de apă conducând laformarea a două unităţi Si−OH care nu mai sunt legate una de alta; fenomenul seproduce cu viteză maximă la temperatura camerei deoarece la temperaturi mairidicate creşte mobilitatea ionilor hidroxil care nu se mai ataşează lanţului–O−Si−O−, iar la temperaturi scăzute este blocată reacţia chimică a apei cu silicaţii.

Similar curbelor de durabilitate la oboseală din cazul materialelor metalice(v. scap 3.9) există curbe de durabilitate la fisurare sub tensiune sub formadependenţei σ = f(τ), τ fiind timpul de expunere la mediul umed a piesei solicitatela tensiunea σ; aşa cum se constată din figura 10.8 aceste curbe sunt asemănătoarecurbelor Wöhler ale materialelor metalice.

E. Comportarea sticlelor în stare vâscoasă. Aşa cum a fost arătatanterior, deasupra temperaturii Tv, sticla se comportă ca un lichid, a căruivâscozitate scade cu creşterea temperaturii. Vâscozitatea η este o mărime cecaracterizează proprietăţile de curgere ale fluidelor şi reprezintă factorul deproporţionalitate dintre tensiunile tangenţiale şi variaţia vitezei de alunecare pegrosimea stratului fluidului; unitatea de măsură pentru vâscozitate este N·s/m2

ceea ce înseamnă Pa·s (Pascal secundă). În cazul sticlelor vâscozitatea în starevitroasă (sub temperatura Tv) se consideră η = 1018 Pa·s iar starea fluidă seconsideră atinsă dacă vâscozitatea scade sub 103 Pa·s. Deasupra temperaturii Tvvâscozitatea depinde de temperatură după o relaţie de forma:

RTEa

e0ηη = , (10.2)în care η0 este o constantă experimentală, Ea − energia de activare a procesului decurgere, R – constanta gazelor, iar T − temperatura absolută.


205

Pentru scopuri practice se utilizează relaţii de forma:

0

logtt

BA−

+=η , (10.3)

în care A, B şi t0 sunt constante ce se pot determina experimental prin măsurareavâscozităţii la trei temperaturi diferite, iar t este temperatura în oC; de exmplu, pentru osticlă calco-sodică s-au determinat valorile: A= −3,3; B = 4800; t0 = 210 cu ajutorulcărora s-a trasat curba η = f(t) prezentată în figura 10.9

Fig. 10.7. Rezistenţele la şoc termic ale unorceramice şi sticle

Fig. 10.8. Curbele de durabilitate la fisurareasub tensiune ale unor sticle

În funcţie de valoarea vâscozităţii (deasupra temperaturii Tv) s-au stabiliturmătoarele temperaturi numite puncte fixe de vâscozitate ale sticlelor, utilizate lastabilirea parametrilor operaţiilor tehnologice de fabricare a obiectelor din sticlă:

* temperatura inferioară de recoacere tir corespunde la η = 1013,5 Pa·s;* temperatura superioară de recoacere tsr corespunde la η = 1012 Pa·s;* temperatura de înmuiere tm corespunde la η = 106,6 Pa·s;* temperatura de curgere tc corespunde la η = 104 Pa·s;* temperatura de prelucrare tp corespunde la η = 103 Pa·s.În figura 10.9 se ilustrează pe curba η = f(t) stabilirea punctelor fixe ale

sticlei şi se prezintă valorile acestor puncte pentru câteva tipuri de sticle uzuale. Comportarea sticlei în stare vâscoasă prezintă importanţă deosebită pentru

prelucrare deoarece aceasta trebuie să se desfăşoare intr-un interval de temperaturiastfel ales încât pe de o parte vâscozitatea să fie suficient de mică pentru ca prinfasonare să se obţină forma corespunzătoare a obiectului, iar pe de altă parte, lasfârşitul prelucrării vâscozitatea să fie suficient de ridicată pentru evitareadeformării necontrolate sub greutatea proprie a obiectului fasonat.


206

Fig. 10. 9. Punctele fixe de vâscozitate ale sticlelorDe asemenea, variaţia vâscozităţii sticlei cu temperatura în maniera arătată

permite aplicarea unui tratament termic de tip călire; acesta constă din încălzireala o tempertură ti din domeniul (tir ; tsr) şi răcirea rapidă cu jet de aer sau în ulei;datorită conductibilităţii termice reduse în urma răcirii la suprafaţa sticleitemperatura scade sub Tv, iar în miez temperatura este suficient de ridicată pentruca materialul să preia prin deformare plastică contracţia suprafeţei rigide; încontinuare se face răcirea completă lent, astfel că în strat vor lua naştere tensiunireziduale de compresiune datorită contracţiei de răcire a miezului; aceste tensiunide compresiune au valori ridicate şi contribuie la creşterea rezistenţei materialului.O fisură care apare în stratul superficial eliberează brusc tensiunile decompresiune şi produce spargerea sticlei cu formarea unui număr mare de granulemici, ceea ce reduce riscul rănirii persoanelor din jur, motiv pentru care acestesticle sunt cunoscute sub denumirea curentă de sticle “securit” şi se folosesecpentru mijloacele de transport, faţadele şi uşile clădirilor etc.

O altă consecinţă a comportării vâscoase a sticlelor este deformarea(înmuierea) sub sarcină la temperaturi ridicate a materialelor ceramice care conţinşi masă vitroasă. Rezistenţa la deformare sub sarcină este una din caracteristicileimportante ale materialelor refractare şi se apreciază în mod uzual printemperatura care determină un anumit grad de deformare sub acţiunea uneitensiuni de compresiune date.


207

Scopul acestui capitol fiind prezentarea materialelor ceramice şi a sticlelorca materiale structurale ( vezi cap. 14) nu se tratează şi problemele proprietăţilorelectrice, magnetice şi optice ale acestor materiale.

În cele ce urmează se vor prezenta câteva dintre cele mai importante tipuride materiale ceramice şi sticle.

10.4. Materialele ceramice

10.4.1. Materialele ceramice silicatice

Materialele ceramice silicatice aparţin sistemului ternar SiO2−Al2O3−X,unde X poate fi K2O, Na2O, CaO sau MgO; materiile prime utilizate auurmătoarele caracterisitici:

- argilele sunt silicaţi de aluminiu hidrataţi însoţiţi de impurităţi (oxizimetalici ) care influenţează culoarea finală a materialului ceramic; varietatea deargilă cea mai utilizată este caolinul (Al2O3 ·2SiO2·2H2O) care are o structurălamelară şi este constituit din granule, formând în prezenţa apei o suspensiecoloidală ce conferă amestecului plasticitate;

- nisipul de cuarţ (silice) modifică plasticitatea argilelor la uscare şi ardereîn timpul căreia suferă transformările cristalografice cuarţ→ tridimit→ cristobalit;

- feldspatul este denumirea generică pentru compuşii complecşi de tipulalumino-silicaţilor de K, Na, Ca, Mg; au rol de fondanţi deoarece în timpul arderiiformează cu argila şi silicea compuşi cu temperatură mică de topire fiind laoriginea masei vitroase care leagă particulele de silice şi de argilă şi reduceporozitatea.

Pentru obţinerea ceramicelor silicatice, amestecului pulverulent de materiiprime i se adaugă o cantitate determinată de apă obţinându-se o pastă (numită şi“barbotină”), din care se realizează piesele ce apoi se usucă şi se calcinează prinîncălzire la temperaturi de 900…1500 oC, în funcţie de compoziţia chimică şiscopul urmărit. In timpul arderii rezultă o anumită cantitate de fază lichidă careprin răcire formează o reţea sticloasă în jurul granulelor pe care le leagă subforma unui material solid şi dens. Procesul de vitrifiere este însoţit întodeauna decontracţie şi stă la baza obţinerii majorităţii materialelor ceramice. In funcţie deconcentraţiile componentelor şi de condiţiile tehnologice se obţin următoarele tipuride materiale ceramice: teracotă, faianţă, gresie ceramică, porţelan moale, tare sautehnic; în figura 10.10 se prezintă în triunghiul concentraţiilor componentelor debază domeniile corespunzătoare acestor ceramice, iar în tabelul 10.3 câtevacaracteristici ale acestora.


208

Structura ceramicelor fiind neomogenă, proprietăţile lor sunt influenţateputernic de raportul dintre cantitatea de fază cristalină şi cantitatea de fazăvitroasă. Creşterea conţinutului de feldspat (deci a masei vitroase) determinăreducerea rezistenţei mecanice şi a rezistivităţii electrice; creşterea conţinutului decaolin şi de silice, (faze cristaline) determină creşterea rezistenţei mecanice şi atemperaturii de utilizare.

Tabelul 10.3. Materialele ceramice pe bază de argile

Denumireamaterialului Caracteristici Domenii de utilizare

TeracotăPorozitate: 15…30 %Suprafaţa: glazurată sau nuTemperatura de ardere: 950…1050 oC

cărămizi, ţigle, ţevi ceramice

FaianţăPorozitate: 10…15 %Suprafaţa: glazurată, opacăTemperatura de ardere: 950…1200 oC

echipamente sanitare, vase,placaje etc.

Gresieceramică

Porozitate: 0,5…3 %Suprafaţa: glazurată sticloasăTemperatura de ardere: 1100…1300 oC

echipamente sanitare, placaje,pardoseli, aparatură pentrulaboratoare de chimie etc

PorţelanPorozitate: 0…2 %Suprafaţa: glazurată sticloasăTemperatura de ardere: 1100…1400 oC

izolatoare elctrice, condensatorielectrici, aparatură pentru

laboratoare de chimie, vase etc

Dintre materialele ceramice silicatice în tehnică răspândirea cea mai mareo au porţelanurile care sunt mase ceramice vitrifiate albe (translucide în stratsubţire) ale căror faze cristaline se pot stabili cu ajutorul diagramei binare deechilibru SiO2−Al2O3 prezentată în figura 10.11.

Analizând această diagramă se constată că sistemul SiO2−Al2O3 prezintătransformare eutectică, transformare peritectică şi formează un compus cu topireincongruentă; acest compus se numeşte mulit, corespunde formulei chimice3Al2O3·2SiO2, are formă aciculară, duritate ridicată şi este baza majorităţiiconstituenţilor materialelor ceramice silicatice. In acest sistem SiO2 cristalizeazăsub formă de cristobalit, care este un compus cu reţea CFC, în care baza oconstituie tetraedrii [SiO4], ceea ce îi conferă duritate ridicată, iar celălaltcomponent Al2O3 cristalizează sub formă de corindon, care este un compus cureţea hexagonală compactă de ioni de oxigen în care ionii de Al ocupă 3

2 din

golurile octaedrice. Analiza transformărilor la răcire a ceramicelor care au la bazăacest sistem se face la fel ca în cazul diagramelor de echilibru ale sistemelor dealiaje. Deoarece în condiţii industriale vitezele de răcire sunt mai mari decât cele


209

corespunzătoare echilibrului, o parte din topitură nu va reuşi să cristalizeze,solidificându-se sub formă de fază sticloasă.

Fig. 10.10. Domeniile ceramicelorsilicatice în sistemul argilă – cuarţ -

feldspat

Fig 10.11 Diagrama de echilibru a sistemului SiO2-Al2O3

Componentul de bază al porţelanurilor tehnice este mulitul care asigurăacestuia rezistenţă mecanică şi rezistenţă la şoc termic ridicate, rezistenţă laagresiunea acizilor şi alcaliilor. Caracteristicile câtorva tipuri de porţelanuriutilizate în tehnică sunt prezentate în tabelul 10.4.

Tabelul 10.4 Porţelanuri tehnice – caracteristici principale

Denumirea comercială amaterialului

Densitatea,kg/m3

Rezistenţala tracţiune

N/mm2

Rezistenţa lacompresiune,

N/mm2

Temperaturamaximă deutilizare, oC

Porţelan pentru izolatori dejoasă tensiune 2200…2400 20…35 173…345 300…400

Porţelan pentru izolatori deînaltă tensiune 2350…2500 20…55 173…550 200…650

Cordierit (compus de bază2MgO·2Al2O3·5SiO2)

2100…2650 35…65 138…620 400…780

Steatit (compus de bază3MgO·4SiO2·H2O) 2800…2950 52…107 414…2970 440…1100

Pentru reducerea (sau chiar eliminarea) absorbţiei de apă în pori, pieseledin ceramică se acoperă cu glazuri; acestea sunt straturi compacte sticloaseobţinute în timpul procesului de ardere din stratul de vopsea pe bază de boraţi,carbonaţi alcalini şi oxizi metalici aplicat pieselor înainte de calcinare. Pe lângăfaptul că prin glazurare se reduce higroscopicitatea, datorită coeficientului dedilatare mai mic al glazurii iau naştere tensiuni de compresiune în strat carecontribuie la îmbunătăţirea rezistenţei mecanice a pieselor.


210

10.4.2. Materialele ceramice oxidice

Materialele ceramice oxidice sunt materiale policristaline formate dinoxizi sau compuşi oxidici şi lipsite de faze sticloase. Datorită energiei mari delegătură a oxizilor, compuşii sunt foarte stabili la acţiunea agenţilor chimici şi auduritate şi rezistenţă la compresiune ridicate.

Componentei mai importanţi ai acestor ceramice sunt: oxizi (Al2O3, ZrO2,MgO, TiO2 şi BeO), titanaţi şi ferite.

Oxidul de aluminiu (Al2O3, alumina) are temperatura de topire 2054 oC şicristalizează sub formă de corindon aşa cum s-a arătat mai sus. Caracteristicile deexploatare ale pieselor pe bază de alumină depind în mare măsură de concentraţiamasică a acesteea; cu creşterea conţinutului de Al2O3 creşte rezistenţa lacompresiune, temperatura de utilizare şi rezistivitatea electrică; de exemplu, princreşterea % Al2O3 de la 85 % la 99,7 % rezistenţa la compresiune creşte de la1800 N/mm2 la 2500 N/mm2 iar temperatura de utilizare de la 1300 oC, la 1700 oCReprezintă cea mai importantă ceramică oxidică şi are utilizări multiple, cum ar fimaterialele refractare, materiale izolante, unelte de tăiat, abrazivi, implanturimedicale. In condiţii tehnologice deosebite şi cu materii prime de puritate înaltă,se obţine alumina transparentă utilizată în optica tehnică.

Oxidul de zirconiu (ZrO2) are temperatura de topire-solidificare 2690 oC şiprezintă mai multe forme alotropice: reţea monoclinică de la ta până la 1000 oC,tetragonală pe intervalul 1200…2370 oC şi cubică peste 2370 oC. Existenţatransformărilor alotropice care se produc cu creştere de volum înrăutăţeştecomportarea materialului; pentru evitarea acestor neajunsuri se adaugă CaO şi/sauMgO care în concentraţii mai mici de 10…15% se dizolvă în ZrO2 şi stabilizeazăstructura cubică ce se menţine de la temperatura de cristalizare până latemperatura ambiantă, aşa cum rezultă din figura 10.12 în care se prezintădiagrama de echilibru a sistemului ZrO2 – CaO;

Oxidul de magneziu (MgO – magnezită) are temperatura de topire 2800 oCşi constituie baza materialelor refractare pentru căptuşelile cu caracter bazic acuptoarelor. Pe lângă MgO, refractarele bazice pot conţine şi alţi oxizi dintre caremai des întâlniţi sunt CaO, Al2O3 şi Cr2O3. Pentru exemplificare, în figura 10.13se prezintă diagrama de echilibru a sistemului MgO − Al2O3, din care rezultăformarea compusului MgAl2O4 (sau MgOAl2O3) numit şi spinel, care este o fazăbertholidă cu topire congruentă (v.scap. 2.2); spinelul are o reţea cristalină cubicăcomplexă în care ionii Mg2+ ocupă interstiţiile tetraedrice, iar ionii Al3+ ocupăinterstiţii octaedrice; tipul de structură spinelică este frecvent întâlnită, loculionilor Mg2+ şi Al3+ fiind luat de alte metale.


211

Fig. 10.12. Diagrama de echilibru a sistemuluiZrO2 – CaO

Fig. 10.13. Diagrama de echilibru a sistemuluiMgO − Al2O3

Titanaţii sunt compuşi cu formula MTiO3, unde M este un metal bivalent(Ba, Ca, Mg, Sr); se utilizează pentru proprietăţile feroelectrice (se polarizează încâmp electric) la realizarea generatoarelor şi traductoarelor pentru ultrasunete.

Feritele sunt compuşi ai oxidului de fier (Fe2O3) şi ai altor metale (Ba, Mg,Sr, Mn, Zn, Ni, Cu, Li etc) având formula generală nkMkO·qFe2O3 unde nk estenumărul de molecule al oxidului metalului Mk, k=1,2,3; se utilizează ca materialeferomagnetice datorită rezistivităţii electrice ridicate (ceea ce reduce pierderile princurenţi turbionari) şi costului mai redus decât al aliajelor metalice.

10.4.3. Materialele refractare

Sunt produse ceramice rezistente la temperaturi înalte, fiind încadrate înaceastă categorie cele care îşi menţin caracteristicile până la temperatura deminimum 1500 oC. Comportarea la temperaturi înalte a materialelor refractare seapreciază în principal cu ajutorul a două mărimi:

- rezistenţa piroscopică numită frecvent şi refractaritate estetemperatura la care o epruvetă conică din materialul considerat se tasează cu ovaloare dată, în condiţii determinate de expunere la temepratură;

- rezistenţa la deformare (înmuiere) sub sarcină care se apreciazăprin temperatura la care se produce o deformare specifică de 0,5 % sub acţiuneaunei sarcini de compresiune de 0,2 N/mm2 (vezi şi scap.10.3 E).


212

În procesul de fabricaţie refractarele se ard la temperaturi ridicate şi semenţin mai multe ore la temperatura maximă până la apariţia fazei lichide, iarrăcirea se face foarte lent, timp de mai multe zile pentru a da posibilitateacristalizării cvasitotalităţii fazei lichide. În aceste condiţii, vor exista două tipuride faze cristaline: faze cristaline primare sub formă de cristale mari, insolubile întopitură şi faze cristaline secundare, care provin din cristalizarea topiturii înperioada de răcire şi se prezintă sub formă de cristale mici. Restul de fază lichidăcare nu cristalizează va constitui fază vitroasă şi prezenţa sa limiteazăproprietăţile de utilizare ale materialelor refractare prin micşorarea temperaturii deînmuiere sub sarcină.

Diversitatea materialelor refractare este foarte mare, oxizii care stau la bazacompoziţiei lor chimice putându-se grupa în trei categorii: a) SiO2 şi ZrO2;b) MgO şi CaO; c) Al2O3 şi Cr2O3. Principalele tipuri de materiale refractare înfuncţie de componentele preponderente sunt prezentate pe schema dinfigura 10.14.

În industria petrolieră şi petrochimică se utilizează în mod frecventrefractarele din sistemul SiO2–Al2O3, a cărui diagramă de echilibru a fostprezentată în figura 10.11. Ele se caracterizează prin temperaturi de înmuiereridicate, rezistenţă la şoc termic şi conferă căptuşelilor cuptoarelor caracter acid.Din diagrama de echilibru se constată că trebuie evitate compoziţiile cuconcentraţia de Al2O3 apropiată de cea eutectică (5,5 % Al2O3) deoarece autemperatura de topire cea mai scăzută. Domeniile principalelor tipuri de refractaresilicatice din sistemul SiO2–Al2O3 şi domeniile temperaturilor caracteristice(refractaritatea şi temperatura de înmuiere sub sarcină) sunt prezentate înfigura 10.15 din care rezultă următoarele:

• refractarele silica (% SiO2> 93%) au refractaritatea şi temperatura deînmuiere foarte apropiate putând fi utilizate până la temperaturi de 1650 oC;aceeastă comportare se explică prin proprietatea cuarţului de a forma larecristalizare în fază solidă reţele complexe de tip tridimit (v. scap. 10.2) şivâscozităţii ridicate a sticlei silicioase prezentă ca fază vitroasă în aceste ceramici;

• şamota (%SiO2 = 60…70%, şi %Al2O3 = 40…30%) are caracteristicimai reduse decât refractarele silicatice; prezenţa unei cantităţi mai mari de fazăsticloasă face ca diferenţa dintre refractaritate şi temperatura de înmuiere subsarcină să fie mai mare;

• refractarele silimanitice (superaluminoase) cu %SiO2 = 36…20%, şi%Al2O3 = 63…80% au structură mulitică (v. figura 10.11) şi pot fi utilizate pânăla cca 1800 oC în cazul încălzirilor de scurtă durată şi până la temperaturi de1650 oC în cazul solicitărilor şi/sau încălzirilor de lungă durată;

• refractarele corindonice sau mulito-corindonice sunt fabricate din


213

alumină pură topită şi eventual mici cantităţi de argilă ca liant; ele pot fi utilizatepână la temperaturi de 1900 oC; rezistenţa mecanică este dependentă de conţinutulde alumină aşa cum a fost arătat anterior.

Proprietăţile celorlalte tipuri de materiale refractare nominalizate înfigura 10.14 pot fi apreciate pe baza diagramelor binare de echilibru ale sistemelorcorespunzătoare aşa cum s-a arătat anterior pentru ceramicele pe bază de MgO(v. fig. 10.13). În tabelul 10.5 se prezintă câteva materiale refractare utilizate maides şi proprietăţile lor principale.

Fig. 10.14. Principalele tipuri de materialerefractare

Fig 10.15. Domeniile temperaturilor limităpentru refractaritate şi deformare sub sarcină în

sistemul SiO2 – Al2O3

Tabelul 10.5. Caracteristicile unor materiale refractare utilizate frecvent

Materialul refractarDensitateaaparentă,

kg/m3

Rezistenţapiroscopică,

oC

Temperaturade înmuieresub sarcină,

oC

Rezistenţa lacompresiune,

N/mm2

A. Refractare acide (SiO2 + Al2O3)Refractare silica (%SiO2 > 95%) 1700…1900 1700 1650 18…22Samotă inferioară (20…25% Al2O3) 1800…2000 1680 1250 15…25Samotă standard (30…35% Al2O3) 1800…2000 1700 1275 15…25Samotă densă (40…45% Al2O3) 2100….2300 1740 1350 30...40Refractare mulitice (75…80%Al2O3) 2900…3100 1830 1350 25…35Refractare mulito-corindonice(80…85% Al2O3)

3400…3600 1950 1400 40…50

B. Refractare baziceMagnezită (%MgO > 92%) 2900…3100 2200 1500 45…75Crom –magnezită (25…50% MgO,12…28% Cr2O3, 15…25% Al2O3)

2900…3100 2000 1500 35…55

Cromit (% Cr2O3 > 85%) 3200…3400 1950 1450 65…85


214

10.4.4. Materialele ceramice neoxidice

Materialele ceramice neoxidice sunt compuşi de tipul carburi, nitruri,boruri sau siliciuri ale căror unităţi structurale au la bază de obicei legăturicovalente care le conferă temperaturi înalte de topire sau de descompunere modulde elasticitate şi duritate ridicate. Aceste caracteristici le-a impus ca materialedestinate unor categorii largi de aplicaţii pentru obţinerea de piese prin sinterizaresau sub formă de fibre pentru obţinerea materialelor compozite (v. cap 12).

Câteva ceramice neoxidice şi proprietăţile lor mai importante suntprezentate în tabelul 10.6.

Carbura de siliciu cristalizează într-un număr mare de forme alotropicecu densităţi aproape egale şi structuri de tip hexagonal, romboedric sau cubic,bazate preponderent pe legătura covalentă. Aceste structuri îi conferă duritateamare stabilitate termică, conductibilitate electrică şi rezistenţă la oxidare (latemperaturi de peste 1500 oC se acoperă cu un strat de SiO2). În practică seutilizează de obicei produse sinterizate împreună cu un liant care este tot unmaterial ceramic refractar. Cele mai comune utilizări sunt ca materialeabrazive şi ca materiale pentru rezistenţe de încălzire electrică a cuptoarelor(cunoscute sub denumirea comercială de “bare de silită”).

Nitrura de siliciu cristalizează în sitemul hexagonal, iar ponderealegăturilor covalente este de cca 70 %; se caracterizează prin rezistenţă mecanicăridicată şi comportare bună la fluaj, menţinându-şi practic nemodificatecaracteristicile până la 1400 oC; este un material din categoria ceramicelor tehnicede performanţă din care se pot obţine piese complicate, cu stabilitate dimensionalăbună la variaţii de temperatură.

Prin procedee tehnologice moderne s-a reuşit înlocuirea unor atomi desiliciu şi de azot cu atomi de aluminiu şi oxigen, obţinându-se o clasă nouă demateriale ceramice denumite sialon (de la Si−Al−O−N) ale căror unităţistructurale sunt tetraedrii (SixAl1−x)(OyN1−y)4−; prin variaţia legăturiloratomice şi ionice se obţin structuri noi şi deci proprietăţi noi, printre care ceamai importantă o reprezintă stabilitatea până la 1800 oC, ceea ce a făcut casialonurile să fie utilizate pe scară din ce înce mai mare la fabricarea unorpiese puternic solicitate.

Nitrura de bor poate cristaliza în sistemul cubic şi în sistemul hexagonal;cristalizată în sistemul cubic (nitrura cubică de bor sau CBN) are duritateaapropiată de a diamntului, fiind materialul sintetic cu cea mai mare duritate;cristalizată în sistemul hexagonal (ca şi grafitul) este utlizată pentru fabricareaunor piese prin sinterizare şi pentru electrozi de sudură.


215

Tabelul 10.6. Caracteristicile unor materiale ceramice neoxidice

Denumirea şi formulachimică a materialului

Densitatea, kg/m3

DuritateaKnoop*

Modululde

elasticitate,kN/mm2

Rezistenţala

compresiune, N/mm2

Temperaturade topiresau de

descomp.,oC

Carbura de siliciu (SiC) 2700…3200

3000 380…420 900…1100 2400

Nitrura de siliciu (Si3N4) 1900…3200

160…320 250…700 1898

Carbura de bor (B4C) 2510 3500 440…460 2700…2900

2425Nitrura cubică de bor(BN)

3480 5000 840…870 6500…7000

1540

Carbura de wolfram (WC) 15500 2700 580…620 4500...5000

2780

Carbura de titan (TiC) 4800…4940

3100 330…350 2500…2800

3100

* Metoda Knoop de determinare a durităţii se bazează pe aceleaşi principii ca şi microduritateaVickers, cu deosebirea că baza piramidei de diamant (care constituie penetratorul ) este un romb.

Carbura de bor are duritatea imediat mai mică decât CBN fiind utilizatăla realizarea sculelor aşchietoare sau în construcţii aerospaţiale datorită modululuide elasticitate ridicat şi densităţii reduse (v. tabelul 10.6).

Carburile de W, Ti, Ta se utilizează ca materiale dure pentru scule subformă de plăcuţe sinterizate cu un liant metalic (de obicei Co).

10.5. Sticlele

Aşa cum s-a arătat în scap 10.2, baza structurii sticlelor silicatice oconstituie reţeaua spaţială de unităţi [SiO]4− legate în poziţii aleatoare(v. fig. 10.2 b). Utilizarea sticlei de silice cu această structură este limitată laaplicaţii speciale unde se cere refractaritate ridicată. Pentru majoritatea aplicaţiilorînsă este necesar ca temperatura de curgere Tc (v. fig. 10.9) să fie mai redusăpentru prelucrarea sticlei în condiţii economice corespunzătoare.

Acest lucru se realizează prin adăugarea altor componente, care modificăstructura prin apariţia unor ioni metalici ce se pot plasa între tetraedrii [SiO]4−, aşacum se observă în figura 10.16 a, sau pot lega tetraedrii între ei, aşa cum seobservă din figura 10.16 b.

În acest context, componentele sticlelor se pot grupa după cum urmează:a) Formatorii de reţea (vitrifianţi) sunt oxizi ai elementelor cu cationi de

rază mică şi sarcină relativ mare (Si4+, B3+, P5+, etc.); cationii respectivi seînconjoară (coordinează) cu 3−4 ioni de oxigen formând tetraedri sau piramide


216

care se leagă între ei prin vârfuri, dând naştere reţelei spaţiale dezordonate; aşacum a fost arătat, formatorul de reţea cel mai utilizat este silicea (SiO2) însoţit înunele cazuri de oxidul boric B2O3 şi/sau pentaoxidul de fosfor (P2O5);

Fig. 10.16. Structura sticlelor:a – sticla silico – sodică; c− sticla calco-sodică

b) Modificatorii de reţea sunt componentele cu rol de fondanţi (deexemplu: oxidul de sodiu Na2O, oxidul de potasiu K2O şi oxidul de litiu Li2O) saude stabilizatori (de exemplu: oxidul de calciu CaO, oxidul de magneziu MgO,oxidul de bariu BaO şi oxidul de zinc ZnO). Temperatura de topire a silicei sereduce în prezenţa fondanţilor prin distrugerea continuităţii reţelei datorită ruperiilanţurilor Si−O−Si de către ionii metalelor alcaline (v. fig. 10.16 a); pentruexemplificarea influenţei fondanţilor, în figura 10.17 se prezintă diagrama deechilibru a sistemului SiO2−Na2O, pe care se observă existenţa unei transformăride tip eutectic la temperatura de 800 oC şi formarea compusului Na2O·2SiO2 cutemperatură de topire mai mică decât a silicei. Sticlele formate numai din silice şioxizi alcalini au rezistenţă scăzută la acţiunea substanţelor chimice, rezistenţămecanică şi rezistenţă la şoc termic reduse. Imbunătăţirea caracteristicilor serealizează prin acţiunea stabilizatorilor care sunt oxizi ai metalelor bivalentealcalino-pământoase (Ca, Ba, Mg) ai căror ioni contribuie la realizarea legăturilorîntre unităţile structurale (v. fig.10.16b).

c) Intermediarii sunt componente care contribuie atât la formarea reţeleicât şi la modificarea unor caracteristici; în această categorie intră Al2O3, PbO şiZrO2, oxizi care acţionează prin înlocuirea în reţea a ionului Si4+ cu ioniimetalelor respective.


217

Există o varietate foarte mare detipuri de sticle, care se pot grupa înfuncţie de tipul oxizilor care imprimăsticlei anumite proprietăţi; compoziţiilechimice ale câtorva tipuri de sticleutilizate mai frecvent, sunt prezentate întabelul 10.7.

Sticlele calco-sodice sunt celemai uzuale, fiind utilizate pentrufabricarea geamurilor (sticla plană),ambalajelor, obiectelor de menaj şianumitor aparate de laborator.Răspândirea lor extrem de mare sedatorează costului redus al materiilor

prime. Limitele concentraţiilor pentru oxizii de bază (SiO2, Na2O şi CaO) rezultăpe de o parte din condiţia reducerii temperaturii de topire ceea ce ar însemnacantităţi mai mari de Na2O, iar pe de altă parte asigurarea unei rezistenţe chimicemai bune, ceea ce ar însemna concentraţii de CaO mai mari, dar acesta areinfluenţă negativă asupra solidificării (favorizează cristalizarea). Sticlele calco-sodice conţin 70…75 % SiO2, 13...19 % Na2O şi 8...11 % CaO; pentrureducerea tendinţei de cristalizare se introduce 3…4 % MgO.

Sticlele boro-silicatice se caracterizează prin coeficienţi de dilatare mici,fiind utilizate ca sticle speciale pentru aparatura de laborator care lucrează latemperaturi ridicate. Utilizarea oxidului B2O3 alături de SiO2 ca formator de reţeaare ca efect reducerea temperaturii de topire, fără să afecteze stabilitatea chimică şifără să modifice proprietăţile de solidificare ale silicei.

Sticlele alumino-silicatice au temperaturile punctelor fixe de vâscozitateridicate (v. fig. 10.9) putând fi utilizate şi la temperaturi înalte. Conţinutul redusde oxizi alcalini le conferă o rezistivitate electrică foarte mare şi rezistenţăchimică bună. Sunt utilizate la fabricarea materialelor electroizolante.

Sticlele cu plumb au rezistenţă chimică scăzută, dar proprietăţi optice şielectrice deosebite. Denumirea comună de “cristal de plumb” se folseşte pentrusticlele care conţin peste 20 % PbO.

Principalele particularităţi ale comportării sticlelor la solicitări mecanice aufost prezentate anterior, în scap.10.2, remarcându-se influenţa deosebit deputernică a concentratorilor de tensiuni, ceea ce conduce şi la o dispersie mare acaracteristicilor mecanice (v. tabelul 10.2), precum şi influenţa prezenţei apeiasupra rezistenţei la solicitări de durată (v. fig. 10. 8).

Cea mai importantă utilizare a sticlelor ca materiale structurale o constituiefără îndoială fibrele, atât cele discontinui (vata de sticlă), cât şi cele continui

Fig. 10.17. Diagrama de echilibru asistemului SiO2 − Na2O


218

folosite în principal la obţinerea materialelor compozite (v. cap.12). Analizândcompoziţiile chimice ale sticlelor utilizate pentru fibre (v. tabelul 10.7), seconstată că sunt sticle alumino-silicatice şi boro-silicatice; prezenţa Al2O3 caintermediar, (formator şi modificator de reţea) conduce la creşterea stabilităţiichimice, care capătă importanţă mai mare în cazul fibrelor datorită secţiuniireduse şi suprafeţei mare de expunere la mediu. În cazul fibrelor tip E utilizate înelectrotehnică se remarcă limitarea drastică a conţinutului de oxizi alcalini,deoarece prezenţa acestora conduce la micşorarea rezistivităţii electrice (ionii Na+,K+ sunt purtători de sarcină electrică).

Tabelul 10.7. Compoziţiile chimice ale unor sticle uzualeConcentratia masică în % pentru:

Formatori dereţea

Modificatori şi stabilizatoride reţea IntermediariTipul sticlei

SiO2 B2O3 Na2O K2O CaO MgO Al2O3 Alţii *

Sticle calco-sodice (sticlă plană) 72 - 14 1 8 4 1 -Sticla boro-silicatică (“Pyrex”) 80,5 12,9 4 0,4 - - 2,2 -Sticla alumino-silicatică 54 7,5 0,5 - 22 0,5 14,5 -Sticla cu plumb (‘cristal”) 35 - - 7 - - - 58% PbOSticla Vycor 96 3 < 0,2 < 0,2 - - - -

Sticle pentru fibre:- tipa A – calco-sodică normală 70 1,5 16 - 8 3 1,5 -- tip AR – rezistente la alcalii 62 - 14 - 4 16 2 58% ZrO2- tip C – rezistente la coroziune 65 5 8,5 - 14 3 4 0,5 Fe2O3- tip E – rezistivitate elctrică mare 54 8 <0,5 <0,5 17 5 15 0,3 Fe2O3

- tip S − rezistenţă mecanică mare 65 - - - - 10 25 -* Pe lângă componentele de bază, unele sticle conţin şi cantităţi mici de alţi oxizi metalici pentru

îmbunătăţirea proprietăţilor optice sau pentru colorare.

Rezistenţa la tracţiune a fibrelor de sticlă este mult mai mare decât ceadeterminată pe epruvete deoarece structura are un grad de anizotropie cu atât maipronunţat cu cât diametrul fibrei este mai redus, iar prin procesul de fabricaţie serealizează obţinerea de fibre cu suprafeţele lipsite de defecte; se ating astfel rezistenţela tracţiune de 2000…5000 N/mm2 în funcţie de conţinutul de SiO2 şi de diametrulfibrei (de exemplu, la fibrele din silice pură se obţin şi rezistenţe de 8000 N/mm2).

O categorie aparte de mase sticloase o constituie emailurile aplicate pesuprafaţa pieselor metalice în unul sau mai multe straturi. Se utilizează sticlesilicatice cu compoziţii complexe, în care %SiO2 = 45…55 % iar %Na2O sau%Li2O = 15…20 %, restul fiind adaosuri ce contribuie la îmbunătăţireaproprietăţilor şi aspectului. Pentru obţinerea unor straturi de acoperireuniforme, aderente şi continui emailurile trebuie să aibă capacitate de umectarea suprafeţei metalice şi capacitate de întindere. Emailarea este o metodă relativieftină de obţinere a unor piese metalice cu rezistenţă ridicată la coroziune.


219

10.6. Materialele vitroceramice

Materialele vitroceramice sunt materiale policristaline de tipul alumino-silicaţilor obţinute printr-o tehnologie asemănătoare cu cea a sticlei, dar suntsupuse unui proces de cristalizare controlată.

Baza topiturii o constituie o sticlă simplă, de obicei pe bază de alumino-silicat de litiu în care se adaugă germeni de cristalizare ce pot fi: oxizi cutemperaturi înalte de topire (TiO2, ZrO2, P2O5, Cr2O3), fluoruri sau chiar metale(Ag, Au, Pt, Cu); la răcirea topiturii germinarea se produce rapid în toată masa,cantitatea de structură cristalină depinzând de condiţiile în care se face răcirea; înmaterialele vitroceramice uzuale cristalele pot reprezenta 50…95 % din volumultotal, restul fiind masă vitroasă ce leagă între ele aceste cristale. Compoziţiatopiturii şi tipul germenilor de cristalizare se aleg astfel încât proprietăţilecristalelor şi ale sticlei intercristaline să fie corespunzătoare scopului urmărit.Calitatea vitroceramului depinde esenţial de uniformitatea germinării în toatămasa topiturii şi de posibilitatea de a controla numărul germenilor de cristalizare.

Materialele vitroceramice au rezistenţă mecanică ridicată, coeficient dedilatare foarte mic (deci rezistenţă la şoc termic), proprietăţi optice şi electricedeosebite, fiind utilizate în cele mai diverse domenii, de la scuturile termicepentru vehicule spaţiale, placajele rezistente la coroziune în industria chimică,până la vasele de bucătărie termorezistente.

10.7. Cimentul

Este un material pulverulent constituit din silicaţi şi aluminaţi de calciucare sunt compuşi anhidri, instabili în prezenţa apei; amestecaţi cu apa eiformează compuşi hidrataţi, stabili şi cristalizaţi. Reacţia de hidratare esteexotermă şi în urma desfăşurării complete se obţine o masă rezistentă cu rol deliant pentru particulele altor materiale înglobate (nisip şi pietriş).

Principalele componente ale cimentului şi concentraţiile masice ale acestorasunt:

• silicatul dicalcic 2CaO·SiO2 (simbol C2S) se află în proporţie de0…30 %, are întărire lentă cu degajare redusă de căldură;

• silicatul tricalcic 3CaO·SiO2 (simbol C3S) se află în proporţie de40...80 %, are întărire rapidă cu degajare mare de căldură;

• aluminatul tricalcic 3CaO·Al2O3 (simbol C3A) se află în proporţie de7...15 % şi are întărire rapidă la început;


220

• aluminatul feric tetracalcic 4CaO·Al2O3·Fe2O3 (simbol C3AF)se aflăîn proporţie de 4...15 % şi are întărire lentă;

Cel mai utilizat tip de ciment este cimentul “Portland” (după numeleinsulei britanice unde s-a fabricat pentru prima dată) care se obţine prin calcinareacalcarului cu argilă şi măcinarea produsului sinterizat, rezultând o masăpulverulentă (dimensiuni de particule 0,5…50 µm). Compoziţiile nominale alecimenturilor portland şi rezistenţa la compresiune după întărire sunt prezentate întabelul 10.8 .

Există şi alte varietăţi de cimenturi care pe lângă componentei cimentuluiportland conţin şi alte substanţe cum ar fi: zgură de furnal, cenuşă determocentrale, gips, diatomite etc. Aceste substanţe modifică proprietăţilecimentului prin formarea unor hidrosilicaţi sau hidroaluminaţi mult mai stabili.

Tabelul 10.8. Compoziţiile şi proprietăţile cimenturilor portland

Concentraţiile masice, %Rezistenţa lacompresiune ,

N/mm2Tipul cimentului

C2S C3S C3AC3A

Fdupă 3

ziledupă 28

zileTip 10 – normal (standard) 25 49 11 8 12,5 26,5Tip20 – cu întărire lentă şi căldurăredusă 31 44 5 13 10 26,5

Tip 30 – cu întărire rapidă 14 58 11 8 22 22Tip 40 – cu degajare mică de căldură 46 28 5 13 8,5 25,5Tip 50 – rezistent la sulfaţi 38 41 4 10 10,5 26,5

Aşa cum a fost arătat mai sus, cimentul se foloseşte împreună cu nisip şipietriş (care se află în proporţia cea mai mare), formând astfel amestecul(agregatul compozit, v. cap. 12) numit beton .

Pentru obţinerea rezistenţei mecanice corespunzătoare trebuie să se asigureun raport optim apă/ciment. Dacă se introduce apă mai puţină, amestecul nu arepalsticitate suficientă, nu umple bine forma şi va conţine aer, ceea ce conduce la ostructură poroasă a betonului, cu rezistenţă mecanică redusă. Dacă se introduceapă în exces, aceasta rămâne în masa betonului şi după evaporare va rezulta, deasemenea, o structură poroasă.

Cuvinte cheie

alumina, 210aluminat feric tetracalcic (C3AF), 219aluminat tricalcic (C3A), 219alumino-silicaţi, 201

argile, 207carbură de bor, 215carbura de siliciu, 214ceramice, 197


221

ceramice neoxidice, 214ceramice oxidice, 210ceramice silicatice, 207ciment, 219corindon, 208cristobalit, 208cromit, 213devitrifiere, 201duritate Knoop, 215emailuri, 218faianţă, 207feldspat, 207ferite, 211fisurare sub tensiune, 204fondant, 216glazură, 209gresie ceramică, 207încovoiere statică, 202intermediari, 216magnezită, 210materiale vitroceramice, 219modificatori de reţea, 216mulit, 208nitrura de bor, 214nitrura de siliciu, 214oxidul de zirconiu, 210porţelan, 207punct fix de vâscozitate, 205refractare corindonice, 212

refractare silica, 212refractare silimanitice, 212rezistenţa la înmuiere sub sarcină, 211rezistenţa piroscopică (refractaritate), 211şamotă, 212sialon, 214silicat dicalcic (C2S), 219silicat tricalcic (C3S), 219silice, 200şoc termic., 203spinel, 210stabilizator, 216starea amorfă (vitroasă), 197sticlă “securit”, 206sticle, 197sticle alumino-silicatice, 217sticle boro-silcatice, 217sticle calco-sodice, 217sticle cu plumb, 217sticle pentru fibre, 218temperatură de curgere, 205temperatură de înmuiere, 205temperatură de prelucrare, 205temperatură de recoacere, 205temperatură de vitrifiere, 200teracotă,, 207titanaţi, 211vâscozitate, 204vitrifiant, 197, 215

Bibliografie

1. Constantinescu D, Vasilescu D.S. şi Ciocea N. Stiinţa materialelor,Editura Didactică şi Pedagogică, Bucuresti, 1983

2. Ifrim A. Noţingher P. Materiale electrotehnice, Editura Didactică şiPedagogică, Bucuresti, 1992

3. Nica Al., Ceramica tehnică, Editura Tehnică, Bucureşti, 19884. Nölle G. Tehnologia sticlei, Editura Tehnică, Bucureşti, 19815. Saban R. s.a., Studiul si ingineria materialelor, Editura Didactică şi

Pedagogică, Bucuresti, 19956. Shackelford J., Introduction to Materials Science for Engineers,

Macmillan Publishing Company, New York, 19887. Smith Ch. O. The Science of Engineering Materials, Printice Hall, Inc.

New Jersey, 1986


222

8. Tenţulescu D.L., Fibre de sticlă, Editura Tehnică, Bucureşti, 19949. Van Vlack L. H., Elements of Materials Science and Engineering, Sixt

Edition, Addison-Wesley Reading, Massachusetts, 198910. Zet Gh. Ursu D. Fizica stării solide – aplicaţii în inginerie Editura

Tehnică, Bucuresti 198611. * * * Hütte, Manualul inginerului. Fundamente, Editura Tehnică,

Bucureşti, 1995


T10.1. Care tipuri de legături se întâlnesc în cazul materialelor ceramice:a) legături metalice; b) legături ionice şi legături covalente; c) legături metalice şilegături covalente; d) legături ionice şi legături moleculare?

T.10.2. Care dintre mărimile următoare reprezintă numărul de coordinaţieal unităţii structurale a materialelor ceramice: a) numărul de cationi din interstiţiiletetraedrale; b) numărul de anioni ai unităţii respective; c) numărul de cationi dinunitatea de volum; d) numărul electronilor de valenţă ai componenţilor?

T.10.3. Care dintre afirmaţiile următoare depre structura materialelorceramice sunt adevărate: a) este o structură complexă ce conţine faze cristaline şifaze amorfe; b) structura este complet cristalină; c) structura este complet amorfă;d) structura este complexă, formată din faze metalice şi faze nemetalice?

T.10.4. Ce se poate spune despre corpurile vitroase (amorfe): a) structuraeste constituită din lanţuri spaţiale în care poziţia relativă a unităţilor structuraleeste aleatoare ca în starea lichidă; b) se topesc şi se solidifică la temperaturăconstantă; c) distanţele dintre particulele constitutive şi intensitatea legăturilor nusunt uniforme; d) structura corespunde unei stări stabile cu energia liberă minimă?

T.10.5. Ce reprezintă devitrifierea sticlelor: a) trecerea în stare fluidăprin reducerea treptată a vâscozităţii; b) modificarea numărului de coordinaţieal unităţii structurale; c) pierderea componenţilor cu rol de vitrifianţi dinstructură; d) trecerea spre starea de echilibru stabil prin creşterea gradului deordine din structură?

T.10.6. Care dintre mărimile enumerate se utilizează pentru caracterizarearezistenţei mecanice a materialelor ceramice şi a sticlelor: a) rezistenţa laîncovoiere statică; b) caracteristica de încovoiere prin şoc; c) rezistenţa lacompresiune; d) alungirea procentuală după rupere?

T.10.7. Care dintre afirmaţiile următoare despre şocul termic suntadevărate: a) este fenomenul de reducere bruscă a vâscozităţii la reducereatemperaturii sub o anumită valoare; b) este fenomenul de creştere necontrolată adimensiunilor la o variaţie bruscă a temperaturii; c) este fenomenul de fisurare sau


223

rupere la o variaţie bruscă a temperaturii; d) se produce ca urmare a apariţiei uneineuniformităţi pronunţate a temperaturii pe secţiunea piesei?

T.10.8. Cui se datorează sensibilitatea materialelor ceramice şi a sticlelorla şoc termic: a) coeficientului de dilatare liniară mai redus al acestor materiale;b) structurii amorfe; c) conductivităţii termice reduse; d) prezenţei fazelor cristaline?

T.10.9. Ce este rezistenţa la şoc termic: a) tensiunea mecanică la care sedeformează un corp supus unei diferenţe mari de temperatură; b) temperaturamaximă la care apare deformarea plastică a unui corp supus unei solicităriconstante; c) diferenţa de temperatură ∆T dintre temperatura suprafeţei corpuluişi temperatura mediului pe care o poate suporta un corp răcit sau încălzit înanumite condiţii fără să se fisureze; d) diferenţa de temperatură ∆T dintretemperatura suprafeţei corpului şi temperatura mediului pe care o poatesuporta un corp răcit sau încălzit în anumite condiţii fără să se deformeze?

T.10.10. Ce reprezintă temperatura de vitrifiere Tv a sticlelor:a) temperatura sub care corpul se comportă ca un solid cristalin; b) temperaturasub care vâscozitatea este mai mare de 104 Pa·s; c) temperatura sub carevâscozitatea este mai mare de 1018 Pa·s; d) temperatura de modificare atransparenţei sticlei?

T.10.11. Ce reprezintă temperatura de curgere Tc a sticlelor:a) temperaturadeasupra căreia vâscozitatea este mai mică de 104 Pa·s; b) temperatura la care apardeformaţii plastice mai mari decât o anumită valoare; c) temperatura la care sedetermină limita de curgere prin încercarea la tracţiune; d) temperatura deprelucrare a sticlei?

T.10.12. Rezistenţa la deformare (înmuiere) sub sarcină este apreciată înmod uzual prin: a) tensiunea de compresiune care provoacă o deformare plasticădată; b) tensiunea de întindere care provoacă o deformarea elastică dată;c) temperatura la care se produce o deformare elasto-plastică dată sub acţiunea uneisolicitări de întindere; d) temperatura care determină un anumit grad de deformaresub acţiunea unei tensiuni de compresiune date?

T.10.13. Ce este caolinul: a) o varietate de silice cu granule foarte fine;b) o varietate de argilă cu structură lamelară; c) compus chimic definit pe bazăde calciu cu formula 2CaO·SiO2; d) alumino-silicat hidratat cu formulaAl2O3 ·2SiO2·2H2O?

T.10.14. Care dintre afirmaţiile următoare despre feldspaţi sunt adevărate:a) sunt compuşi alumino-silicatici de Na, K, Ca, Mg; au rolul de a forma fazelecristaline ale ceramicelor; c) măresc rezistenţa la deformare sub sarcină aceramicelor; d) au rolul de fondanţi fiind la originea masei vitroase care leagăparticulele de silice şi de argilă în structura ceramicelor?

T.10.15. Ce este mulitul: a) un mineral natural care însoţeşte argila şi estebaza majorităţii constituenţilor materialelor ceramice silicatice; b) silice (SiO2) în


224

stare amorfă; c) amestecul plastic de argilă, feldspat, silice şi apă; d) un compusdefinit cu topire incongruentă care apare în sistemul SiO2-Al2O3 şi corespundeformulei chimice 3Al2O3·2SiO2?

T.10.16. Ce rol are glazurarea pieselor confecţionate din ceramică: a) de amări rezistenţa la deformare sub sarcină; b) de a micşora higroscopicitatea prinformarea unui strat compact cu structură vitroasă; c) de a mări rezistenţa mecanicăprin crearea unor tensiuni reziduale de compresiune?

T.10.17. Care dintre afirmaţiile următoare despre alumină sunt adevărate:a) are temperatura de topire 2054 oC şi cristalizează sub formă de corindon; b) aretemperatura de topire 1716 oC şi cristalizează sub formă de cristobalit; c) aretenacitate ridicată şi constituie baza lianţilor materialelor ceramice; d) are duritateridicată şi este utilizată pentru realizarea implanturilor medicale de os?

T.10.18. Cum se realizează îmbunătăţirea comportării la temperaturiridicate a oxidului de zirconiu (ZrO2): a) prin calcinare la temperaturi de1200…1300 oC; b) prin adăugarea de Al2O3 care în concentraţii mai mici de 5 %se dizolvă în ZrO2 şi stabilizează structura tetragonală; c) prin adăugarea de CaOşi/sau MgO care în concentraţii mai mici de 10…15 % se dizolvă în ZrO2 şistabilizează structura cubică; d) prin tratament termic de călire de punere în soluţie?

T.10.19. Care dintre afirmaţiile următoare despre spinel sunt adevărate:a) este un compus care se formează pe baza schimbului de electroni de acelaşispin: b) este o fază daltonidă cu topire congruentă cu formula Al2O3 ·2SiO2; c)esteo fază bertholidă cu topire congruentă cu formula MgO·Al2O3; d) are o reţeacristalină cubică complexă în care ionii Mg2+ ocupă interstiţiile tetraedrice iarionii Al3+ ocupă interstiţii octaedrice?

T.10.20. Ce reprezintă rezistenţa piroscopică a materialelor ceramicerefractare: a) temperatura la care vâscozitatea scade sub 103 Pa·s; b) temperatura lacare o epruvetă cubică capătă o deformare specifică de 0,5 % sub acţiunea uneisarcini de compresiune de 0,2 N/mm2; c) temperatura la care o epruvetă conică dinmaterialul considerat se tasează cu o valoare dată, în condiţii determinate de expunerela temperatură?

T.10.21. Care dintre următoarele substanţe au rol de formatori de reţea înstructura sticlelor: a) silicea (SiO2); b) oxidul boric (B2O3); c) oxidul de sodiu(Na2O); d) oxidul de zinc (ZnO)?

T.10.22. Care dintre următoarele substanţe au rol de modificatori de reţea(fondanţi) în structura sticlelor: a) alumina (Al2O3); b) oxidul de litiu (Li2O);c) oxidul de sodiu (Na2O); d) oxidul de plumb (PbO)?

T.10.23. Care dintre următoarele substanţe au rol de stabilizatori înstructura sticlelor: a) alumina (Al2O3); b) oxidul de magneziu (MgO); c) oxidul desodiu (Na2O); d) oxidul de zinc (ZnO)?

T.10.24. Care dintre afirmaţiile următoare despre sticlele calco-sodice sunt


225

adevărate: a) toate sticlele calco-sodice conţin 70…75 % SiO2, 13..19 % Na2O şi8..11 % CaO; b) concetraţia de CaO în compoziţia lor chimică este limitată deinfluenţa negativă asupra stabilităţii chimice; c) concetraţia de CaO în compoziţialor chimică este limitată de influenţa negativă asupra solidificării prin favorizareacristalizării; d) obţinerea sticlelor cu rezistenţă piroscopică se realizează princreşterea concentraţiei de Na2O?

T.10.25. Care dintre următoarele tipuri de sticle se utilizează pentrufabricarea fibrelor continui: a) sticlele boro-silicatice; b) sticlele cu plumb;c) sticlele alumino-silicatice; d) sticlele calco-sodice?

T.10.26. Ce se poate spune despre rezistenţa la tracţiune a fibrelor desticlă: a) este mai redusă datorită secţiunii mici; b) este mai mare datorită lipsei dedefecte superficiale şi anizotropiei structurii; c) este la fel cu cea determinată peepruvete, deoarece sticla este un material fragil; d) este mai ridicată datorităutilizării sticlelor cu conţinut ridicat de silice?

T.10.27. Care dintre afirmaţiile următoare despre materialele vitroceramicesunt adevărate: a) sunt materiale ceramice cu structura complet vitroasă; b) suntsticle speciale supuse unui tratament de călire în urma căruia iau naştere tensiunireziduale de compresiune în strat şi de întindere în miez; c) sunt materialepolicristaline de tipul alumino-silicaţilor obţinute printr-o tehnologieasemănătoare cu cea a sticlei, şi supuse unui proces de cristalizare controlată; d) întopitură se adaugă germeni de cristalizare ce pot fi oxizi cu temperaturi înalte detopire, fluoruri sau chiar metale?

T.10.28. În care dintre următoarele enumerări cimenturile sunt prezentateîn ordinea crescătoare a conţinutului de silicat tricalcic (C3S): a) ciment Tip 40,ciment Tip 50, ciment Tip 20; b) ciment Tip 10, ciment Tip 20, ciment Tip 30;c) ciment Tip 20, ciment Tip 10, ciment Tip 30; d) ciment Tip 50, ciment Tip 20,ciment Tip 10?

Aplicaţii

A.10.1. Să se determine numărul de coordinaţie şi geometria coordinăriipentru următorii oxizi componenţi ai ceramicelor şi sticlelor: SiO2, Al2O3, Ti2O,Na2O, MgO şi CaO.

RezolvareAşa cum s-a arătat în scap. 10.2, numărul de coordinaţie depinde de

raportul A

C

rr

(rC – raza cationului metalic şi rA – raza anionului, în cazul dat O2-);

pentru rezolvarea aplicaţiei se utilizează datele prezentate în tabelul 10.1 cu


226

ajutorul cărora se calculează raportul −2O

C

rr (cu 132,02 =−Or nm), se stabileşte

numărul de coordinaţie, şi geometria coordinării. Pe aceaastă cale pentru SiO2,

rezultă: 295,0132,0039,0

2

4==

−

+

O

Si

rr

, valoare care aparţine intervalului [0,225; 0,414) şi

deci numărul de coordinaţie este 4 iar geometria coordinării este tetraedrală(v.tab. 10.1). rezultat cunoscut deja din cele prezentate anterior. Pentru ceilalţioxizi se procedează identic, rezultatele aplicaţiei fiind prezentate în tabelul 10.9.

Tabelul 10.9. Rezultatele obţinute la rezolvarea aplicaţiei A10.1.

Cationul Cr ,nm −2O

C

rr Intervalul

căruia aparţineNumărul decoordinaţie

Geometriacoordinaţiei

Si4+ 0,039 0,295 0,225…0,414 4 tetraedruAl3+ 0,057 0,431 0,414…0,732 6 octaedruTi3+ 0,061 0,462 0,414…0,732 6 octaedruNa+ 0,102 0,772 0,732…1,000 8 cub

Mg2+ 0,078 0,590 0,414…0,732 6 octaedruCa2+ 0,106 0,803 0,732…1,000 8 cub

A.10.2. Să se calculeze energia de activare Ea pentru curgerea vâscoasădeasupra temperaturii de înmuiere a sticlei alumino-silicatice ale căror punctefixe sunt prezentate în tabelul ce însoţeşte figura 10.9.

RezolvareEnergia de activare pentru curgerea vâscoasă este legată de rezistenţa

opusă deplasării atomilor la o temperatură dată, adică de vâscozitatea η amaterialului care depinde de temperatură conform relaţiei (10.2); fie T1 şi T2,temperaturile absolute corespunzătoare temperaturii de înmuiere tm şi temperaturiide curgere tc, pentru sticla alumino-silicatică dată rezultă: T1 = 940 + 273 = 1213 Kşi T2 = 1110+273 = 1383 K. Pe baza definirii punctelor tm şi tc se obţin douăperechi de valori: (η1;T1) = (106,6;1213) şi (η2;T2) = (104;1383) ce aparţin curbeiη = f(T); scriind relaţia (10.2) pentru cele două puncte de pe curbă şi făcând

raportul lor rezultă:2

1

2

1

RTE

RTE

a

a

e

e=ηη =

−

21

12

TTTT

REa

e , în care singura necunoscută este Ea şi

deci 2

1

12

21 lnηη

TTTRTEa −

= = 4911701010ln

1213138313831213314,8

4

6,6

≅−

⋅⋅ J/mol.


227

A.10.3. Pentru o sticlă destinată prelucrării prin fasonare se cunoaşte cătemperatura inferioară de recoacere tir = 515 oC iar temperatura de înmuiere estetm = 700 oC. Să se determine temperatura de curgere tc şi temperatura deprelucrare tp ale acestui tip de sticlă.

RezolvareTemperaturile cerute se pot determina pe baza relaţiei (10.2) din care

rezultă: ( )0lnln ηη −=

RE

T a

Energia de activare Ea pentru curgerea vâscoasă se determină procedând lafel ca la rezolvarea aplicaţiei A10.2; din figura 10.9 rezultă că vâscozitateacorespunzătoare temperaturii tir este η1 = 1013,5 Pa·s iar cea corespunzătoaretemperaturii tm este η2 = 106,6 Pa·s; temperaturile absolute corespunzătoare vor fi;T1 = 515+273 = 788 K şi T2 = 700 + 273 = 973 K.

Rezultă:

2

1

12

21 lnηη

TTTRTEa −

= = 5474001010ln

788973973788314,8

6,6

5,13

≅−

⋅⋅ J/mol.

Cu această valoare se poate determina constanta η0 din relaţia (10.2)

scriind această relaţie pentru T1; rezultă 110

RTEa

e−

=ηη = 788314,8547400

5,1310 ⋅−

e = 1,6·10-23.

Pentru temperatura de curgere tc, ηc = 104 Pa·s iar pentru temperatura deprelucrare tp, ηp = 103 Pa·s (v. fig. 10.9) şi rezultă:

( )234 106,1ln10ln314,8547400

−⋅−=cT = 1067 K; tc = 1067 − 273 = 794 oC

( )233 106,1ln10ln314,8547400

−⋅−=pT = 1109 K; tp = 1109 − 273 = 836 oC

A.10.4. O cărămidă refractară este realizată din şamota densă ale căreicaracteristici sunt prezentate în tabelul 10.5. Să se determine limitele între care seîncadrează cantitatea de mulit din structura acestui material refractar.

RezolvareRefractarele de tip şamotă sunt materiale ce aparţin sistemului SiO2−Al2O3

a cărui diagramă de echilibru este prezentată în figura 10.11 din care rezultă că la%Al2O3m = 5,5 % are loc o transformare eutectică, iar mulitul (3Al2O3·2 SiO2)se formează la concentraţia de %Al2O3m = 72 %. Din tabelul 10.5 rezultă cămaterialul analizat (şamotă densă) are %Al2O3m = 40…45 % . Aplicând pincipilede analiză a diagramelor de echilibru şi a diagramelor structurale prezentate încap.2, rezultă :


228

- pentru %Al2O3m = 40%, %mulitmin = %88,511005,5725,540 =

−− ;

- pentru %Al2O3m = 45%, %mulitmax = %40,591005,5725,545 =

−− .

A.10.5. Un bloc refractar de magnezită este montat în căptuşeala unuicuptor astfel încât dilatarea sa liberă este împiedicată. Să se determine diferenţamaximă dintre temperatura blocului şi temperatura căptuşelii în care este încastrat,astfel încât blocul refractar să nu se fisureze.

RezolvareDilatarea liberă a blocului fiind împiedicată, înseamnă că în material se

vor dezvolta tensiuni de compresiune corespunzătoare deformaţiei specifice egalecu dilatarea specifică împiedicată; pe baza observaţiei că materialul se deformeazăelastic până la rupere (este fragil) rezultă că este valabilă legea lui Hooke(v. scap. 3.4), de unde rezultă deformaţia specifică maximă εmax pe care o poate

suporta blocul este E

Rmc=maxε , unde Rmc este rezistenţa la compresiune, iar

E − modulul de elasticitate.Dilatarea specifică (dilatarea unităţii de lungime) la o încălzire a

materialului cu ∆t este α∆t, unde α este coeficientul de dilatare; pe baza celor

arătate trebuie ca α∆tmax ≤ εmax şi de aici, E

Rt mc

α≤∆ max .

În tabelul 10.2, se găsesc următoarele caracteristici ale materialuluianalizat: α = 13,5·10-6 mm/mm oC şi E = 150…170 kN/mm2, iar în tabelul 10.5.sedă rezistenţa la compresiune Rmc = 45...75 N/mm2; pentru calcule se utilizeazăvalorile medii ale intervalelor de variaţie ale acestor mărimi şi rezultă:

2810160105,13

6036max ≅

⋅⋅≤∆ −t oC

Tinând seama că temperaturile de lucru ale cuptoarelor sunt de ordinulsutelor de grade, acest rezultat arată cât de importantă este încălzirea uniformă aîntregii căptuşeli refractare a cuptorului şi construirea acesteia astfel încât să seasigure şi dilatarea liberă a componentelor sale.

Capitolul 11 Structurile şi proprietăţile polimerilor

229

Capitolul 11

STRUCTURILE ŞI PROPRIETĂŢILEPOLIMERILOR

11.1. Introducere

Polimerii sunt compuşi chimici (în marea majoritate a cazurilor organici)cu molecule de dimensiuni mari (macromolecule) obţinute din unirea într-unlanţ molecular (catenă) a unui număr mare de monomeri - unităţi structuralede obicei identice. Aşa cum se cunoaşte, moleculele organice se formează prinlegarea covalentă a atomilor de carbon cu alţi atomi sau unităţi structurale. Dupămodul cum sunt ocupate cele patru valenţe ale carbonului, pot existaurmătoarele situaţii: patru legături simple; două legături simple şi una dublă,două legături duble, o legătură simplă şi una triplă.

În cazul celor patru legături simple, atomul de carbon se află în centrultetraedrului format de ceilalţi atomi, astfel că unghiul dintre două legături estede aprox.109,5o. Prin înlocuirea unui atom din vârful tetraedrului cu o unitatestructurală de acelaşi tip sau diferită, se obţin molecule din ce în ce maicomplexe; de exemplu, pornind de la cea mai simplă hidrocarbură saturată careeste metanul CH4, prin înlocuirea unui atom de hidrogen cu grupul CH3 seobţine etanul C2H5, cei doi tetraedri fiind poziţionaţi astfel încât forţele derespingere dintre ionii H+ să fie minime.

Spre deosebire de acestea, hidrocarburile nesaturate au legături duble sauchiar triple, caz în care moleculele devin planare şi pot reacţiona între ele sau cualţi compuşi dând naştere moleculelor gigant ale polimerilor; de exemplu, încazul etilenei C2H4 legăturile duble se pot desface permiţând unităţilorstructurale să se lege şi să formeze polietilena conform schemei :


230

care poate fi reprezentată şi astfel:

unde n reprezintă numărul de unităţi structurale (monomeri) din lanţulmacromolecular şi se numeşte grad de polimerizare, care pentru polimeriiutilizaţi în tehnică are valori n = 103…106. Gradul de polimerizare se determină curelaţia:

monomer

polimer

MM

n = , (11.1)

unde Mpolimer este masa moleculară a polimerului iar Mmonomer masa moleculară amonomerului.

In acelaşi mod, şi alţi atomi de H pot fi înlocuiţi cu atomi sau radicaliliberi ( grupuri structurale de atomi care au legături nesatisfăcute) rezultândpractic un număr nelimitat de monomeri ce pot polimeriza.

Polimerii sintetici sunt amestecuri de macromolecule cu grade depolimerizare diferite, caracteristică ce se numeşte polidispersie de masămoleculară; distribuţia fracţiilor reprezentând lanţurile cu un anumit grad depolimerizare n având caracter probabilistic pentru caracterizarea masică a unuipolimer se fosesc două mărimi medii:

− masa moleculară medie mM determinată în funcţie de fracţiamasică a macromoleculelor şi definită prin relaţia:

∑∑∑ ==

ii

iiiim

MNMN

MmM2

, (11.2)

unde mi este fracţia masică a lanţurilor cu masa Mi, iar Ni numărul lanţurilor cumasa Mi;

− masa moleculară medie nM determinată în funcţie de fracţianumerică a lanţurilor şi definită prin relaţia:

∑ ∑∑==

i

iiiin

NMN

MxM , (11.3)

unde xi este fracţia numerică a lanţurilor cu masa Mi; pentru calculul gradului depolimerizare n cu relaţia (11.1) se consideră Mpolimer = nM .


231

Raportul n

m

MM descrie mărimea intervalului de distribuţie a maselor

moleculare sau polidispersitatea care pentru polimerii uzuali are valori 1,5…3,ajungând în unele cazuri să aibă şi valori peste 10.

Gradul de polimerizare şi masa moleculară medie influenţează în moddeosebit proprietăţile fizice şi mecanice ale unui polimer.

11.2. Reacţiile de sinteză a polimerilor

A. Polimerizarea este o reacţie în lanţ ce decurge în trei etape:• iniţierea în decursul căreia are loc prin procese termice sau fotochimice

scindarea moleculelor unei substanţe introduse special ca iniţiator, şi formareaunor radicali liberi primari care adiţionează la legătura dublă a monomerului şiformează un radical mai mare; acţiunea iniţiatorului se bazează pe captarea unuielectron al legăturii duble CC astfel că unul din atomii de carbon rămâne cu unelectron fără perechea sa de spin şi este capabil să adiţioneze la o altă unitatestructurală pentru a reface perechea, adică a căpătat o legătură liberă; numărul delegături libere ale unui monomer reprezintă funcţionalitatea acestuia, astfel că unmonomer cu două legături este bifuncţional, cu trei legături trifuncţional şi cumai mult de trei legături polifuncţional; această primă etapă este ilustrată pentruun monomer oarecare (X fiind un atom sau o unitate structurală) în figura 11.1a;

• propagarea (creşterea) în decursul căreia radicalii liberi formaţi înetapa anterioară participă la reacţii de transfer în care se extrage un atom dintr-omoleculă legându-se la radical care devine stabil şi se generează un nou radicaldin molecula care a furnizat atomul; procesul continuă astfel cu ataşarea unor noiunităţi structurale lanţului molecular care are la unul din capete radicalul primar,iar celălat capăt este liber şi poate primi noi unităţi; aceeastă etapă este ilustrată înfigura 11.1b;

• întreruperea în decursul căreia radicalii reacţionează în perechipierzându-şi reactivitatea şi creşterea lanţului molecular se opreşte; procesul deîntrerupere este aleator şi se produce prin două mecanisme:

− prin combinare, atunci când capetele libere a două lanţuri molecularese întâlnesc şi se unesc (v. fig. 11.1 c);

− prin disproporţionare, atunci când un atom de hidrogen este transferatde la un lanţ la altul şi se favorizează refacerea unei legături duble CC, aşa cumse poate observa în figura 11.1 d.

Rezultă că pentru realizarea reacţiei de polimerizare este suficientăactivarea energetică pentru iniţiere, în continuare reacţia desfăşurându-se de la


232

sine, fapt pentru care este numită reacţie în lanţ. Polimerii astfel obţinuţi aucompoziţia chimică a merilor din care provin, deoarece prin polimerizare nu seelimină produse secundare de reacţie.

Fig. 11.1 Etapele reacţiei de polimerizare:a – iniţierea; b – propagarea; c − intreruperea prin combinare; d − întreruperea prin

disproporţionareB. Policondensarea este procesul prin care două molecule organice

diferite reacţionează pentru formarea unei molecule complexe ce se unesc înlanţul macromolecular; reacţia are loc cu eliminarea unor substanţe cu moleculamică (cel mai frecvent apa), ceea ce înseamnă că polimerii obţinuţi prinpolicondensare au compoziţie chimică diferită de a monomerilor din care provin.Reacţia de policondensare este o reacţie în trepte (sau pas cu pas) deoarececreşterea lanţului macromolecular se realizează prin formarea de noi legături înurma reacţiilor de condensare; obţinerea unor grade de polimerizarecorespunzătoare presupune controlul desfăşurării reacţiilor astfel încât să nu seatingă prematur echilibrul.

C. Poliadiţia este o reacţie în trepte (la fel ca policondensarea) caredecurge fără eliminarea unei substanţe cu molecula mică, astfel că polimerulobţinut are compoziţia chimică a merilor din care provine (la fel ca lapolimerizare); polimerii care se formează prin poliadiţie au de obicei în lanţurileprincipale şi alţi atomi decât carbonul.


233

În timpul desfăşurării reacţiilor de sinteză pot avea loc ramificări alelanţului molecular, chiar şi în cazul în care monomerii participanţi sunbifuncţionali (au doar două legături active); dacă lanţul macromolecular nu areramificaţii sau acestea sunt scurte polimerul respectiv este un polimer liniar, iardacă lanţul are ramificaţii lungi este un polimer ramificat sau dendrimer.

Din punct de vedere al tipului monomerilor ce alcătuiesc lanţul, aceştia potfi identici, caz în care rezultatul sintezei este un homopolimer sau pot fi diferiţi şiîn acest caz rezultatul sintezei este un copolimer.

Reacţiile de sinteză a polimerilor au la bază mecanisme complexe a cărorprezentare în detaliu depăşeşte cu mult cadrul acestei lucrări. Din punct de vedereal utilizării materialelor pe bază de polimeri sunt mult mai importante aspecteleprivind structura şi proprietăţile acestora.

11.3. Structura polimerilor

Proprietăţile fizico-mecanice ale polimerilor sunt influenţate de compoziţiachimică şi de structură care se apreciază cu ajutorul a două caracteristici:configuraţia şi conformaţia.

Configuraţia se referă la relaţia de ordine a unităţilor structurale în cadrullanţului macromolecular dată de legăturile chimice, ceea ce înseamnă cămodificarea configuraţiei se poate face numai prin ruperea legăturilor chimice.Considerând dispunerea grupelor laterale ale monomerilor care alcătuiesc catena(lanţul macromolecular) faţă de lanţul principal pot exista trei tipuri dearanjamente distincte, ilustrate în figura 11.2:

− aranjamentul isotactic – acela în care toate unităţile structurale X(atomii sau radicalii care caracterizează monomerul) sunt dispuse de aceeaşi partea lanţului (v. fig. 11.2a);

− aranjamentul sindiotactic – acela în care unităţile structurale X suntdispuse alternant de o parte şi de alta a lanţului (v. fig. 11.2b);

− aranjamentul atactic – acela în care unităţile structurale X sunt dispusealeator faţă de lanţul principal (v. fig. 11.2c).

Polimerii care au aceeaşi compoziţie chimică dar aranjament diferit almonomerilor se numesc steroizomeri.

Conformaţia se referă la poziţia relativă a doi monomeri vecini, realizatăprin rotirea în jurul legăturii simple dintre atomii de carbon; posibilitatea de rotirepermite modificarea poziţiei monomerului vecin fără ruperea legăturii chimice;după un număr anumit de monomeri (implicit şi legături) poziţia monomeruluiurmător este practic independentă de cea a primului monomer, porţiunearespectivă a macromoleculei numindu-se segment de lanţ. În acest mod, deşi


234

fiecare legătură are un unghi fix (aprox.109,5o) macromolecula rezultă sub formaunui lanţ flexibil încolăcit. Aceasta înseamnă că distanţele dintre atomi suntdiferite în funcţie de conformaţia lanţului (şi implicit interacţiunile dintre ei), ceeace influenţează proprietăţile fizico-mecanice ale polimerului.

Poziţia relativă a lanţurilor macromoleculare încolăcite este aleatoare ceeeace conferă structură amorfă polimerilor. În cazul polimerilor liniari se poaterealiza şi o ordonare la distanţă pe anumite zone prin alinierea unor segmente delanţ, obţinându-se o structură parţial cristalină apreciată prin gradul decristalinitate, care exprimă procentual volumul zonelor cu structură cristalină.

Porţiunile de catene aranjate ordonat sunt numite cristalite şi au odispunere aleatoare în masa polimerului; prin anumite procedee tehnologice sepoate realiza şi o orientare a cristalitelor, obţinându-se o texturare a zonelorcristaline; în figura 11.3 se prezintă schematic poziţiile lanţurilor moleculare încazul structurilor amorfe, cristaline şi texturate.

Fig. 11.2 Dispunerea grupelor laterale la stereoizomeri:a − aranjament isotactic; b – aranjament sindiotactic; c − aranjament atactic

Fig 11.3. Structurile polimerilor liniari:a – structură amorfă; b – structură cristalină; c – texturare cristalină


235

Cristalizarea poate conduce şi la realizarea unor structuri supramolecularede tip fibrile şi/sau sferulite. Fibrilele rezultă prin orientarea cristalitelor pe osingură direcţie, iar sferulitele prin unire mai multor fibrile în jurul unui nucleuaşa cum se observă în figura 11.4; o sferulită cuprinde atât fibrile cât şi cristaliteorientate aleator, lanţuri moleculare de legătură şi zone cu structură amorfă.

Fig. 11. 4. Reprezentarea schematică a componentelor unei sferuliteLanţurile moleculare ale polimerilor liniari şi ramificaţi se pot lega între

ele prin punţi formate dintr-o singură unitate structurală (atom sau radical liber)sau printr-un lanţ scurt, rezultând o reţea tridimensională dezordonată numităstructură reticulară – respectiv polimer reticulat; în cazul polimerilor reticulaţinoţiunea de macromoleculă îşi pierde sensul deoarece se formează un complex delegături în care catenele nu mai pot fi individualizate. Reticularea se poate realizafie în timpul reacţiilor de sinteză, fie ulterior prin amestecarea polimerului cu unagent de reticulare (element sau compus chimic).

În cazul structuriicopolimerilor apare suplimentarproblema distribuţiei monomerilordiferiţi în cadrul lanţuluimacromolecular,din acest punct devedere existând următoarele tipuride copolimeri: copolimer statistic

cu distribuţia monomerilor aleatoare (v. fig. 11.5 a), copolimer bloc, cu secvenţesuccesive de monomeri de acelaşi tip în cadrul lanţului (v. fig. 11.5 b) şicopolimer grefat, care are un lanţ principal constituit din monomeri de acelaşi tipşi ramificaţii ale acestuia din polimeri de alt tip (v. fig. 11.5 c).

Fig. 11.5 Tipurile structurale de copolimeri:a – statistic; b – bloc; c - grefat


236

11.4. Proprietăţile polimerilor

11.4.1. Caracterizarea generală a polimerilor

Caracteristicile generale ale polimerilor şi materialelor pe bază de polimerirezultă din particularităţile naturii chimice (compoziţie şi tip de legături) şistructurii lor.

Este cunoscut că principala consecinţă a structurii amorfe este faptul cămaterialele respective nu au o temperatură definită de topire solidificare, trecereacătre starea lichidă la încălzire făcându-se treptat într-un interval de temperatură(v. scap 10.3); şi în cazul polimerilor ca şi în cazul sticlelor există o temperaturăTv de tranziţie sticloasă (vitroasă) sub care se comportă din punct de vederemecanic ca solidele cristaline şi o temperatură de curgere Tc deasupra căreiamaterialul se comportă ca un lichid vâscos. (v. fig. 10.3).

În cazul polimerilor caracterizarea poate fi făcută mai sugestiv cu ajutorulcurbei termo-mecanice care arată dependenţa deformaţiei specifice în funcţie detemperatură (la solicitare constantă) aşa cum se observă în figura 11.6. Latemperaturi T ≤ Tv, deformaţiile sunt mici, şi variază liniar cu temperatura,materialul comportându-se ca un solid rigid (stare vitroasă); la temperaturiTv < T ≤ Tc, deformaţia specifică are valori foarte ridicate (corespunzătoare uneoriunor alungiri de peste 10 ori lungimea iniţială); după caracterul deformaţiilor, înacest interval de temperaturi polimerul se poate afla într-o stare înalt elastică(deformaţiile sunt preponderent elastice) sau într-o stare elasto-plastică(deformaţiile sunt preponderent plastice). La temperaturi T > Tc, materialul secomportă ca un fluid a cărui vâscozitate scade pe măsură ce creşte temperatura; înpractică, se determină şi o temperatură considerată temperatură de sfârşit de topirede la care polimerul este în stare lichidă; dacă temperatura depăşeşte o anumităvaloare se produce degradarea termică a polimerului prin ruperea legăturilordintre monomeri şi oxidarea exotermă (arderea) acestora.

Temperaturile Tv şi Tc ale căror valori depind în principal de compoziţiachimică şi de masa moleculară, sunt caracteristici importante ale polimerilordeoarece permit stabilirea temperaturilor de lucru şi temperaturilor de prelucrare;în figura 11.6 valorile lor au fost marcate în mod convenţional, transformărileproducându-se de fapt în intervale de temperaturi a căror mărime şi configuraţieprezentate în figura 11.7 arată că temepratura Tc este puternic dependentă de masamoleculară a polimerului, iar Tv rămâne practic constantă la valori mai ridicate alemasei moleculare.

După comportarea la încălzire, substanţele macromoleculare se grupează în


237

trei categorii; termoplaste (plastomeri), termorigide şi elastomeri.• Termoplastele sunt substanţe macromoleculare cu structura liniară sau

ramificată, complet amorfă sau parţial cristalină, ce pot fi încălzite în vedereaprelucrării la temperaturi T > Tc de un număr nelimitat de ori (cu condiţia evităriitemperaturilor de degradare). Se utilizează în stare elasto-plastică în domeniul detemperaturi (Tv ; Tc) sau în stare vitroasă (T < Tv).

Fig. 11.6 Curba termo-mecanică a unui polimercu structură amorfă

Fig. 11.7 Dependenţa temeperaturilor Tv şitc de masa moleculară

• Termorigidele sunt substanţe macromoleculare cu grad mare dereticulare care se prelucrează într-o stare de polimerizare incompletă în care nu s-aformat reţeaua spaţială a structurii. Reticularea se produce prin activare termică(întărire la cald) sau prin activare chimică la introducerea în masa polimerului debază a unui agent de reticulare (întărire la rece). Legăturile puternice,caracteristice structurii reticulare le conferă proprietăţile de rezistenţăcorespunzătoare stării vitroase, iar la o reîncălzire ulterioară mişcările moleculelorfiind limitate nu se mai atinge starea vâscoasă, materialul descompunându-se fărăsă mai treacă prin faza de înmuiere (în cazul lor temperatura Tv este ridicată şi numai există temperatura Tc).

• Elastomerii sunt substnţe macromoleculare cu catene lungi, încolăcite,care formează ochiuri elastice, astfel că sub acţiunea solicitărilor mecanice se potdeforma uşor şi reversibil. Temperatura Tv a elastomerilor este sub temperaturaambiantă, astfel că fragilizarea se produce la temperaturi scăzute, iar la încălzirenu trec prin faza de înmuiere datorită reticulării slabe, ele menţinându-şi stareaînalt elastică până la temperatura de descompunere.

Indiferent de categoria în care se încadrează, polimerii au câtevacaracteristici generale prezentate în continuare.

a) Sunt substanţe cu densitate mică (ρ = 900…2200 kg/m3) datorităfaptului că elementele componente (în principal H şi C) au masa atomică redusă.

b) Au coeficient de dilatare specifică mare datorită legăturilor Van der


238

Waals (legături slabe) dintre catene şi conformaţiei acestora (v. scap 11.3).c) Sunt inflamabile (în marea majoritate a cazurilor) şi au stabilitate

termică redusă datorită faptului că sunt substanţe organice; din acelaşi motiv potfi degradate de microorganisme (biodegradabilitate).

d) Au conductibilitate termică mică şi rezistivitate electrică foarte maredatorită legăturilor covalente din interiorul lanţului macromolecular.

e) Proprietăţile lor sunt afectate de radiaţiile din spectrul vizibil, deultraviolete şi de radiaţiile ionizante care pot rupe legăturile dintre catene şi/saudintre monomeri modificând astfel structura iniţială prin reducerea gradului depolimerizare.

f) Factorii fizico-chimici (temperatură, radiaţii, prezenţa oxigenului şiozonului, umiditatea etc.) acţionează conjugat, ceea ce are ca efect îmbătrânireamaterialului, ce se manifestă la nivel macroscopic prin apariţia unor fisuri,schimbări de culoare, înrăutăţirea proprietăţilor dielectrice (scad valorilerezistivităţii şi permitivităţii electrice), reducerea proprietăţilor de rezistenţămecanică, de plasticitate şi de elasticitate.

Ca şi în cazul celorlalte tipuri de materiale, în cele ce urmează se vorprezenta mai detaliat aspectele legate de comportarea mecanică a polimerilor.

11.4.2. Proprietăţile mecanice ale polimerilor

Datorită caracteristicilor structurale polimerii prezintă particularităţi şi încomportarea la solicitări mecanice generate în special de mecanismele prin care serealizează deformarea acestora sub acţiunea solicitărilor exterioare. Spre deosebirede solidele cristaline a căror deformare elastică se bazează pe modificareareversibilă a distanţelor interatomice (ce se poate realiza în limite restrânse) iardeformarea plastică presupune alunecarea pe planele atomice, ruperea legăturilorinteratomice şi refacerea lor în alte poziţii (v. cap. 3), în cazul polimerilordeformările se pot realiza prin mai multe mecanisme după cum urmează:

− îndreptarea, desfăşurarea şi decuplarea catenelor aşa cum sugereazăschema din figura 11.8;

− alunecarea relativă a catenelor;− modificarea distanţelor dintre monomeri;− ruperea legăturilor intermoleculare;Primele două mecanisme se pot realiza la valori scăzute ale solicitărilor,

ceea ce explică deformabilitatea ridicată a termoplastelor şi elastomerilor care austructuri liniare şi ramificate; ultimele două mecanisme necesită solicitări mairidicate şi se întâlnesc în cazul duroplastelor cu structură reticulară sau în cazul


239

polimerilor liniari cu grade ridicate de cristalinitate la care s-a realizat o orientarepreferenţială a lanţurilor moleculare; aceste particularităţi sunt ilustrate şi decurbele CCCT schematizate în figura 11.9 din care rezultă că domeniuldependenţei liniare dintre tensiuni şi deformaţii (porţiunea liniară a curbelor) esteredus chiar şi în cazul polimerilor cu rezistenţă mecanică mai ridicată.

Mecanismele complexe prin care se produce deformarea polimerilorgenerează comportări particulare ale acestora sub acţiunea solicitărilor.

• Vâscoelasticitatea reprezintă capacitatea polimerilor de a căpătadeformaţii elastice variabile în timp sub acţiunea solicitărilor constante şi estecaracterizată de următoarele aspecte ilustrate schematic în figura 11.10:

− la solicitarea corespunzătoare unei tensiuni σ0, se produce o deformareelastică iniţială la valoarea ε0 în conformitate cu legea lui Hooke (v. cap3);

− menţinând încărcarea constantă materialul continuă să se deformeze cuviteze din ce în ce mai mici până la atingerea unei stări staţionare (similarfluajului primar al materialelor metalice); deformaţia corespunzătoare acesteietape are o componentă elastică εr şi o componentă plastică εp

− imediat după încetarea solicitării dispare deformaţia iniţială ε0, iarulterior deformaţia se reduce treptat în timp până la valoarea εp, care carerămâne permanentă (v. fig. 11.10).

Fig. 11.8. Mecanismul deformării polimerilor liniari prin îndreptarea şi desfăşurarea catenelorCaracteristica esenţială a comportării vâscoelastice este existenţa

deformaţiei elastice reversibile εr, a cărei variaţie cu timpul se determină cu relaţia:

)1(0 rr e

Eττ

σε −= , (11.4)

în care σ0 este tensiunea constantă corespunzătoare solicitării, E − modulul deelasticitate, iar τr − constanta de relaxare se defineşte prin relaţia;

Erητ = , (11.5)

în care η este vâscozitatea; în mod obişnuit, existenţa deformaţieie elasticereversibile a polimerilor se evidenţiază pe cale experimentală.


240

Fig. 11.9. Curbele caracteristice convenţionale latracţiune (CCCT ale unor polimeri

Fig. 11.10. Variaţia deformaţiei în timp apolimerilor cu comportare vâscoelastică

În legătură cu comportarea vâscoelastică a polimerilor este şi variaţia cutemperatura a modulului de elasticitate E aşa cum se observă din figura 11.11 încare se prezintă calitativ această dependenţă pentru principalele tipuri de polimeri.Analizând aceste reprezentări se constată că variaţia cea mai mare o au polimeriicu structură liniară (termpoplastele); prin reticulare (duroplastele) sau printexturare cristalină, variaţiile devin din ce în mai mici (v. fig. 11.11 a,b,c); încazul elastomerilor a căror temperatură Tv se află sub temperatura ambiantă, seconstată că aceştia îşi menţin modulul de elasticitate aproape nemodificat pânăaproape de temperatura de curgere(v. fig. 11.11d); datorită limitelor largi în carevariază modulul de elasticitate pentru reprezentările respective se utilizeazăcoordonatele logaritmice.

Fig. 11.11. Variaţia modulului de elasticitate E cu temperatura pentru:a − termoplaste amorfe; b – polimeri reticulari (duroplaste);

c – termoplaste cristaline; d – elastomeri


241

Deoarece modulul de elasticitate este o caracteristică ce arată rezistenţaopusă de corpuri la deformare, din studiul variaţiei acestuia cu temperaturarezultă informaţii necesare atât la stabilirea condiţiilor în care pot fi exploatatepiesele din polimeri cât şi pentru proiectarea proceselor tehnologice de fabricaţieale acestora.

• Relaxarea tensiunilor este fenomenul de reducere treptată a tensiunilorîn timp, în cazul solicitărilor la care deformaţiile rămân constante. Mecanismulrelaxării tensiunilor în cazul polimerilor este curgerea plastică ce are loc caurmare a modificării poziţiei relative a moleculelor lanţurilor prin alunecărisuccesive în urma cărora componenta elastică a deformaţiei totale (ce rămâneconstantă) se micşorează şi creşte componenta plastică.

Variaţia tensiunilor σ în timp este dată de relaţia:

rte ττ

σσ −= 0 , (11.6)în care σ0 este tensiunea iniţială, iar τrt este constanta de relaxare a tensiunilor,care reprezintă durata necesară atingerii unei anumite tensiuni prin relaxare; înmod uzual, pentru definirea τrt se consideră una din condiţiile:

10

−= eσσ sau 2lnrtττ = , (11.7)caracteristica τrt rezultând pe curba de relaxare σ =f(τ) determinată experimentalpentru un tip de material analizat.

Încercările mecanice şi caracteristicile prin care se apreciază proprietăţilepolimerilor se definesc şi se determină prin metode similare celor aplicate încazul materialelor metalice. Particularităţile structurale şi de comportare mecanică(starea amorfă sau parţial cristalină, gradul de orientare a macromoleculelorgradul de reticulare, tensiunile reziduale, influenţa puternică a “istorieitermomecanice”) fac ca încercările polimerilor să difere totuşi prin geometria şidimensiunile epruvetelor, tipul şi dimensiunile dispozitivelor de fixare şi desolicitare a epruvetelor, mijloacele şi metodele de măsurare utilizate, ceea ce aimpus elaborarea unor standarde specifice dedicate acestor încercări; întabelul 11.1 se prezintă principalele tipuri de încercări mecanice şi termomecaniceşi standardele după care se execută.

La efectuarea încercărilor mecanice ale polimerilor trebuie să se ţinăseama şi de faptul că proprietăţile lor sunt mult mai puternic afectate de factorii demediu, astfel că se reglementează prin norme condiţionarea epruvetelor – adicămenţinerea lor în condiţii standard de temperatură şi umiditate relativă o duratăsuficientă pentru atingerea echilibrului higrometric; de exemplu STAS 5794prevede pentru condiţionare şi încercare două atmosfere standard: atmosferastandard normală 23/50 adică temperatura de 23 oC şi umiditatea relativă de50 % şi atmosfera standard pentru zone tropicale 27/65 (27 oC şi 65 %);


242

duratele de condiţionare diferă de la o încercare la alta şi sunt cuprinse înmajoritatea cazurilor între 24 şi 96 de ore. În cazul materialelor care atingechilibrul higrometric după durate lungi, se admite condiţionarea accelerată latemperaturi de 50…95 oC şi umiditatea relativă 50 %, cu condiţia ca latemperatura respectivă materialul să nu sufere transformări ireversibile.

Tabelul 11.1 Principalele încercări ale polimerilor

Tipul încercării Denumirea încercării Standardele după care seexecută

Tracţiune SR EN ISO 527, SR EN ISO 8256,STAS 6642

Compresiune SR EN ISO 604, STAS 6765Forfecare STAS 9182Sfâşiere SR EN ISO 8067, STAS 6127

Incovoiere statică. SR ISO 178, STAS 5874,STAS 9775

Incovoiere prin şoc STAS 5801, STAS 6175, STAS 7310

Încercări descurtă durată(instantanee)

Duritate SR EN ISO 2039, SR ISO 868, STAS5871, STAS 8826

Fluaj SR EN ISO 899, SR ISO 6602,STAS 9046

Relaxare ISO 2285*, ISO 12244*Tensofisurare într-un mediu dat SR EN ISO 4599

Încercări delungă durată

Oboseală NF T 51-120*, ASTM D 671Temperatura de încovoiere subsarcină SR ISO 75

Stabilitatea termică STAS 6174Temeperatura de înmuiere SR ISO 306

Încercăritermomecanice

Temperatura de fragilizare ISO 974, ISO 8570, STAS 9594* Nu există standarde echivalente SR sau STAS

De asemenea, obţinerea epruvetelor pentru încercările mecanice alepolimerilor poate fi diferită de cazul materialelor metalice deoarece polimerii selivrează şi sub formă de material granular sau în stare lichidă nu numai sub formăde semifabricate sau piese finite. În aceste situaţii, se reglementează prinstandarde formarea epruvetelor prin injecţie, prin presare sau prin turnare.Epruvetele din semifabricate sau piese se obţin prin prelucrări mecanice ai cărorparametri tehnologici sunt riguros prescrişi şi controlaţi astfel încât să se eviteabaterile dimensionale şi prezenţa concentratorilor de tensiuni care pot apare multmai uşor datorită durităţii scăzute a polimerilor şi au influenţă mult mai mareasupra comportării la rupere a acestora decât în cazul materialelor metalice.

Câteva aspecte privind încercările uzuale şi caracteristicile determinate vorfi prezentate în continuare.

a) Încercarea la tracţiune se realizează conform SR EN ISO 527 pe


243

epruvete plate de forma celor prezentate în figura 11.12 în funcţie de tipulmaterialului după cum urmează: cele din figura 11.12 a pentru materialetermoplaste cu alungire redusă, cele din figura 11.12 b,c pentru materialetermorigide, iar cele din figura 11.12 d pentru folii şi materiale termoplaste cualungirea mare. Maşina pe care se execută încercarea trebuie să fie capabilă sărealizeze încărcarea cu viteze de 0,2…600 mm/min, să aibă cursa mare (până la1000 mm) şi mijloace de măsurare a deplasărilor atât de mari.

Fig 11.12. Epruvetele pentru încercarea la tracţiune a polimerilor, conform SR EN ISO 527:a − epruveta tip 1; b − epruveta tip 2; c − epruveta tip 4; d – epruveta tip 5

Curba caracteristică convenţională la tractiune CCCT se defineşte la fel caîn cazul materialelor metalice şi prezintă aspecte diferite în funcţie de tipulmaterialului (v. fig. 11. 9), cel mai frecvent întâlnindu-se curbe de tipul celorprezentate în figura 11.13 a.,unde s-au figurat şi aspectele pe care le capătăepruveta pe parcursul încercării; această comportare este specifică materialelortermoplaste încercate la temperatura ambiantă; curbe de tipul celei prezentate înfigura 11.13 b sunt caracteristice materialelor polimerice cu tenacitate bună, darcare nu prezintă o limită de curgere aparentă.

Analizând CCCT din fig.11.13 a se constată că pentru solicitări mici,corespunzătoare porţiunii OA a curbei, materialul prezintă elasticitate liniară (estevalabilă legea lui Hooke), iar pentru solicitările corespunzătoare porţiunii ABcomportarea elastică devine neliniară. Reducerea tensiunii pe porţiunea BC esteaparentă, deoarece, începând de la solicitarea corespunzătoare puctului B, peepruvetă apare o gâtuire pronunţată, secţiunea reală fiind mult mai mică decât ceaconvenţională. În continuare se produc deformaţii fără creşterea tensiunii(porţiunea CD a curbei), deoarece zona gâtuită se extinde pe aproape toată


244

lungimea calibrată a epruvetei (v. fig. 11.13 a); fenomenul se explică prin faptulcă la aceste solicitări are loc descolăcirea, îndreptarea şi orientarea catenelor dupădirecţia de solicitare. La epuizarea capacităţii de deformare prin acest mecanismtensiunea începe să crească, deoarece continuarea deformării presupune mărireadistanţelor dintre monomerii lanţului (realizată cu consum de energie mai mare)până în momentul ruperii (porţiunea DE a curbei CCCT).

Prin încercarea la tracţiune a polimerilor se determină în mod uzualurmătoarele caracteristici:

− modulul de elasticitate E (modulul lui Young) este panta porţiuniiliniare a CCCT - la fel ca în cazul materialelor metalice (v. scap 3.4); deoareceporţiunea liniară a CCCT în cazul polimerilor este foarte redusă, iar uneori chiarpoate lipsi, modulul lui Young se determină conform SR EN ISO 527 ca pantă adreptei care trece prin punctele de pe CCCT corespunzătoare deformaţiei totale deεt = 0,25 % şi εt = 0,5 %; în cazul elastomerilor se determină modulul deelasticitate secant definit ca fiind panta dreptei ce uneşte originea cu un punct depe CCCT care corespunde unei deformaţii totale date (uzual 100 %, 200 % sau300 % în funcţie de standardul după care se execută încercarea);

Fig 11.13. CCCT tipice pentru polimeri:a – cu limită de curgere aparentă; b – fără limită de curgere aparentă

− limita de curgere aparentă se determină pentru materiale a cărorCCCT este de tipul celei din figura 11.13 a, distingându-se limita de curgereaparentă superioară ReH (tensiunea corespunzătoare punctului B de pe CCCT) şilimita de curgere inferioară aparentă ReL (tensiunea corespunzătoare punctului Cde pe CCCT);

− limita de curgere convenţională Rp se determină pentru materiale acăror curbă caracteristică este de tipul celei din figura 11.13 b şi este definită de


245

SR EN ISO 527 ca fiind tensiunea corespunzătoare unei deformaţii totale εt = x %convenţional alese; alte standarde definesc limita de curgere convenţională cafiind tensiunea corespunzătoare unei deformaţii remanente de 0,1…1 %, caz încare se determină ducând o paralelă la porţiunea liniară a CCCT prin punctulcorespunzător deformaţiei remanente date (v. fig. 11.13 b);

− rezistenţa la rupere Rm este tensiunea corespunzătoare punctului E depe CCCT, adică:

0SFR r

m = , (11.8)

unde Fr este forţa de tracţiune în momentul ruperii, iar S0 este secţiunea iniţială aepruvetei; ţinând seama de modul în care este definită Rm în cazul polimerilor şide faptul că până la rupere materialul suferă deformaţii ce pot depăşi 1000 %această caracteristică nu poate fi utilizată la dimensionarea pieselor;

− alungirea procentuală la limita de curgere Ac este deformaţiaspecifică totală corespunzătoare limitei de curgere aparente ReH; aceastăcaracteristică împreună cu limita de curgere sunt importante pentru stabilireacomportării pieselor din materiale polimerice deoarece arată care sunt deformaţiilemaxime pe care le poate suferi materialul fără modificarea secţiunii (peste aceastăsolicitare apare gâtuirea);

− alungirea procentuală după rupere Ar se defineşte şi se determină lafel ca în cazul materialelor metalice.

În cazul materialelor polimerice reticulate sau cristalinizate, care au curbaCCCT de tipul celei prezentat în figura 11.9, prin încercarea la tracţiune se potdetermina numai modulul de elasticitate E, rezistenţa la rupere Rm, şi alungireadupă rupere Ar, fenomenul de curgere plastică fiind practic inexistent.

b) Încercările de duritate ale polimerilor se bazează pe aceleaşi principiica şi în cazul determinării durităţii metalelor, cu particularităţi impuse de valorilemai scăzute ale durităţii şi de comportarea vâscoelastică a polimerilor. Cele maiutilizate metode sunt;

− determinarea durităţii prin penetrare cu bilă – STAS 5871 serealizează folosind ca penetrator o bilă de oţel cu diametrul D = 5 mm, forţa deapăsare Fm = 49 N, 138 N, 358 N, 490 N sau 961 N fiind aplicată o durată τ = 30 s,după care se măsoară adâncimea de pătrundere a penetratorului h; duritatea H (înN/mm2) se defineşte ca şi duritatea Brinell a materialelor metalice, cu deosebireacă aria urmei se calculează pe baza adâncimii de pătrundere a penetratorului:

DhFH m

π= (11.9)

− determinarea durităţii prin metoda Rockwell este la fel ca lamaterialele metalice, cu menţiunea că se folosesc scările Rockwell R, L, M, E sau


246

K, ce diferă prin diametrul D al pentratorului (de tip bilă de oţel) şi mărimea forţeisuplimentare F1 (v. scap 3.10), forţa iniţială F0 fiind aceeaşi (98,1 N); întabelul 11.2 se prezintă valorile diametrelor penetratoarelor şi valorile forţei totalede apăsare (ce se menţine o durată de 10 s); se precizează că dintre aceste scări,cele mai utilizate sunt scările R şi M.

Tabelul 11.2. Caracteristicile scărilor de duritate Rockwell conform STAS 8826

Scara durităţii RockwellCaracteristiciR L M E K

Diametrul bilei D, mm 12,7 6,35 6,35 3,175 3,175Forţa totală F0+F1,

N (kgf)588,4 (60)

588,4(60)

981 (100)

981(100)

1471(150)

− determinarea durităţii prin metoda Shore se bazează pe utilizarea unuipenetrator tronconic sau conic, ce este apăsat de un resort calibrat pe suprafaţaprobei şi măsurarea adâncimii lui de pătrundere; durimetrul Shore este undispozitiv portativ astfel construit încât penetratorul (de forma şi dimensiunileprezentate în figura 11.14) acţionează prin presarea plăcii de bază a dispozitivuluipe suprafaţa probei şi este prevăzut cu un aparat indicator gradat de la 0 la 100, 0corespunzând situaţiei în care penetratorul ar pătrunde complet în material, iar100 − situaţiei când nu ar pătrunde deloc în material (prin presare, faţa frontală apenetratorului ajunge în planul feţei frontale a plăcii de bază (v. fig. 11.14);duritatea Shore astfel definită este o mărime convenţională, ce poate fi utilizatănumai ca un criteriu de recepţie a materialelor; datorită comportării vâscoelasticea polimerilor, standardul SR ISO 868 prevede determinarea fie a unei durităţiinstantanee, caz în care citirea trebuie să se facă în cel mult 1 s de la apăsare, fie aunei durităţi ce corespunde unei durate de 15 s de la apăsare; duritatea determinatăcu aparatele prevăzute cu penetratorul din figura 11.14 a se numeşte duritateShore A şi se utilizează în cazul termoplastelor moi şi elastomerilor, iar duritateadeterminată cu penetratorul prezentat în figura 11.14 b se numeşte duritateShore D şi se utilizează în cazul materialelor polimerice dure;

Fig. 11.14. Penetratoarele durimetrelor Shore:a – penetrator Shore A; b – penetrator Shore D


247

− determinarea durităţii prin metoda Barcol − STAS 11333 se bazeazăpe acelaşi principiu ca şi metoda Shore, cu diferenţa că diametrul şi lungimeapenetratorului sunt mai mici (D = 0,157 mm, H = 0,76 mm), astfel că unei unităţide duritate Barcol îi corespunde o adâncime de pătrundere de 0,0076 mm;condiţiile privind starea suprafeţei probei (lipsa craterelor, impurităţilor,zgârieturilor) sunt din acest motiv mai severe în cazul metodei Barcol.

O corespondenţă aproximativă între durităţile determinate prin metodeleRockwell şi Shore (metodele care au cea mai largă utilizare) este prezentată înfigura 11.15.

Fig. 11.15. Comparaţie între scările de duritate definite prin diferite metodec) Încercările la rupere prin şoc se aplică în special materialelor

termoplaste dure, materialelor termorigide şi materialelor compozite (v. cap 12) şise diferenţiază în principal după tipul solicitării (încovoiere sau tracţiune) şidispozitivului utilizat pentru încercare.

− metoda Charpy - STAS 5871, utilizează ciocanul pendul Charpy detipul celui folosit şi la metale (v. fig. 3.18.), cu precizarea că energia maximă este depână la 50 J; epruveta uzuală este epruveta tip 1, cu forma şi dimensiunileprezentate în figura 11.16 a, dar se poate efectua şi pe epruveta cu crestătură dublă(fig. 11.16 b), caz în care lovitura se aplică pe faţa perpendiculară pe crestătură;caracteristica mecanică determinată este rezilienţa (v. scap. 3.7), exprimată în J/m2;


248

− metoda Izod – STAS 7310 constă din ruperea unei epruvete cucrestătură, încastrată la unul din capete, printr-o lovitură aplicată cu un ciocanpendul la capătul liber, fie pe faţa cu crestătură, după schema prezentată înfigura 11.17 a (încercare normală), fie pe faţa opusă crestăturii (încercare cucrestătura inversată); epruveta uzuală este epruveta de tip 1 utilizată la metodaCharpy (v. fig. 11.16), fiind acceptate numai două tipuri de crestături: cur = 0,25 mm sau cu r =1 mm, ce se practică pe lăţimea b a epruvetei; caracteristicamecanică determinată este rezistenţa la şoc Izod , definită la fel ca rezilienţa încazul metodei Charpy şi exprimată tot în J/m2;

Fig. 11. 16. Epruvetele pentru încercările laîncovoiere prin şoc ale polimerilor;a − normală; b – cu crestătură dublă

Fig 11.17 Schemele încercării la încovoiereprin şoc Izod;

a – normală; b – cu crestătura inversată− metoda Dynstat – STAS 6175 are la bază aceeaşi schemă de încercare

ca metoda Izod, cu diferenţa că epruvetele utilizate au dimensiuni mult mai mici(Lxbxh = 15x10x3 mm), iar energia maximă de lovire este de până la 2 J;

d) Încercările la fluaj ale polimerilor constau din solicitarea pe durateîndelungate cu sarcini constante în condiţii de temperatură şi umiditate controlate;aceste încercări sunt mai frecvente în cazul polimerilor decât în cazul materialelormetalice deoarece fluajul are loc la temperaturi apropiate de temperaturaambiantă, astfel că şi încercările se efectuează de cele mai multe ori în condiţii deatmosferă standard normală 23/50; solicitările pot fi la tracţiune, (STAS 9046) saula încovoiere (SR ISO 6602), rezultatele fiind prezentate sub forma curbelor defluaj ε = f(τ), (timpul la scară logaritmică) pentru diferite valori ale tensiunilor(v. fig. 11.18); cu ajutorul curbelor de fluaj se pot determina, folosind metodelesugerate în figura 11.18, următoarele dependenţe:


249

− curbele izocronice tensiune – deformaţie, care permit stabilireadeformaţiei după o anumită durată de expunere la o solicitare dată;

− curbele izometrice tensiune – timp, care permit stabilirea timpuluidupă care deformaţia atinge o anumită valoare la o solicitare dată;

− curbele modulului de fluaj Ef(τ), care, pentru o tensiune σ constantă, sedetermină cu relaţia:

)(

)(τε

στ =fE , (11.10)

în care ε(τ) este valoare deformaţiei epruvetei solicitate cu tensiunea σ, după odurată τ de solicitare.

Fig. 11.18. Curbele de fluaj ε = f(τ) şi curbele derivate din acestea:a – curbe de fluaj; b – curba izometrică; c – curba izocronică; d – curba modulului de fluaj

Criteriile după care se apreciază scoaterea din uz a pieselor din materialepolimerice depind de tipul materalului şi de rolul funcţional al piesei. Acestecriterii pot fi:

− ruperea, în cazul materialelor fragile;− creşterea pronunţată a deformaţiilor (fluajul accelerat);


250

− atingerea unei deformaţii critice (a cărei valoare este uzual sub 1%);− apariţia unor microfisuri sau modifcarea culorii (albirea suprafeţei).Duratele încercărilor de laborator sunt rareori apropiate de cele reale

deoarece duratele de serviciu în unele cazuri depăşesc 50 de ani (de exemplureţelele de conducte). În aceste situaţii se aplică metode speciale de extrapolare arezultatelor obţinute prin încercări la durate mai mici (de obicei 6 luni sau 1 an).

11.5. Principalele tipuri de materiale polimerice

11.5.1. Aditivii materialelor polimerice

În practică se utilizează materiale pe bază de polimeri care conţin şi altesubstanţe introduse în scopul îmbunătăţirii anumitor proprietăţi şi/sau al reduceriicostului; materialele care au la bază polimeri termoplastici sau polimeritermorigizi sunt cunoscute sub denumirea generică de materiale ( mase) plastice.

Principalele tipuri de substanţe introduse în polimerii de bază sunturmătoarele:

− plastifianţii, care micşorează interacţiunea dintre catene, astfel căsegmentele de lanţuri moleculare devin mai mobile şi comportarea vâscoelasticăse îmbunătăţeşte;

− agenţii de reticulare, care crează punţi de legătură între catene şiastfel se îmbunătăţesc proprietăţile de elasticitate şi de rezistenţă; pornind de laacelaşi polimer în funcţie de gradul de reticulare se pot modifica proprietăţile înlimite foarte largi;

− materialele de umplutură, care nu reacţionează de obicei cupolimerul de bază, ci se distribuie uniform prin amestecare mecanică în masa debază şi contribuie astfel la creşterea rezistenţei mecanice; se utilizează în modcurent ca materiale de umplutură talcul, praful de cretă, caolinul, rumeguşul delemn, fibre textile sau celulozice etc.; negrul de fum (particule sferice de carboncu structură hexagonală) utilizat şi el ca material de umplutură are şi rol activînfluenţând gradul de reticulare;

− coloranţii, care introduşi în materialele polimerice le colorează înmasă prin amestecare mecanică.

Pe lângă aceste categorii de substanţe care nu lipsesc din nici un materialplastic, se mai introduc în funcţie de scop şi alte categorii de substanţe cum ar fi:antistaticele, pentru reducerea electrizării prin frecare, ignifuganţii, pentrureducerea inflamabilităţii, lubrifianţii, pentru uşurarea prelucrării, fungicidele,pentru creşterea rezistenţei la atacul ciupercilor, antioxidanţii, pentru creşterea


251

rezistenţei la îmbătrânire a materialelor polimerice etc.Pe baza celor arătate se poate explica diversitatea extrem de mare a

maselor plastice utilizate în prezent de societatea omenească. O încercare degrupare a celor mai utilizate tipuri după criteriul costului şi al proprietăţilor esteprezentată în figura 11.19, în care pentru costul relativ s-a luat ca bază (Cr = 1)costul polietilenei, unul dintre cei mai utilizaţi polimeri.

Fig. 11.19. Principalele categorii de mase plastice

11.5.2. Materialele termoplaste

În această categorie sunt incluse materialele plastice la care polimerul debază este un termoplast; principalele termoplaste şi caracteristicile lor maiimportante sunt prezentate în tabelul 11.3.

După structura lanţului molecular, termoplastele pot fi grupate în douăcategorii:

− polimeri la care linia principală a lanţului molecular este formatănumai din atomi de carbon, atomii diferiţi sau radicalii ataşându-se prin legăturilaterale; din această categorie fac parte: poliolefinele (PE, PP), polimerii vinilici(PVC, PS), polimerii acrilici (PAN, PMMA) şi fluoroplastele (PTFE);

− polimeri care au în componenţa liniei principale a lanţului şi alţi atomi(de obicei N, O, Si) sau cicluri benzenice; din această categorie fac partepoliesterii (PET, PBT), poliamidele (PA), policarbonaţii (PC), acetalii (POM) etc.

Tabelul 11.3. Principalele caracteristici ale unor materiale termoplaste

Denumirea materialului Simbol ρ, kg/m3

E,N/mm2

Rm,N/mm2

Ar,%

Tv,oC

Tc,oC Observaţii

Polietilenă de joasă densitate PE−LD 910…940 120…500 5…16 200…600 −75 115 cristalinizată 40…55 %elastic, rezistentă

Polietilenă de mare densitate PE−HD 950…965 420…1400 20…40 700…1300 −75 130 cristalinizată. 60…80 %elastic rezistentă

Polipropilenă PP 900…910 500…1900 30…50 200…1000 −10 170 cristalinizată. 60…70 %mai rigidă decât PE

Polistiren PS 1040…1100 2800…3500 20…50 5…75 85…100 125 amorf; dur şi fragil

Policlorură de vinil rigid PVC dur 1360...1400 1500…3500 40…60 10…50 75…105 175…212

amorf; rigid, sensibil lazgârieturi

Policlorură de vinil plastifiat PVC−Pmoale 1150...1250 − 10…30 200…500 −40 150 compus vinilic amorf;

flexibil, elasticPolimetacrilat de metil(plexiglas) PMMA 1180…1220 2700…3500 60…80 4…10 90…105 225 amorf; rigid dur şi rezistent la

zgârieturiPolicarbonat PC 1150...1250 2350...2450 50…70 80…120 150 230 amorf; rigid şi rezistent la şoc

Poliamida 66 (Nylon 66) PA 66 1120...1180 900…2800 50…80 40…60 55 250 cristalinizată < 60 %; dură,rezistentă şi rigidă

Polioximetilena (acetal) POM 1370...1430 3000…3500 60…70 35…75 −50 170 cristalinizată < 75 %; rigidă,elastică, rezistentă

Polietilen teraftalat(răşină poliesterică) PET 1320…1390 2000…2500 40…60 100…2300 73 255 amorfă sau cristalinizată

30…40%; stabil dimensionalPolitetrafluor etilena(teflon) PTFE 2100…2250 350…800 20…40 250…500 85...125 330 cristalinizat < 70 %;

coeficient de frecare redusPoliacrilonitril(răşină acrilică) PAN 1100...1200 3500…4000 50…60 3…5 107 320 compus acrilic; se trage uşor

în fibre

Acrilonitril/butadien /stiren ABS 1040…1700 900…2800 20…60 10…140 125 −amestec de butadien-stiren

(elastomer) şi stiren-acrilonitril(termoplast)

Acetat de celuloză (celuloid) CA 1250...1350 800…2400 25…50 5…100 120 − modificaţie chimică acelulozei (polimer natural)


253

Comportarea termoplastelor deasupra temperaturii Tv depinde de stareastructurală a acestora; termoplastele amorfe ( PVC, PS, PC) se comportăvâscoelastic imediat deasupra lui Tv, iar la o încălzire mai mare curg plastic;termoplastele cu cristalinitate parţială (PE, PP, PA) au proprietăţi de rezistenţă– elasticitate care le permit menţinerea formei până la temperatura Tc(v. fig. 11.6); peste această temperatură masa cristalină trece în stare amorfă şimaterialul curge plastic (stare vâscoasă), vâscozitatea scade pe măsură ce creştetemperatura atingând la un moment dat valorile corespunzătoare lichidelor. Înfigura 11.20 se prezintă simplificat domeniile de stare, în funcţie de temperatură,ale unor termoplaste.

Fig. 11.20. Domeniile de stare ale unor materiale termoplasteTermoplastele se utilizează ca materiale structurale în tehnică datorită

caracteristicilor mecanice de rezistenţă relativ bune şi caracteristicilor detenacitate care în unele cazuri sunt foarte bune, ceea ce face ca piesele realizate săfie rezistente la şocuri. Proprietatea lor de a putea suferi reîncălziri în domeniul decurgere de un număr nelimitat de ori în vederea prelucrării contribuie, deasemenea, la extinderea utilizării lor. Principalele dezavantaje sunt legate detemperaturile relativ scăzute până la care pot fi utilizate (v. tabelul 11.3) Excepţie


254

fac fluoroplastele (teflonul), care, datorită structurii lanţului (atomii de H dinlanţul polietilenei sunt înlocuiţi de atomi de F), au stabilitate pe un interval marede temperaturi (v. tabelul 11.3); deoarece proprietăţile lor de curgere sunt slabe, seprelucrează prin metodele metalurgiei pulberilor (v. cap.13).

Termoplastele se utilizează în tehnică pentru conducte, piese cu solicitărimoderate şi supuse la şocuri, lagăre, angrenaje, materiale electroizolante etc.

11.5.3. Materialele termorigide

Proprietăţile caracteristice maselor plastice termorigide (numite şiduroplaste) sunt date de structura reticulară a polimerului de bază care intră încompoziţia lor. Starea iniţială a acestor polimeri obţinuţi prin policondensare estede polimerizare incompletă, cu catene ramificate; în timpul fabricării obiectelor seproduce reticularea spaţială prin intermediul legăturilor principale ale lanţurilormoleculare prin activare termică sau prin activare chimică (introducerea unuiagent de întărire), astfel că după prelucrare materialul capătă proprietăţi derezistenţă şi duritate ce se menţin la o reîncălzire ulterioară până la temperatura dedescompunere. Principalele tipuri de materiale polimerizate termorigide şi câtevacaracteristici ale lor sunt prezentate în tabelul 11.4.

Tabelul 11.4. Principalele caracteristici ale unor polimeri termorigizi

Polimerul ρ,kg/m3

Rm,N/mm2

E,kN/mm2 Ar, % Caracterizare

Fenoplaste ( PF) − răşinifenol − formaldehidice(bachelitice)

1250 35…55 5,2…7,0 1,25

* dure, fragile, culoare închisă,higroscopice şi nerezistente la apăfierbinte; utilizate pentru piesepresate sau turnate, ca matricepentru materiale compozite

Aminoplaste (UF) -răşini ureo- aldehidice 1550 35…70 7…10 0,75

* dure, fragile, culoare deschisă;utilizate ca răşini pentru presare şilaminare, adezivi, forme de turnareetc.

Melamine (MF) − răşinimelamin-formaldehidice 1700 35…65 6…7 −

* proprietăţi asemănătoare cu aleUF, dar mai puţin sensibile lazgâriere; utilizate ca materialele deacoperire

Răşini poliestericenesaturate (UP) 1250 40…90 6,2…8,3 3

* dure şi fragile până la elastice înfuncţie de gradul de reticulare;utilizate ca răşini de presare

Răşini epoxidice (EP) 1200 50…70 6,5…7,5 −

* dure şi fragile până la elastice,rezistente la şoc, stabiledimensional; utilizate ca răşini deturnare, adezivi, matrice pentrucompozite


255

În tabelul 11.4 sunt indicate numai câteva utilizări specifice ale unor răşinitermorigide, gama întrebuinţărilor fiind mult mai extinsă, fapt ce se datorează înspecial caracteristicilor de rezistenţă mecanică ale acestor materiale. Proprietateade termorigiditate este esenţială în utilizarea răşinilor din această categorie calianţi pentru amestecurile de formare din care se realizează formele pentruturnarea pieselor din materiale metalice; răşinile destinate acestui scop pot fi cuîntărire la cald (răşini aminoplaste termoreactive) şi răşini cu întărire la rece,caz în care se folosesc răşini fluide (lichid vâscos) obţinute prin policondensareaureei cu formaldehidă şi alcool furfurulic (răşini furanice), a căror întărire serealizează prin adăugarea unui agent de reticulare .

11.5.4. Materialele elastomerice (cauciucurile)

Sunt substanţe macromoleculare a căror capacitate de deformare elastică sebazează pe structura constituită din lanţuri moleculare lungi, încolăcite şi slabreticulate aşa cum a fost arătat anterior (v.scap. 11.4.1 şi fig. 11.8). Elasticitatealor asemănătoare cauciucului natural (poliizopren) a făcut ca denumirea de“cauciuc” să devină generică şi să fie alăturată denumirii elastomerului de bază(de exemplu, cauciuc nitrilic, cauciuc acrilic, cauciuc butilic etc.). În tabelul 11.5se prezintă elastomerii utilizati mai frecvent şi câteva din caracteristicile acestora.

Reticularea slabă a elastomerilor (aşa numita vulcanizare) este un procesactivat termic (ti = 120…150 oC), ce constă din ruperea unor legături duble dinlinia principală a lanţului şi realizarea unor legături între lanţurilemacromoleculare prin punţi constituite din atomi sau grupuri de atomi ai agenţilorde reticulare (în mod uzual sulf, peroxizi sau amine), introduşi în masaelastomerului, împreună cu alţi aditivi, în timpul proceselor tehnologice defabricare a produselor.

În figura 11.21 se prezintă reacţia de vulcanizare cu sulf a cauciucului natural;gradul de reticulare şi implicit caracteristicile de rezistenţă şi elasticitate suntdependente de cantitatea de sulf; pentru cauciucurile uzuale se adaugă 4…5 % sulf,ceea ce provoacă desfacerea a cca 10…30 % din legăturile duble şi legarea lanţurilorprin punţi de sulf, iar dacă se introduce 45 % sulf, reticularea este completă,obţinându-se un material dur şi fragil cunoscut sub numele comercial de ebonită.

Materialele de umplere (negrul de fum, pulberea de silice (SiO2), talcul şipraful de cretă etc.) au rolul de a îmbunătăţi rezistenţa mecanică şi de a ieftiniprodusele. Aditivii cei mai importanţi introduşi împreună cu materialele deumplere în cazul elastomerilor sunt antioxidanţii, deoarece oxigenul şi ozonulacţionează în timp la fel ca agenţi de reticulare, ceea ce are ca efect scădereaelasticităţii şi fragilizarea materialului.


256

Fig. 11.21. Schema procesului de vulcanizare a cauciucului natural cu sulf

Tabelul 11.5. Caracteristicile principale ale unor elastomeri

Temperaturi de exploatareElastomerul Grupa Rm,

N/mm2 Ar, % ctmax , oC itmax , oC tmin, oC

Cauciuc natural (NR) 4…25 100…600 60 100 −30…−60Butadien – stiren (SBR) 4…25 100…500 70 100 −20…−50Cauciuc butilic (IIR) 4…15 100…800 80 140 −10…−40Cauciuc nitrilic (NBR) 4…18 100…400 70 130 −10…−50Cloropren (CR)

R

4…20 100…500 70 130 −20…−50Polietilenă clorosulfonată(CSM) 4…12 100…500 80 150 −20…−40

Elastomeri polifluorurati (FPM)M

7…15 100…200 175 250 −20…−40Cauciuc poliuretanic (EU) U 15…30 100…800 60 80 0…−20Cauciuc siliconic (Q) Q 3…10 100…400 200 275 −50…−80

ctmax − temperatura maximă de serviciu la expunere continuă;itmax − temperatura maximă de serviciu la expunere inermitentă;

După tipul lanţului macromolecular elastomerii se împart în patru grupe:− grupa R cuprinde polimerii cu lanţ nesaturat ale căror proprietăţi se

modifică prin reticulare;− grupa M cuprinde polimerii cu lanţ saturat;− grupa U cuprinde poliuretanii;− grupa Q cuprinde cauciucurile siliconice.Exemple de elastomeri din fiecare grupă sunt date în tabelul 11.5, din care

rezultă că particularităţi deosebite din punct de vedere al temperaturilor deserviciu prezintă siliconii. Acestea sunt materiale polimerice la care liniaprincipală a lanţului molecular este lanţul siloxanic, a cărui structură esteprezentată în figura 11.22 a; valenţele libere ale lanţului siloxanic pot ficompletate cu radicali organici, obţinându-se diferite tipuri de materialepolimerice, numite generic polisiloxani, care pot fi liniari (v. fig. 11.22 b) saureticulaţi (v. fig. 11.22 c).


257

Fig. 11.22. Structura chimică a siliconilor:a – lanţul siloxanic; b – polisiloxan cu molecule liniare; c − polisiloxan reticulatMaterialele pe bază de siliconi fac parte din categoria materialelor plastice

de înaltă performanţă (v. fig. 11.19), deoarece îmbină proprietăţile de elasticitateale materialelor organice cu stabilitatea termică şi chimică a materialeloranorganice (de exemplu, pentru durate scurte, pot fi utilizate şi la temperaturi de800 oC); din acelaşi motiv îşi menţin proprietăţile de elasticitate într-un intervalmare de temperaturi, sunt neinflamabile, nehigroscopice, nu dezvoltă gaze toxiceprin ardere şi aderă la suprafeţele metalice, fiind utilizate în industria aerospaţială,la realizarea echipamentelor pentru zonele arctice etc. În funcţie de tipulradicalilor ataşaţi lanţului siloxanic, de gradul de polimerizare şi de gradul dereticulare, siliconii se pot prezenta sub formă de materiale rigide, elastomeri(cauciuc siliconic), geluri, lacuri sau uleiuri siliconice.

Cuvinte cheie

agent de reticulare, 235, 250alungire la limita de curgere, 245aminoplaste, 254antioxidant, 250antistatic, 250atactic, 233atmosferă standard, 241condiţionarea epruvetelor, 241configuraţie, 233conformaţie, 233constantă de relaxare, 239copolimer, 233

statistic, bloc, grefat, 235cristalite, 234curba modulului de fluaj, 249curbă termo-mecanică, 236curbe izocronice, 249curbe izometrice, 249

dendrimer, 233disproporţionare, 231duritate Barcol, 247duritate Shore, 246elastomeri, 237fenoplaste, 254fibrilă, 235formare epruvete, 242funcţionalitate, 231grad de cristalinitate, 234grad de polimerizare, 230homopolimer, 233izotactic, 233lanţ molecular (catenă), 229lanţ siloxanic, 256masă moleculară, 230material de umplutură, 250material elastomeric (cauciuc), 255


258

melamine, 254monomer, 229plastifiant, 250poliadiţie, 232policondensare, 232polidispersie, 230polidispersitate, 231polietilenă, 229polimer, 229polimer reticulat, 235polimerizare, 231răşini epoxidice, 254răşini poliesterice, 254reacţie în lanţ, 232reacţie în trepte, 232relaxarea tensiunilor, 241

rezilienţa, 247rezistenţă Dynstat la şoc, 248rezistenţă Izod la şoc, 248segment de lanţ molecular, 233sferulită, 235silicon., 256sindiotactic, 233steroizomer, 233structură amorfă, 234temperatură de curgere, 236termoplaste, 237termorigide (duroplaste), 237tranziţie sticloasă (vitroasă), 236vâscoelasticitate, 239vulcanizare, 255

Bibliografie

1. Constantinescu D, Vasilescu D.S. şi Ciocea N. Stiinţa materialelor,Editura Didactică şi Pedagogică, Bucuresti, 1983

2. Krawczak P. Essais mecaniques des plastiques, Techinques de l’Ingenieur,AM 3510, Paris, 1999

3. Mitelea I., Lugsheider E., Tillmann W. Stiinţa materialelor în construcţiade maşini, Editura Sudura, Timişoara 1999

4. Saban R. s.a., Studiul si ingineria materialelor, Editura Didactică şiPedagogică, Bucuresti, 1995

5. Shackelford J., Introduction to Materials Science for Engineers,Macmillan Publishing Company, New York, 1988

6. Smith Ch. O. The Science of Engineering Materials, Printice Hall, Inc.New Jersey, 1986

7. Van Vlack L. H., Elements of Materials Science and Engineering, SixtEdition, Addison-Wesley Reading, Massachusetts, 1989

8. Zecheru Gh. Tehnologia materialelor, partea a doua, IPG Ploiesti, 19859. * * * Hütte, Manualul inginerului. Fundamente, Editura Tehnică,

Bucureşti, 199510. * * * Culegere de standarde române comentate CSCM – Mp4, Materiale

plastice. Terminologie şi metode de analiză şi încercări, OIDCM,Bucureşti, 1998

11. * * * Culegere de standarde române comentate CSCM – Mp5, Materialeplastice. Materiale termoplastice şi materiale termorigide, OIDCM,Bucureşti, 1998


259


T.11.1. Care dintre următoarele afirmaţii despre polimeri sunt adevărate:a) sunt substanţe organice micromoleculare care conţin mai multe componente;b) sunt compuşi chimici (în marea majoritate a cazurilor organici) cu moleculede dimensiuni mari; c) numărul de monomeri din lanţul macromolecularreprezintă gradul de polidispersie moleculară; d) numărul de unităţi structurale dinlanţul macromolecular reprezintă gradul de polimerizare?

T.11.2. Care dintre afirmaţiile următoare despre reacţia de polimerizaresunt advărate: a) este o reacţie în trepete care necesită activare energetică lafiecare secvenţă; b) este o reacţie în lanţ ce se iniţiază în prezenţa unei substanţeintroduse special în acest scop; c) prin polimerizare se obţin substanţe a cărorcompoziţie chimică diferă de a monomerilor din care provin; d) în timpulprocesului de creştere a catenelor ambele capete ale lanţului sunt libere?

T.11.3. Cum se realizează întreruperea reacţiei de polimerizare: a) prinintroducerea unui radical care reacţionează cu monomerii liberi şi consumăenergia necesară continuării reacţiei de polimerizare; b) prin unirea capetelorlibere a două catene; c) prin răcirea bruscă a amestecului de reacţie; d) printransferul de la un lanţ la altul a unui unui atom de H care reface legătura dublăC = C a monomerului?

T.11.4. Prin ce se caracterizează reacţia de policondensare: a) este procesulprin care două molecule organice diferite reacţionează pentru formarea uneimolecule complexe; b) este procesul prin care două molecule organice identicereacţionează pentru formarea unei molecule complexe; c) polimerii obţinuţi prinpolicondensare au compoziţie chimică diferită de a monomerilor din care provin;d) creşterea lanţului macromolecular se realizează prin formarea de noi legături înurma reacţiilor de condensare (reacţie în trepte)?

T.11.5. Prin ce se caracterizează reacţia de poliadiţie: a) este procesul princare două molecule organice identice reacţionează pentru formarea unei moleculecomplexe; b) este o reacţie în lanţ la fel ca polimerizarea; c) este o reacţie în treptecare decurge fără eliminarea unei substanţe cu molecula mică; d) polimerii care seformează prin poliadiţie au de obicei în lanţurile principale şi alţi atomi decâtcarbonul?

T11.6. Care dintre afirmaţiile următoare despre copolimeri sunt adevărate:a) sunt rezultatul unirii unor monomeri de acelaşi tip; b) sunt rezultatul unirii înlanţul macromolecular a unor monomeri diferiţi; c)după dispunerea monomerilorpot fi copolimeri statistici, copolimeri grefaţi şi copolimeri bloc; d) după


260

dispunerea monomerilor pot fi: steroizomeri, copolimeri atactici sau copolimeriisotactici?

T.11.7. La ce se referă noţiunea de configuraţie în cazul structuriipolimerilor: a) la relaţia de ordine a unităţilor structurale în cadrul lanţuluimacromolecular dată de legăturile chimice; b) la forma pe care o capătă lanţurilemacromoleculare; c) la gradul de ramificare a catenelor; d) la numărul şiradicalilor liberi din unitatea structurală?

T.11.8. Care sunt tipurile de polimeri după modul de dispunere a grupelorlaterale faţă de lanţul principal: a) polimeri isotactici, polimeri statistici şi polimerigrefaţi; b) polimeri isotactici, polimeri atactici şi polimeri sindiotactici; c) polimeriliniari, polimeri reticulaţi şi polimeri cristalini?

T.11.9. La ce se referă noţiunea de conformaţie în cazul structuriipolimerilor: a) la relaţia de ordine a unităţilor structurale în cadrul lanţuluimacromolecular; b) la ordonarea pe anumite zone prin alinierea unor segmente delanţ; c) la poziţia relativă a doi monomeri vecini realizată prin rotirea în jurullegăturii simple dintre atomii de carbon; d) la distribuţia monomerilor diferiţi încadrul lanţului macromolecular?

T.11.10. La ce se referă noţiunea de sferulită în cazul structuriipolimerilor: a) la formaţiunile structurale constituite prin încolăcirea unui lanţmolecular; b) la forma moleculelor monomerilor din componenţa catenelor; c) laforma cristalitelor rezultate prin presare; d) la zonele cu structură complexă ce cerezultă prin prin unirea mai multor fibrile în jurul unui nucleu?

T.11.11. Care dintre afirmaţiile următoare despre termoplaste suntadevărate: a) sunt substanţe macromoleculare cu structura liniară sau ramificată,complet amorfă sau parţial cristalină; b) pot fi încălzite în vederea prelucrării osingură dată; c) se utilizează numai în stare vitroasă; d) pot fi încălzite în vedereaprelucrării de un număr nelimitat de ori ?

T.11.12. Care dintre afirmaţiile următoare despre termorigide sunt adevărate:a) sunt substanţe macromoleculare cu structura ramificată; b) sunt substanţemacromoleculare cu grad mare de reticulare; c) se prelucrează într-o stare depolimerizare incompletă; la o reîncălzire ulterioară nu se mai atinge starea vâscoasă?

T.11.13. Cum se comportă elastomerii la încălzire: a) odată cu creştereatemperaturii deformarea elastică se produce la solicitări mai mici; b) are locînmuierea prin reducerea pronunţată a vâscozităţii; c) îşi menţin proprietăţile înaltelastice până aproape de descompunere; d) se durifică pe măsură ce creştetemperatura prin creşterea gradului de reticulare?

T.11.14. Care dintre mecanismele prin care se produce deformareapolimerilor sunt caracteristice termoplastelor şi elastomerilor: a) îndreptarea,catenelor; b) ruperea legăturilor intermoleculare; c)desfăşurarea şi decuplarea


261

catenelor; d) alunecarea relativă a catenelor?T.11.15. Care dintre mecanismele prin care se produce deformarea

polimerilor sunt caracteristice termorigidelor: a) alunecarea relativă a catenelor;b) modificarea distanţelor dintre monomeri; c) decuplarea catenelor; d) ruperealegăturilor intermoleculare?

T.11.16. Care dintre afirmaţiile următoare despre vâscoelasticitate suntadevărate: a) este capacitatea polimerilor de a-şi menţine deformaţia elastică lareducerea vâscozităţii; b) reprezintă capacitatea polimerilor de a căpăta deformaţiielastice variabile în timp sub acţiunea solicitărilor constante; c) materialul cucomportare vâscoelastică se deformează la solicitare constantă până la atingereaunei stări staţionare; d) materialul cu comportare vâscoelastică se deformează lasolicitare constantă până la rupere?

T.11.17. În ce domeniu de temperaturi variază puternic modulul deelasticitate E: a) la temperaturi T < Tv; b) la temperaturi T > Tc; c) la temperaturit < ta; d) la temperaturi Tv < T >Tc?

T.11.18. La care tip de polimeri se înregistrează variaţia cea mai mare amodulului de elasticitate E cu temperatura: a) la polimerii cu grad mare decristalinitate; b) la polimerii puternic reticulaţi; c) la polimerii nereticulaţi; d) lapolimerii cu structură complet amorfă?

T.18.19. În ce condiţii are loc relaxarea tensiunilor în cazul polimerilor: a)în cazul solicitărilor la care deformaţiile şi temperatura se menţin constante; b) încazul solicitărilor la temperatură variabilă; c) în cazul menţinerii constante atemperaturii şi a forţelor exterioare; d) în cazul creşterii temperaturii şi menţineriiconstante a forţelor exterioare?

T.11.20. La ce se referă noţiunea de condiţionare a epruvetelor pentruîncercări mecanice: a) la prelucrarea mecanică în condiţii care să asigure oanumită precizie şi rugozitate a suprafeţelor; b) la realizarea epruvetelor prinpresare în condiţii standardizate; c) la menţinerea epruvetelor într-o atmosferăstandard o durată suficientă pentru atingerea echilibrului termic şi higrometric?

T.11.21. Care sunt caracteristicile mecanice determinate prin încercarea latracţiune ce prezintă importanţă pentru proiectarea pieselor din materialepolimerice: a) rezistenţa la tracţiune Rm; b) alungirea procentuală la curgere Ac;c) alungirea procentuală la rupere Ar; d) limita de curgere aparentă Re?

T.11.22. Care dintre afirmaţiile următoare despre metoda Shore dedeterminare a durităţii polimerilor sunt adevărate: a) metoda se bazează peutilizarea unui penetrator tronconic sau conic ce este apăsat de un resort calibratpe suprafaţa probei; b) se măsoară diametrul urmei lăsate de penetrator pesuprafaţa probei şi se calculează duritatea ca raport dintre forţa de apăsare şi ariaurmei; c) se măsoară adâncimea de pătrundere iar scala de duritate Shore are 100


262

de unităţi, valoarea 0 corespunâznd pătrunderii totale a penetratorului; d) duritateaShore este o mărime convenţională ce poate fi utilizată numai ca un criteriu derecepţie a materialelor?

T.11.23. Care dintre afirmaţiile următoare despre metoda Izod de încercarela încovoiere prin şoc sunt adevărate; a) se utilizează aceeaşi schemă de solicitareca la încercarea Charpy, epruvetele fiind diferite; b) constă din ruperea uneiepruvete cu crestătură încastrată la unul din capete printr-o lovitură cu un ciocanpendul aplicată la capătul liber fie pe faţa cu crestătură fie pe faţa opusăcrestăturii; c) caracteristica mecanică determinată este rezistenţa Izod la şoc,definită ca fiind energia absorbită prin ruperea epruvetei şi exprimată în J;d) caracteristica mecanică determinată este rezistenţa Izod la şoc, definită la fel carezilienţa în cazul metodei Charpy şi exprimată în J/m2?

T.11.24. Care dintre afirmaţiile următoare despre încercările la fluaj alepolimerilor sunt adevărate: a) încercările sunt mai frecvente în cazul polimerilordecât în cazul materialelor metalice; b) încercările se efectuează numai prinsolicitarea la tracţiune la temperaturi ridicate; c) încercările se efectuează prinsolicitarea la tracţiune sau la încovoiere; d) încercările se efectuează de cele maimulte ori în condiţii de atmosferă standard normală 23/50?

T.11.25. Care dintre următoarele mase plastice aparţin termoplastelor:a) polietilena; b) poliamidele; c) aminoplastele; d) polistirenul?

T.11.26. Care dintre următoarele mase plastice aparţin termoplastelor:a) răşinile acrilice; b)fenoplastele; c)policarbonaţii; d) siliconii?

T.11.27. Care dintre următoarele mase plastice aparţin termorigidelor:a) fenoplastele; b)poliuretanii liniari; c) răşinile alchidice; d) siliconii?

T.11.28. În care dintre enumerările următoare polimerii sunt în ordineacrescătoare a modulului de elasticitate (valoarea medie a intervalului de variaţie):a) PE-LD, PP, PTFE, PET, PAN; b) PP, PAN, PE-LD, PET, PTFE; c) PE-LD,PTFE, PP, PET, PAN; d) PTFE, PAN, PE-LD, PET, PP?

T.11.29. În care dintre enumerările următoare materialele termoplaste suntîn ordinea crescătoare temperaturii de vitrifiere: a) PE−HD, PVC−P, PET, ABS,PC; b) PE−HD, PET, PVC−P, PC, ABS; c) PE−HD, PP, PA66, PMMA, ABS; d)UP, PVC−P, PET, ABS ,EP, MF?

T.11.30. În care dintre enumerările următoare materialele plasticetermorigide sunt în ordinea descrescătoare a rezistenţei la rupere Rm: a) UF, MF,EP, UP, ABS; b) UP, EP, UF, MF, PF; c) POM, UF, MF, UP, ABS; d) UP, PP,PC, UF, MF,?

T.11.31. În care dintre enumerările următoare materialele elastomerice suntîn ordinea crescătoare a temperaturii maxime de serviciu la expunere continuă: a)CR, IIR, NR, FPM; b) NR, CR, IIR, Q; c) EU, NBR, CSM, FPM; d) EU, CR,CSM, Q?


263

Aplicaţii

A.11.1. Să se calculeze gradul de polimerizare a unui lot de polietilenă demare densitate PE−HD pentru care s-a determinat experimental o masămoleculară medie de 90000 g/mol

RezolvareGradul de polimerizare n se determină cu relaţia (11.1), calculând mai întâi

masa monomerului etilenă (C2H4) cu datele din tabelul 1.1 (v. cap.1):

42 HCM = 2·12,01 + 4·1,01 = 28,06 g/mol ; aplicând relaţia (10.1), se obţine:

320706,28

90000 ≅=n .

A.11.2. Determinările experimentale de masă moleculară asupra unei probede polimer au condus la datele prezentate în coloanele 1 şi 2 ale tabelului 11.6;utilizând aceste date, să se calculeze masa moleculară medie în funcţie de fracţiamasică ( mM ) şi masa moleculară medie în funcţie de fracţia numerică ( nM ).

Tabelul 11.6. Datele iniţiale şi rezultatele obţinute la rezolvarea aplicaţiei A.11.2

Intervalul maselormoleculare, g/mol

Numărul delanţuri Ni

Masa molecularămedie pe interval

Mi, g/molii MN 2

ii MN

(0 ; 10000] 330 5000 495·104 0,825·1010

(10000 ; 20000] 1600 15000 240·105 36·1010

(20000 ; 30000] 2400 25000 600·105 150·1010

(30000 ; 40000] 700 35000 245·105 85,75·1010

(40000 ; 50000] 150 45000 675·104 30,375·1010

RezolvarePentru calculul celor două mărimi prin care se poate caracteriza masa

moleculară medie a polimerului se utilizează relaţiile (11.2) şi (11.3); secalculează mai întâi masa moleculară medie Mi pentru fiecare interval, produseleNiMi şi 2

ii MN şi se completează coloanele corespunzătoare din tabelul 11.6Cu valorile astfel determinate, rezultă: ∑ = 5180iN ; ∑ ⋅= 41012020ii MN ; ∑ ⋅≅ 102 10303iiMN .Aplicând relaţiile (11.2) şi (11.3) rezultă :

25208101202010303

4

10≅

⋅⋅=mM g/mol şi 23205

51801012020 4

≅⋅=nM g/mol.


264

A.11.3. O bandă de cauciuc cu (secţiunea dreptunghiulară) este supusă latracţiune, astfel încât în bandă se generează tensiuni normale de întindereσ0 = 11 N/mm2, după care capetele benzii se fixează. Banda se menţine în aceastăstare la ta o durată τ0 = 2 zile, după acest timp tensiunile din bandă atingândnivelul σ1 = 5,5 N/mm2. Să se determine constanta de relaxare a tensiunilor pentruaceastă bandă şi intensitatea tensiunilor din banda de cauciuc după menţinerea înpoziţia întinsă o durată τ1 = 90 zile.

RezolvareConstanta de relaxare a tensiunilor pentru banda de cauciuc se poate

determina cu ajutorul relaţiei (11.6), prelucrată, ţinând seama de datele din

enunţul aplicaţiei, sub forma:

1

0

0

lnσσ

ττ =rt ; înlocuind datele din enunţ se obţine

6,60

5,511ln

42 ==rtτ zile. După menţinerea benzii în poziţie întinsă o durată τ1 = 90 zile,

tensiunile se relaxează la nivelul 5,211 6,6090

0

1

≅==−−

ee rtττ

σσ N/mm2, acelaşi

rezultat putând fi obţinut şi astfel: 5,25,5 6,604290

1

01

≅==−−

−−

ee rtτττ

σσ N/mm2.A.11.4. Relaţia dintre viteza de relaxare a tensiunilor din materialele

polimerice şi temperatură este de tip Arrhenius:

TkE

rTr B

a

oevv

−= σσ , (11.11 )

în care 0σrv este o valoare de referinţă a vitezei de relaxare, dependentă de tipul

materialului, Ea – energia de activare a procesului de relaxare, kB = 13,81.10−24

J/K, iar T – temperatura materialului (în K). a) Să se determine valorile constanteide relaxare a tensiunilor la t1 = 20 oC, la t2 = 25 oC şi la t3 = 30 oC pentru o bandăde cauciuc, ştiind că în aceasta s-a generat o tensiune de întindere σ0 = 12 N/mm2,care s-a relaxat la nivelul σ1 = 6 N/mm2, după menţinerea barei o duratăτ1 = 60 zile la t1=20 oC sau o durată τ2 = 50 zile la t2 = 25 oC. b) Să se determinenivelul tensiunilor din bară, după menţinerea ei (în stare întinsă) o duratăτ3 = 40 zile la t3 = 30 oC.

Rezolvarea) Aplicând relaţia (11.6), ca la rezolvarea aplicaţiei A.11.3, pentru datele

din enunţ, rezultă:


265

6,86

612ln

60

ln1

011 ===

σσ

ττ T

rt zile; 1,72

612ln

50

ln1

022 ===

σσ

ττ Trt zile, 1T

rtτ şi 2Trtτ fiind

constantele de relaxare a tensiunilor la t1 = 20 oC (T1 = 293 K) şi t2 = 25 oC (T2 = 298 K).Viteza de relaxare a tensiunilor este invers proporţională cu durata

menţinerii materialului la o temepratură T şi, ca urmare, se pot scrie

relaţiile:Trt

Tr Cv

τσ

1= , 0

10 τσ CvT

r = , C şi τ0 fiind constante, iar Trtτ constanta de

relaxare la temperatura T. În aceste circumstanţe, relaţia (11.11) devine:

Tk

Ee

B

aTrt 0ττ = . (11.12)

Considerând datele din enunţul aplicaţiei, corespunzătoare relaxăriitensiunilor la temperaturile t1 = 20 oC şi t2 = 25 oC, se obţine sistemul de ecuaţii(cu necunoscutele τ0 şi Ea):

01

1ln

ττ T

rtBa TkE =

02

2ln

ττ T

rtBa TkE = ;

pentru aplicaţia considerată, acest sistem are soluţia:

=−

=2

1ln

11

21

T

TrtB

a

rtTT

kEτ

τ 2024

103,41,722,86ln

2981

2931108,13 −

−⋅=

−

⋅ J, şi

12

21

22 lnln

0TTTT T

rtTrt

e −−

=

ττ

τ = 00156,056,86ln2931,72ln298

=−

e zile

Constanta de relaxare a tensiunilor la t3 = 30 oC (T3 = 303 K) are valoarea:

30

3

TkE

eB

aTrt ττ = = zilee 6,4500156,0 303108,13

103,424

20

=⋅⋅⋅

−

−

b) Tensiunile din banda de cauciuc menţinută o durată τ3 = 40 zile lat3 = 30 oC (T3 = 303 K) vor fi:

4,512 7,4940

0333

≅==−−

eeTrtτ

τ

σσ N/mm2.


266

A.11.5. Cristalele moleculare de polietilenă (polietilena cu gradul decristalinitate 100%) au densitatea ρ100 = 1010 kg/m3, polietilena comercială dejoasă densitate PE−LD are densitatea ρPE-LD = 920 kg/m3, polietilena comercialăde înaltă densitate PE−HD are densitatea ρPE-HD = 960 kg/m3, densitateapolietilenei necristalizate este ρ0 = 900 kg/m3. Să se estimeze gradele decristalinitate ale PE-LD şi PE-HD.

RezolvareConsiderând că densitatea polietilenei creşte liniar cu gradul de

cristalinitate X, rezultă:

0100

0100ρρρρ

−−

= XX (11.13)

Aplicând această relaţie se obţine pentru cazurile considerate în enunţulaplicaţiei:

%189001010900920100 =

−−=−LDPEX şi %55

9001010900960100 ≅

−−=−HDPEX

Capitolul 12 Structurile si proprietăţile materialelor compozite

267

Capitolul 12

STRUCTURILE ŞI PROPRIETĂŢILEMATERIALELOR COMPOZITE

12.1. Introducere

Materialele compozite reprezintă o clasă modernă de materiale custructura eterogenă, alcătuită din două sau mai multe materiale componente, caresunt puternic legate între ele şi conlucrează eficient pentru a conferi ansambluluistructural caracteristici superioare celor proprii componentelor solitare. Înfuncţie de caracteristicile structurale, materialele compozite pot fi împărţite în maimulte categorii:

A. Materialele compozite cu granule (agregatele compozite) austructura alcătuită dintr-un material matrice în care sunt înglobate granule(particule) din unul sau mai multe materiale. În această categorie sunt incluse:betonul, materialele dure, având structura alcătuită din particule fine de carburimetalice (WC, TiC, TaC etc.) înglobate, în concentraţii volumice de până la 95 %,într-o matrice metalică (Co, Ni, Te etc.), cermeturile, având structura alcătuitădintr-o fază oxidică − ceramică (Al2O3, ZrO2 etc.) înglobată, în concentraţiivolumice de până la 80 %, într-o matrice metalică (Fe, Cr, Ni, Co, Mo etc.) şimasele plastice aglomerate, având structura alcătuită dintr-un materialmacromolecular de bază − duroplast (răşină fenolică, răşină epoxidică etc.) sautermoplast (polimetacrilat de metil, polipropilenă, poliamidă, politetrafluoroetilenăetc.) – în care sunt înglobate particulele unui material de umplutură (rumeguş delemn, acid salicilic fin dispersat, bile de sticlă, pulberi metalice etc.).

B. Materialele compozite stratificate au structura alcătuită dintr-unmaterial suport dispus în straturi solidarizate cu un material de legătură(liant). În această categorie sunt incluse materialele organice stratificate,având structura alcătuită din starturi multiple de material organic (hârtie,carton, lemn, materiale textile etc.) şi liant (răşină fenolică, răşină


268

melaminformaldehidică, răşină ureoaldehidică etc.) şi materialele metaliceemailate (materialele anorganico − metalice), având structura alcătuită din unulsau mai multe straturi de material oxido-silicatic depuse pe un suport metalic (deobicei, din oţel sau fontă).

C. Materialele compozite cu fibre au structura alcătuită dintr-un materialde bază (matrice) în care sunt înglobate fibre individuale (scurte sau lungi,orientate sau neorientate), împletituri de fibre sau straturi de fibre din diferitemateriale. Pentru majoritatea materialelor din această categorie matricea este unmaterial organic macromolecular (de obicei, un material duroplast, de tipulrăşinilor poliesterice nesaturate sau răşinilor epoxidice), anorganic (ceramică pebază de Al2O3, ciment sau beton) sau metalice (diverse metale sau aliaje), iarfibrele sunt polimerice (poliamide de tip Kevlar, Nylon sau Aramid), de sticlă,ceramice (alumină, oxid de Be, carbură de B, carbură de siliciu, nitrură de siliciu),de carbon (grafit) sau metalice (W, Ta, Cr, Cu, Mo, Ni, Fe etc.), în prezent fiindfolosite frecvent fibrele fine (trihite, whiskers) cu structură de monocristaleperfecte din alumină, carbură de siliciu, fier sau grafit.

Fig. 12.1. Structurile unor materiale compozite uzuale:a − beton; b − lemn; c − poliester armat cu fibre de sticlă

Cele mai utilizate materiale din această categorie sunt compozitelepolimerice armate cu fibre de sticlă, betonul armat şi, ca material compozitnatural, lemnul.

Imaginile structurilor câtorva materiale compozite folosite în tehnică suntprezentate în figura 12.1.

12.2. Estimarea caracteristicilor fizico −−−− mecanice ale materialelor compozite

Caracteristicile de utilizare ale materialelor compozite sunt determinateesenţial de natura şi intesitatea legăturilor ce se realizează între materialelecomponente ale structurii acestora, care asigură conlucrarea (cooperarea) acestor


269

componente. Ca urmare, când se analizează structura unui material compozit seiau în considerare atât structurile materialelor componente, caracteristiciledistribuţiei (dispunerii) acestor componente şi raportul concentraţiilor lor (masicesau volumice), cât şi structurile zonelor de legătură (interfaciale) dintrematerialele componente; un material compozit este bine realizat, dacă structurazonelor de legătură asigură conlucrarea perfectă a materialelor componente aleacestuia, fapt care se poate deduce cu uşurinţă comparând imaginilemicrostructurilor prezentate în figura 12.2, care evidenţiază dependenţa dintrecomportarea la rupere a unui material compozit de tip poliester armat cu fibre desticlă şi calitatea legăturilor realizate între matrice şi fibre.

Fig.12.2. Imaginile microscopice ale suprafeţelor de rupere la tracţiune ale unui materialcompozit de tip poliester armat cu fibre de sticlă:

a − cu legături insuficiente între matrice şi fibre; b − cu legături puternice între matrice şi fibrePentru a prezenta modul în care se pot estima caracteristicile

fizico − mecanice ale unui material compozit, în funcţie de caracteristicilematerialelor componente şi de raportul concentraţiilor acestora în structuracompozitului, se consideră, trei cazuri distincte: A. materialul compozit arestructura alcătuită dintr-o matrice în care sunt înglobate fibre dispuse paralel şieste solicitat mecanic la tracţiune axială în lungul fibrelor; B. materialulcompozit are structura alcătuită dintr-o matrice în care sunt înglobate fibredispuse paralel şi este solicitat la tracţiune axială pe o direcţie perpendiculară pedirecţia de dispunere a fibrelor; C. materialul este un agregat compozit solicitatla tracţiune monoaxială.

A. Dacă un material compozit alcătuit dintr-o matrice (M) în care suntînglobate fibre (f) dispuse paralel este solicitat la tracţiune monoaxială în lungulfibrelor de o forţă Fc, care produce deformarea elastică a compozitului şi amaterialelor sale componente, aşa cum se arată în schema prezentă în figura 12.3,comportarea sa poate fi descrisă astfel:

• deformaţiile (alungirile) specificie (de natură elastică) ale matricei εM,


270

fibrelor εf şi compozitului εC pe direcţia de aplicare a forţei Fc sunt egale: εM = εf = εC , (12.1)această condiţie (numită condiţia de izodeformaţie) fiind respectată datorităconlucrării componentelor M şi f, determinată de existenţa legăturilor intimedintre ele;

• dacă EM, Ef şi EC sunt modulele de elasticitate longitudinală ale matricei,fibrelor şi compozitului, iar σM, σf şi σC sunt tensiunile normale (pe direcţia deacţiune a forţei Fc) generate de solicitarea mecanică în matrice, în fibre şi încompozit, se poate aplica legea lui Hooke şi rezultă relaţiile:

M

MM E

σ=ε , f

ff E

σ=ε şi

C

CC E

σ=ε ; (12.2)

• forţa Fc se distribuie pe M şi f existente în structura compozitului, oparte FM fiind preluată de matrice şi o parte Ff − de fibre: Fc = FM + Ff; (12.3)

• dacă secţiunea (transversală) portantă a compozitului are aria SC, iarfracţia volumică a fibrelor în aceasta este vf, porţiunea din SC ocupată de fibre arearia Sf = SCvf, iar porţiunea din SC ocupată de matrice are aria SM = SC(1 − vf) şise pot scrie relaţiile: σCSC = σMSM + σfSf ⇒ σC = σM(1 − vf) + σfvf, (12.4) EC = EM(1 − vf) + Efvf. (12.5)

Fig. 12.3. Schema comportării unui materialcompozit cu fibre dispuse paralel la tracţiune

monoaxială în lungul fibrelor

Fig. 12.4. Schema conlucrării componentelorM şi f ale unui material compozit supus la

tracţiune monoaxială în lungul fibrelorRelaţia (12.5) permite estimarea modulului de elasticitate longitudinală al

unui material compozit, cunoscând valorile modulelor de elasticitate longitudinalăale materialele componente M şi f. Această relaţie este valabilă dacă fracţia


271

volumică a fibrelor în materialul compozit este suficient de mare pentru a fi respectatăcondiţia de izodeformaţie (12.1). Aşa cum sugerează schema din figura 12.4,legăturile dintre M şi f asigură respectarea condiţiei de izodeformaţie numai într-ozonă din jurul fiecărei fibre înscrisă într-un cilindru cu diametrul dm (numită zona deacţiune a fibrei), materialul M din afara acestei zone putându-se deforma liber; înconsecinţă, pentru ca orice porţiune din M să aparţină unei zone de acţiune a uneifibre, compozitul trebuie să se caracterizeze printr-o densitate suficient de mare afibrelor (fracţia volumică a fibrelor trebuie să fie suficient de mare).

Dacă materialul compozit este alcătuit dintr-o matrice moale şi plastică şifibre cu rezistenţă mecanică ridicată şi plasticitate scăzută (care se comportăelastic până la rupere), relaţia (12.4) se poate adapta pentru estimarea rezistenţei larupere a compozitului RmC în funcţie de rezistenţa la rupere a fibrelor Rmf şi derezistenţa convenţională a matricei RmM: RmC = RmM(1 – vf) + Rmfvf , (12.6)RmM fiind definită prin tensiunea care produce matricei o deformare specificăegală cu cea la care survine ruperea fibrelor. Ca şi relaţia (12.5), relaţia (12.6) estevalabilă dacă vf este suficient de mare. Diagrama prezentată în figura 12.5 justificăaceastă afirmaţie, evidenţiind următoarele aspecte:

• dacă materialul este lipsit de fibre (vf = 0), rezistenţa la ruperecorespunde rezistenţei la rupere a matricei *

mMR ( *mMR > RmM, deoarece matricea

este plastică şi se deformează înainte de rupere mai mult decât fibrele);• dacă compozitul are vf mică, rezistenţa sa la rupere scade pe măsură ce

creşte vf, deoarece o mare parte din materialul matricei se află în afara zonelor deacţiune ale fibrelor şi se deformează liber, iar prezenţa fibrelor este echivalentă cuexistenţa în material a unor goluri (defecte) care îi diminuează secţiunea portantă;

• efectul durificator al fibrelor se manifestă dacă fracţia volumică a fibrelordepăşeşte valoarea critică vfcr, dată de relaţia:

mMmf

mMmMfcr RR

RRv

−−

=*

. (12.7)

Relaţiile de forma (12.4) şi (12.5) sunt valabile şi pentru estimarea altorcaracteristici fizico − mecanice ale materialelor compozite, cum ar fi: coeficientulde difuzie D, coeficientul de conductibilitate termică λ sau coeficientul contracţieitransversale (Poisson) µ.

B. Dacă un material compozit alcătuit dintr-o matrice (M) în care suntînglobate fibre (f) dispuse paralel este solicitat la tracţiune monoaxială de o forţăFc normală la fibre, care produce deformarea elastică a compozitului şicomponentelor sale, aşa cum se arată în schema prezentată în figura 12.6,comportarea sa poate fi descrisă astfel:


272

• tensiunile normale (pe direcţia de aplicare a forţei Fc) generate desolicitarea mecanică în matrice σM, în fibre σf şi în compozit σC sunt egale: σM = σf = σC, (12.8)această condiţie (numită condiţia de izotensiune) fiind respectată datoritălegăturilor intime existente între matrice şi fibrele compozitului;

Fig. 12.5. Diagrama dependenţei dintre rezistenţa la tracţiune monoaxială în lungul fibrelor aunui compozit şi mărimea fracţiei volumice a fibrelor

• orice element de volum din materialul compozit se deformează elastic pedirecţia tensiunilor σC, alungirea ∆LC produsă pe această direcţie obţinându-seprin sumarea alungirii matricei ∆LM şi alungirii fibrelor ∆Lf: ∆LC = ∆LM + ∆Lf; (12.9)deoarece lungimea iniţială a elementului de volum a fost LC = LM + Lf, porţiuneaocupată de fibre fiind Lf = LCvf, iar porţiunea ocupată de materialul matricei –LM = LC(1 − vf), deformaţia specifică corespunzătoare acestui element este

C

CC L

L∆=ε , iar deformaţiile specifice (pe aceeaşi direcţie) ale celor două materiale

(M şi f) ce compun elementul de volum sunt: )1( fC

M

M

MM VL

LLL

−∆=∆=ε şi

fC

f

f

fM VL

LLL ∆

=∆

=ε şi relaţia (12.9) se transformă într-o relaţie de aceiaşi formă cu

(12.4) şi (12.5): εC = εM(1 − vf) + εfvf; (12.10)

• deoarece deformaţiile produse compozitului de solicitarea mecanică suntde natură elastică, rămân valabile relaţiile (12.2) şi, ţinând seama de îndeplinirea


273

condiţiei de izotensiune (12.8), relaţia (12.10) devine: fffMC VEVEE 111 )1( −−− +−= . (12.11)

Pentru condiţiile de solicitare considerate, relaţia (12.11) permiteestimarea modulului de elasticitate longitudinală al unui material compozit,cunoscând valorile moduleleor de elasticitate longitudinală ale materialelorcomponente M şi f.

Fig. 12.6. Schema comportării la tracţiunemonoaxială pe direcţia normală la fibre a unui

material compozit cu fibre dispuse paralelFig. 12.7. Schema comportării unui agregat

compozit la tracţiune monoaxialăRelaţiile de forma (12.11) sunt valabile şi pentru estimarea altor

caracteristici fizico − mecanice al materialelor compozite pe direcţia normală lafibre, cum ar fi coeficientul de difuzie D sau coeficientul de conductibilitate termicăλ; pentru alte caracteristici, cum sunt, de exemplu, rezistivitatea electrică ρ (inversulconductibilităţii electrice) se pot utiliza relaţii de tipul (12.10).

C. Dacă un material de tip agregat compozit este solicitat la tracţiunemonoaxială de o forţă Fc, care produce deformarea elastică a compozitului şicomponentelor sale, aşa cum se arată în schema prezentată în figura 12.7,comportarea sa este dificil de descris. Cercetările întreprinse până în prezent auevidenţiat însă că astfel de materiale au caracteristicile elastice intermediare celorcorespunzătoare compozitelor cu fibre (cu aceleaşi materiale M şi f) careîndeplinesc condiţiile de izodeformaţie şi de izotensiune; ca urmare, se poatepresupune că modulul de elasticitate lungitudinală al agregatelor compozite estedat de relaţii de forma: f

nff

nm

nC VEVEE +−= )1( , (12.12)

exponentul n aparţinând mulţimii n ∈ [−1,1] \0.Valoarea exponentului n depinde de caracteristicile materialelor M şi f

care alcătuiesc compozitul; astfel:• dacă n = −1, relaţia (12.12) devine (12.11) şi agregatul compozit se


274

comportă ca un material compozit (cu fibre) care îndeplineşte condiţia deizotensiune; un astfel de agregat compozit poate fi alcătuit dintr-o matrice cu EMfoarte scăzut (de exemplu, din cauciuc) în care sunt înglobate particule sferice cuEf foarte ridicat (de exemplu, din oţel);

• dacă n = 1, relaţia (12.12) devine (12.5) şi agregatul compozit secomportă ca un material compozit (cu fibre) care îndeplineşte condiţiile deizodeformaţie; un astfel de agregat compozit poate fi alcătuit dintr-o matrice cuEM foarte ridicat (de exemplu, din oţel) în care sunt înglobate particule sferice cuEf foarte scăzut (de exemplu, din cauciuc);

• agregatele compozite industriale având EM scăzut şi Ef ridicat aucomportarea elestică descrisă de (12.12) cu n ∈ (−1;0), iar agregatele compozitecu EM ridicat şi Ef scăzut au comportarea elastică descrisă de (12.12) cu n ∈ (0;1).

Ca şi în cazul celorlalte tipuri de materiale compozite, relaţiile de forma(12.12) sunt valabile nu numai pentru estimarea caracteristicilor elastice aleagregatelor compozite, ci şi pentru alte caracteristici fizico-mecanice (coeficientulde difuzie D, coeficientul de conductibilitate termică λ, coeficientul contracţieitransversale µ etc.)

12.3. Lemnul – material compozit natural

Lemnul este unul din materialele compozite naturale cu fibre folosite pescară largă în aplicaţiile tehnice, în multe ţări (de exemplu, SUA sau Rusia)cantitatea de lemn utilizată anual pentru diverse construcţii industriale sau civile şiîn alte aplicaţii (din industria mobilei, industria chimică, agricultură etc.) depăşindsuma cantităţilor de oţel şi beton întrebuinţate în aplicaţiiile tehnice din toateramurile economiei lor naţionale.

Sursa din care se obţine acest material este în mod obişnuit trunchiularborilor; ca urmare, pentru studierea structurii lemnului se procedează lasecţionarea trunchiului arborilor, aşa cum se arată în figura 12.8, aspectulsecţiunilor transversală (secţiunea făcută cu un plan perpendicular pe axalongitudinală a trunchiului), radială (secţiunea făcută cu un plan care conţine axatrunchiului) şi tangenţială (secţiunea făcută cu un plan paralel cu axa trunchiului şinormal unei raze a acestuia) obţinute, sugerând eterogenitatea structurală şianizotropia acestui material.

Secţiunea transversală făcută prin trunchiul unui arbore evidenţiază (lascară macroscopică), aşa cum se poate observa în figura 12.9, următoarele zonestructurale ale acestuia:

• zona exterioară a trunchiului reprezintă scoarţa (coaja), care are o parteexterioară, numită ritidom (partea moartă, cu aspect crăpat, brăzdat sau desprins în


275

solzi, în fâşii sau în placi) şi o parte interioară, numită liber (partea vie, care sedezvoltă anual şi este alcătuită din vase, fibre liberiene şi ţesuturi de parenchim);

• zona interioară a trunchiului reprezintă lemnul, care are o parteexterioară, numită alburn (de culoare deschisă, prin care se face circulaţiaascendentă a sevei brute), o parte centrală, numită măduvă (formată din ţesuturide parenchim rare, afânate şi rezistente, care se distinge uşor la tulpinile tinere şieste mult diminuată la tulpinile arborilor maturi) şi o parte intermediară, numităduramen (format din ţesuturi moarte, şi care are, la cele mai multe specii dearbori, culoarea mai închisă decât alburnul);

• zona intermediară, situată între coajă şi lemn formată dintr-un singur stratde celule care determină creşterea în grosime a trunchiului reprezintă cambiul;celulele care alcătuiesc acest ţesut au propietatea de a se multiplica în mod continuuîn timpul perioadei de vegetaţie a arborelui şi de a da naştere anual (spre interior)ţesuturilor care formează lemnul şi (spre exterior) ţesuturilor care formează liberul;straturile lemnoase care se formează anual datorită activităţii cambiului şi caredetermină creşterea în grosime a lemnului sunt numite inele anuale şi pot fiobservate clar în secţiunea transversală, permiţând stabilirea vârstei arborelui.

Fig. 12.8. Schema secţionării trunchiuluiarborilor pentru studierea structurii lemnului

Fig. 12.9. Zonele structurale ale trunchiuluiunui arbore

Structura la scară microscopică (constituţia anatomică) a lemnului are,aşa cum se observă în figura 12.10, următoarele elemente:

• vasele lemnoase sunt şiruri de celule alungite, golite de conţinutul lorcelular, cu pereţii lignificaţi, care alcătuiesc ţesutul conductor al sevei brute;


276

vasele lemnoase sunt de două feluri:− traheele (vasele perfecte sau vasele propriu-zise), la care pereţii

transversali (care despart celulele componente ale vaselor) au dispărut completsau parţial, astfel că circulaţia sevei prin acestea se face ca prin nişte tuburi;

− traheidele (vasele imperfecte), la care pereţii transversali se păstreazăintacţi sau ciuruiţi, pe pereţii lor laterali existând multiple punctuaţii (mici porţiunicirculare nelignificate şi permeabile care permit comunicarea cu ţesuturile sauvasele vecine;

• fibrele lemnoase sunt şiruri de celule moarte, alungite, cu pereţii groşi,lignificaţi şi cu spaţiul interior (golit de conţinutul celular) foarte îngust, strânslegate între ele (fără spaţii inter celulare); fibrele lemnoase sunt elementele debază ale ţesutului mecanic (de rezistenţă) al lemnului, ele constituind 40...70 %din masa lemnului;

• razele medulare sunt şiruri de celule de parenchim aşezate radial;• canalele rezinifere sunt canale căptuşite cu celule secretoare de răşină,

care apar în structura masei lemnoase a unor specii de arbori (molid, pin etc.).

Fig. 12.10. Structura la scară microscopică (constituţia anatomică) a lemnuluiDatorită acestei constituţii anatomice, lemnul poate fi privit ca un material

compozit având în structură fibrele lemnoase alcătuite din celuloză şi o matrice(liant) alcătuită din hemiceluloză (celuloză cu grad relativ redus de polimerizaren < 200 ) şi lignină (polimer cu reţea de fenol − propan). Elementele chimice carecompun matricea şi fibrele acestui material sunt: carbonul (49...50 %), oxigenul(44...45 %) şi hidrogenul (5...6 %).


277

La stabilirea proprietăţilor de utilizare ale lemnului trebuie avute în vedereurmătoarele aspecte:

• lemnul, având structura unui material compozit cu fibre dispuse paralel,prezintă o mare anizotropie a proprietăţilor fizico-mecanice;

• proprietăţile fizico-mecanice ale lemnului (şi produselor confecţionate dinlemn) sunt influenţate sunstanţial de umiditatea acestuia.Principalele proprietăţi fizico-mecanice ale lemnului şi caracteristicile care

se folosesc pentru exprimarea cantitativă a acestora se definesc în moduri similareşi se determină prin încercări asemănătoare celor utilizate în cazul materialelormetalice (v. cap.3).

A. Densitatea lemnului se defineşte în trei moduri distincte: densitatealemnului verde ρu este masa unităţii de volum de lemn verde (cu umiditateamaximă), densitatea absolută ρ0 este masa unităţii de volum de lemn anhidru(uscat artificial la 105 oC), iar densitatea convenţională ρc este raportul dintremasa de lemn anhidru şi volumul de lemn verde (cu fibrele saturate de umiditate)din care aceasta sa obţinut prin uscarea artificială a lemnului la 105 oC.

B. Elasticitatea, plasticitatea şi rezistenţa la rupere a lemnului sedefinesc la fel ca în cazul materialelor metalice (v. scap. 3.2 şi 3.3). Pentrudeterminarea caracteristicilor care pot exprima cantitativ aceste proprietăţi(modulul de elasticitate E, rezistenţa la rupere Rm, alungirea procentuală dupărupere A etc.) se folosesc (ca încercări de referinţă) încercarea la tracţiune şiîncercarea la compresiune; ţinând seama de anizotropia proprietăţilor lemnului,aceste încercări se efectuează prin solicitarea monoaxială (la întindere sau lacompresiune), în lungul fibrelor sau perpendicular pe direcţia fibrelor, a unorepruvete prelucrate din lemn, standardele care regelmentează modul de efectuare aîncercărilor fiind: STAS 336 şi STAS 6291 (pentru încercarea la tracţiune),STAS 86 şi STAS 1348 (pentru încercarea la compresiune).

În figurile 12.11 şi 12.12 sunt prezentate (pentru exemplificare) curbelecaracteristice convenţionale la tracţiune şi compresiune pe direcţia fibrelor pentrulemnul de fag, iar în figurile 12.13 şi 12.14 sunt redate aspectele specifice ale ruperiilemnului la astfel de solicitări.

Influenţele prezenţei concentratorilor de tensiuni mecanice asupracomportării la rupere a lemnului (la tracţiune pe direcţia fibrelor) sunt sugerate deimaginile prezentate în figura 12.15.

Trebuie precizat că împărţirea tradiţională a diverselor specii de lemn încategoriile: lemn de esenţă moale şi lemn de esenţă tare foloseşte rezistenţamecanică numai ca un criteriu secundar, criteriul principal care stă la baza acesteicalsificări fiind natura sezonieră a arborilor din care provine lemnul, lemnul deesenţă moale (având, în general, rezistenţă mecanică relativ scăzută) proveninddin arborii alor căror frunze rămân verzi tot timpul anului (brad, pin etc.), iar


278

lemnul de esenţă tare (având, în general, rezistenţă mecanică ridicată) fiind obţinutdin arborii ale căror frunze se schimbă anual (stejar, fag etc.).

C. Comportarea la rupere a lemnului se poate caracteriza cu ajutorulîncercării la încovoiere statică (reglementată de STAS 337/2) al cărei rezultateste rezistenţa al rupere la încovoiere statică normală pe fibre Rmis sau (ca şi încazul materialelor metalice, v.scap.3.7) cu ajutorul încercării de încovoiere prinşoc cu ciocanul pendul (reglementată de STAS 338), al cărei rezultat este (deobicei) rezilienţa (indicele de rezilienţă) KCV în J/cm2 sau (uneori) rezistenţa larupere la încovoiere dinamică normală pe fibre Rmid, în N/mm2. Aspectelespecifice ale ruperii la încovoiere (statică sau dinamică) a lemnului sunt sugeratede imaginile prezentate în figura 12.16.

Fig. 12.11. Curbe caracteristice convenţionalela tracţiune pe direcţia fibrelor pentru

lemnul de fag

Fig. 12.12. Curbe caracteristice convenţionalela compresiune pe direcţia fibrelor pentru

lemnul de fag

Fig. 12.13. Aspectul ruperilor lemnului latracţiune pe direcţia fibrelor

Fig. 12.14. Aspectul ruperilor lemnului lacompresiune pe direcţia fibrelor


279

Fig. 12.15. Comportarea la rupere a lemnului în prezenţa concentratorilor de tensiuni:a − de tipul crestăturilor laterale; b − de tipul orificiilor

Fig. 12.16. Aspectul ruperilor lemnului la încovoiere normală pe fibre:a − în cazul solicitării la încovoiere statică; b − în cazul solicitării la încovoiere dinamică

D. Duritatea lemnului se determină folosind mai multe metode:• Metoda Brinell (reglementată de STAS 2417/2) utilizează ca penetrator

o sferă (bilă) din oţel; pentru determinarea durităţii prin această metodă se apasăpenetratorul sferic cu diametrul D, un timp τd (τd = 10 ... 25 s), cu o forţă F, pe un


280

eşantion (probă, epruvetă, piesă) din lemnul care se analizează, iar după încetareaacţiunii forţei, se îndepărtează penetratorul şi se măsoară diametrul d al urmeilăsate de acesta pe lemn (v. fig. 3.24). Duritatea Brinell (simbolizată HB) este ocaracteristică mecanică definită (convenţional) ca fiind raportul dintre forţa F,exprimată în kgf (1 kgf = 9,80665 N) şi aria suprafeţei urmei lăsate de acesta pelemnul analizat Sp, calculată cu relaţia (3.17) şi exprimată în mm2.

• Metoda Janka (reglementată de STAS 2417/1) utilizează ca penetratoro sferă (bilă) din oţel cu diametrul D = 11,28 mm (având aria secţiuniiecuatoriale Se = 100 mm2 = 1 cm2); pentru determinarea durităţii prin aceastămetodă se apasă penetratorul sferic, cu o forţă crescătoare, pe un eşantion(probă, epruvetă, piesă) din lemnul care se analizează şi se stabileşte intensitateaforţei F (în kgf) care produce pătrunderea penetratorului în lemn pe o adâncime

2Dh = . Duritatea Janca (simbolizată HJ) este o caracteristică mecanică definită

(convenţional) prin relaţia HJ = F.E. Comportarea la solicitări variabile a lemnului se poate analiza

construind (ca şi în cazul materialelor metalice, v. scap.3.9) curba de durabilitate laobseală (curba Wöhler). Aspectul acestei curbe (v. fig. 12.17) arată că în cazullemnului (la fel ca la unele materiale metalice) se poate defini caracteristica numitărezistenţă la oboseală RO; acestă caracteristică se modifică în funcţie de temperatura şiumiditatea lemnului aşa cum sugerează diagramele prezentate în figura 12.18.

Fig. 12.17. Curba de durabilitate la oboseală(Wöhler) a lemnului de molid

Fig.12. 18. Modificarea rezistenţei la obosealăa lemnului de brad în funcţie de:a − temperatură ; b − umiditate


281

Caracteristicile fizico-mecanice anterior definite permit clasificareaspeciilor de lemn în categoriile precizate în tabelul 12.1.

Tabelul 12.1. Clasificarea lemnului în funcţie de caracteristicile fizico − mecanice

Caracteristica Categoriile de lemn Valorilecaracteristicii

Exemple de speciide lemn

Lemn foarte uşor ρu < 400 Balsa, salcie albăLemn uşor ρu = 400…500 Mahon, pinLemn moderat de greu ρu = 500…650 MesteacănLemn greu ρu = 650…800 Carpen, fagLemn foarte greu ρu = 800…1000 Măslin

Densitateaρu,

kg/m3

Lemn extrem de greu ρu > 1000 GuaiacLemn foarte moale HJ < 350 Brad, balsa, pinLemn moale HJ = 350…500 MesteacănLemn mijlociu HJ = 500…650 Ulm de câmpLemn foarte dur HJ = 650…1000 Carpen, fag

DuritateaHJ *

Lemn extrem de dur HJ > 1000 GuaiacLemn cu rezistenţă foarte slabă Rmc < 30 BalsaLemn cu rezistenţă slabă Rmc = 30…45 MahonLemn cu rezistenţă bună Rmc = 45…60 Brad, mesteacănLemn cu rezistenţă mare Rmc = 60…80 Fag, nuc

Rezistenţa lacompresiune

paralelă cu fibreleRmc

*,N/mm2

Lemn cu rezistenţă foarte mare Rmc > 80 GuaiacLemn cu rezistenţă foarte slabă Rmt < 75 Plop tremurătorLemn cu rezistenţă slabă Rmt = 75…90 Brad, ulmLemn cu rezistenţă bună Rmt = 90…125 Nuc, pinLemn cu rezistenţă mare Rmt = 125…150 Mesteacăn, fag

Rezistenţa latracţiune paralelă

cu fibreleRmt

*,N/mm2

Lemn cu rezistenţă foarte mare Rmt > 150 CarpenLemn cu rezistenţă foarte slabă Rmis < 65 Plop albLemn cu rezistenţă slabă Rmis = 65…85 BradLemn cu rezistenţă bună Rmis = 85…110 PinLemn cu rezistenţă mare Rmis = 110…140 Carpen, fag

Rezistenţa laîncovoiere staticănormală pe fibre

Rmis *,

N/mm2Lemn cu rezistenţă foarte mare Rmis > 140 Mesteacăn, nucLemn cu rezilienţă foarte slabă KCV < 3,0 BalsaLemn cu rezilienţă slabă KCV = 3,0…4,5 Brad, pinLemn cu rezilienţă bună KCV = 4,5…6,0 MahonLemn cu rezilienţă mare KCV = 6,0…9,0 Mesteacăn

RezilienţaKCV *,

J/cm2

Lemn cu rezilienţă foarte mare KCV > 9,0 Fag, nuc* caracteristicile se determină pe lemnul cu umiditatea de 12 %Lemnul brut se prelucrează sub formă de semifabricate destinate

utilizării în diverse aplicaţii tehnice (construcţii civile sau industriale, mobilier,ambalaje etc.). Principalele categorii de semifabricate realizate din lemn brut


282

sunt buştenii şi cheresteaua de diverese sortimente: grinzi, dulapi, scânduri,şipci, rigle; aceste sortimente se pot supune unor tratamente termice, chimicesau termochimice (de tipul celor prezentate în tabelul 12.2), în scopul obţineriiunor caracteristici de utilizare convenabile.

Din lemn brut, buşteni, cherestea şi/sau aşchii de lemn se realizează şi alte tipuride semifabricate, care, datorită structurii şi proprietăţilor pe care le prezintă, aparţin, deasemenea, clasei materialelor compozite: principalele tipuri de astfel de semifabricatesunt: furnirul (semifabricat plan, cu grosimea de 0,5…3,0 mm, care se obţine prinderulare centrică sau tăiere plană din buşteni sau cherestea), placajul (semifabricatstratificat din furnire tehnice), lemnul stratificat, panelul (semifabricat alcătuit dintr-unmiez de şipci şi feţe din furnir cu fibrele perpendiculare pe direcţia fibrelor miezului),plăcile celulare (semifabricate de tip panou, alcătuite dintr-o ramă de lemn şi un miez dinlamele sau hârtie, acoperite pe ambele feţe cu placaj), plăcile din aşchii de lemn – PAL,realizate în diverse sortimente: plăci de interior presate perpendicular pe feţe (obţinute dinaşchii de lemn încleiate cu răşină ureoformaldehidică şi presate perpendicular pe feţe),plăci de interior presate perpendicular pe feţe – PAL.AI (obţinute din aşchii de lemnîncleiate cu răşină ureoformaldehidică şi care au înglobate substanţe de protecţie contraciupercilor, insectelor xilofage şi focului), plăci de exterior presate perpendicular pe feţe –PAL.CON (obţinute din aşchii de lemn încleiate cu răşină fenolică, încleierea fiindrezistentă la fiereberea în apă, la atacul ciupercilor şi insectelor xilofage), plăcimelaminate din aşchii de lemn – PAL.M (plăci din aşchii de lemn acoperite pe ambelefeţe, prin presare la cald, cu unul sau mai multe pelicule de răşină sintetică, peliculele desuprafaţă fiind din răsină melaminică), plăci emailate din aşchii de lemn PAL.SET (plăcidin aşchii de lemn înobilate pe ambele feţe cu masă de şpaclu, grunduri, imprimări,emailuri şi lacuri, destinate fabricării mobilierului sau utilizării în lucrările interioare deconstrucţii), plăci extrudate din aşchii de lemn – PAL.Ex (obţinute din aşchii de lemnpresate la cald prin extrudare şi placate pe ambele feţe cu furnir tehnic) etc. şi plăcile dinfibre de lemn – PFL, realizate în diverse sortimente: plăci cu densitate medie – PFL.DM(PFL cu densitatea ρ = 500...800 kg/m3, destinate fabricării mobilierului sau utilizării înlucrările interioare de construcţii), plăci dure – PFL.D (obţinute prin împâslirea şipresarea fibrelor de lemn, cu sau fără adaosuri de lianţi, având densitatea ρ > 800 kg/m3),plăci stratificate din PFL.D (plăci cu grosimea s > 12 mm, obţinute prin lipirea maimultor straturi de PFL.D), plăci decorative (plăci din PFL.D având aplicat pe una din feţeun strat subţire de pastă mecanică albă sau colorată în diverse nuanţe), plăci emailate(plăci din PFL.D, finisate prin acoperirea uneia din feţe cu o peliculă de email sau lac pebază de răşini sintetice uscată la cald), plăci melaminate (plăci din PFL.D finisateaplicând, prin presare la cald, pe una sau ambele feţe, folie de hârtie impregnată cu răşinămelaminică), plăci fonoabsorbante (obţinute prin perforarea sau înţeparea suprafeţelorunor PFL moi şi poroase şi destinate utilizării la finisajele interioare şi tratamentelefonoabsorbanete ale construcţiilor) etc.

Tabelul 12.2. Principalele date privind tratamentele aplicate semifabricatelor din lemnDenumirea

tratamentului Scopurile aplicării tratamentului Principalele date privind regimultratamentului

ABURIREA

• Înlăturarea diferenţelor de culoare între alburn şi duramen, prin aburireobţinându-se o nuanţă uniformă roşie – cărămizie, asemănătoare lemnului de mahon.

• Distrugerea agenţilor biologici existenţi în lemn (ciuperci şi insectexilofage) si blocarea fenomenelor de încingere şi răscoacere.

• Reducerea tensiunilor reziduale din lemn şi evitarea defectelor cauzatede acestea (deformaţii, crăpături etc.).

• Reducerea contragerii şi umflării specifice prin modificarea punctului desaturaţie în apă al fibrelor.

• Reducerea umidităţii lemnului cu 20…30 % în primele ore după aburire,ca urmare a evaporării mai intense a apei din lemnul încălzit.

• Creşterea caracteristicilor de rezistenţă mecanică

Se folosesc camere speciale deaburire şi se parcurg trei etape:

• încălzirea camerei la99…100 oC în 4…12 ore;

• încălzirea completă alemnului la 99…100 oC în 8…18ore;

• aburirea propriuzisă, la99…100 oC, timp de 24 ore.

USCAREA ÎN AER

• Micşorarea umidităţii prin menţinerea îndelungată a lemnului în depozitede uscare (cu lungimea de 50…100 m şi lăţimea de 30…50 m).

Cheresteaua cu grosimea sub 25mm se menţine 22…60 zile, iarcheresteaua cu grosime mare(75…80 mm) se menţine 70…250zile

USCAREA ÎNINSTALAŢII

INDUSTRIALE

• Micşorarea umidităţii prin menţinerea lemnului în instalaţii de tip tunelcu aer cald şi umed.

Uscarea la 70…100 oC, cu viteza decirculaţie a aerului 3…6,5 m/s.

USCAREA ÎN VID

• Micşorarea umidităţii prin menţinerea lemnului în instslaţii speciale detratare în vid.

Uscarea se realizează printr-osuccesiune alternantă de perioadede încălzire la presiuneatmosferică, cu peioade demenţinere în vid

PREZERVAREALEMNULUI

• Conservarea buştenilor împotriva răscoacerii şi crăpării în timpul veriiprin imersare sau stropire cu apă.

• Antiseptizarea lemnului înainte de uscare (cu paste antiseptice aplicateupeficial).

• Protecţia cherestelei împotriva crăpării, prin tratarea capetelor cu aracetprodus pe bază de poliacetat de vinil) sau folosind elemente mecanice de protecţie.

−


284

12.4. Materialele compozite durificate cu fibre

Compozitele durificate cu fibre (având structura alcătuită dintr-o matrice(M) în care sunt înglobate fibre (f) cu rezistenţă mecanică ridicată, orientateunidirecţional) reprezintă clasa de materiale compozite cu cele mai mariperspective de dezvoltare şi de utilizare în aplicaţiile tehnice. Pentru a justificaaceastă afirmaţie este necesar să se cunoască mai în detaliu aspectele principaleale mecanismului durificării cu fibre a materialelor, unele din acestea fiindprezentate în scap. 12.2 – cazul A:

• Comportarea solidară a componentelor la solicitarea mecanică latracţiune în lungul fibrelor a unui astfel de compozit este determinată de legăturileinterfaciale puternice create între M şi f la elaborarea materialului;

• Rezistenţa mecanică ridicată a unui astfel de compozit se obţine dacă fracţiavolumică a fibrelor înglobate în material este suficient de mare, astfel că oriceporţiune din materialul matricei se află integral într-o zonă de acţiune a unei fibre.

Datorită comportării solidare a ansamblului M – f, la solicitarea latracţiune în lungul fibrelor a materialului compozit se generează tensiunimecanice atât în f, cât şi în M; matricea (care, aşa cum arată schema din fig. 12.3,are tendinţa de a se deforma mai mult) induce în fibre tensiuni de întindere σf, iarprin reacţiune se dezvoltă în matrice (pe direcţia paralelă cu fibrele) tensiuni deforfecare τM, care sunt maxime în vecinătatea interfeţei M – f (unde matricea esteconstrânsă să respecte condiţia de izodeformaţie) şi se micşorează în intensitate pemăsură ce creşte distanţa faţă de fibre (datorită diminuării constrângerilor impusematerialului matricei).

Dacă se utilizează schema din figura 12.19 şi se scrie condiţia de echilibrua fibrelor (cu diametrul df şi lungimea Lf), rezultă:

Mfff Ld

dτπσ

π=

4

2

⇒ Mf

f dL τσ 4= ; (12.13)

relaţia finală (12.13) permite următoarele interpretări:• tensiunile σf preluate de fibrele unui material compozit pot fi cu atât mai

mari, cu cât raportul fd

L , numit raport de formă al fibrelor, este mai mare şi cu

cât tensiunile de forfecare τm ce pot fi preluate de matrice au intensităţi mairidicate;

• lungimea minimă a fibrelor compozitului, care permite preluarea de cătreacestea a unor tensiuni cu intensitatea σf, numită lungime critică a fibrelor Lc,


285

este dată de relaţia:

rM

ffdcL

τ

σ

41= , (12.14)

τrM fiind rezistenţa la rupere la forfecare a materialului ce constituie matriceacompozitului;

Fig.12.19. Schema solicitării mecanice a M şi f la în cazul compozitelordurificate cu fibre

• cu cât raportul LLc , numit raport de transfer al sarcinilor, este mai mic,

cu atât materialul compozit are o comportare mai eficientă în ceea ce priveşteconlucrarea între M şi f şi poate prelua solicitări mecanice de intensitate mai ridicată.

Aspectele prezentate mai înainte au condus la ideea realizării materialelorcompozite durificate cu fibre discontinui ultrarezistente, de genul unor filamente

(cu df = 1...30 µm şi fd

L > 100) monocristaline cvasiperfecte (fără defecte ale

structurii cristaline de tipul dislocaţiilor – v. scap. 1.5.2 ), numite trihite sau fibrewhiskers; principalele caracteristici fizico – mecanice ale unor astfel de fibre suntredate în tabelul 12.3.

Pentru compozitele durificate cu fibre discontinui, relaţia (12.6), carepermite estimarea rezistenţei lor mecanice se modifică astfel:

fc

mffmMmC vLLRvRR )1()1( −+−= . (12.15)

Comportarea la solicitări mecanice a compozitelor durificate cu fibreprezintă şi următoarele particularităţi:

• Rezistenţa lor mecanică este influenţată în măsură importantă de preciziaorientării fibrelor pe direcţia aplicării solicitărilor mecanice; dacă unghiul dintredirecţia orientării fibrelor şi direcţia de aplicare a solicitărilor mecanice aremăsura θ, rezistenţa la rupere a materialului compozit este:

)sin

;sincos

;cos

min( 2

*

2, θθθτ

θθmMrMmC

mCRR

R = (12.16)


286

şi se poate deduce că, dacă măsura unghiului θ depăşeşte o valoare critică θcr, datăde relaţia:

),(mC

rMcr R

arctgτθ = (12.17)

rezistenţa mecanică a materialului compozit se diminuează considerabil.Realizarea semifabricatelor şi pieselor din materiale compozite durificate cu fibrecu respectarea condiţiei θ < θcr, complică de cele mai multe ori tehnologiile defabricare şi măreşte considerabil costurile unor astfel de produse.

Având în vedere această particularitate, rezultă că estimareacaracteristicilor mecanice ale materialelor compozite durificate cu fibre cuajutorul relaţiilor (12.5), (12.6) sau (12.15) poate fi de multe ori imprecisă,impunând determinarea experimentală a acestor caracteristici prin încercărimecanice pe epruvete prelevate din aceste materiale; de exemplu, pentrumaterialele compozite cu fibre de sticlă şi matrice din materiale plastice serecomandă determinarea caracteristicilor mecanice prin încercarea la tracţiuneefectuată conform SR EN ISO 527 şi STAS 11268 sau prin încercarea laîncovoiere efectuată conform SR EN 63 şi SR EN ISO 14125.

Tabelul 12.3. Caracteristicile fizico−mecanice ale principalelor tipuri de trihiteutilizate la realizarea materialelor compozite

Materialultrihitelor

Temperatura detopire sau deînmuiere tsf,

oC

Densitatea ρf,kg/m3


longitudinală Ef,kN/mm2

Rezistenţa latracţiune Rmf,

N/mm2

TRIHITE CERAMICEAl2O3 - alumină 2040 3960 425,61 20600BeO 2570 2850 343,23 13050B4C 2450 2520 480.53 14000SiC 2690 3180 480,53 20500Si3N4 1900 3180 377,56 13700C - grafit 3650 2500 700,19 19500

TRIHITE METALICECr 1857 7190 240,26 8800Cu 1083 8930 123,56 2900Fe 1538 7870 199,07 13050Ni 1453 8910 212,80 3850

• Temperatura la care sunt solicitate compozitele durificate cu fibreafectează în mod diferit caracteristicile mecanice ale componentelor lorstructurale. În mod obişnuit, compozitele destinate realizării pieselor solicitate latemperaturi ridicate au structura alcătuită dintr-o matrice, care, atunci când este


287

încălzită, îşi menţine rezistenţa la oxidare, dar îşi micşorează considerabilrezistenţa mecanică şi fibre din material refractar, la care diminuarea rezistenţeimecanice odată cu creşterea temperaturii este neînsemnată, iar caracteristicile decomportare la fluaj ( rezistenţa tehnică de durată T

rR τ/ şi limita tehnică defluaj TR τε / − v.scap.3.8) au valori ridicate; în acest fel, diferenţele dintrecaracteristicile de rezistenţă mecanică ale materialelor componente alecompozitului solicitat la temperaturi ridicate sunt considerabile şi efectul dedurificare produs de fibre este foarte important (mult mai mare decât cel produs încazul solicitării compozitului la temperatura ambiantă). Câteva dintre cele maiutilizate tipuri de fibre refractare pentru realizarea compozitelor destinateaplicaţiilor care presupun temperaturi ridicate de lucru (de exemplu, turbinele cugaze şi alte componente pentru aeronautică) sunt prezentate în tabelul 12.4.

Tabelul 12.4. Caracteristicile mecanice ale celor mai utilizate fibre refractare

Caracteristicilemecanice la ta

Rezistenţa tehnică de durată(fluaj) T

rR 100000/ ,N/mm2 la temperatura T:Materialul fibrelor df,

mm Rmf,N/mm2

Af,% 1000 oC 1100 oC 1200 oC

W – 1%ThO2 0,20 2400 3,0 - 510 3600,20 2250 0,5 - 470 310W – 5%Re 1,25 1140 0,8 830 590 -0,20 2100 1,9 - 270 140Mo−0,5%Ti−0,15%Zr 1,00 1600 2,1 600 420 -

Mo−1,25%Ti−0,15%Zr 1,00 1700 1,3 - 440 -

• Comportarea la rupere a compozitelor durificate cu fibre estedeterminată de caracteristicile de rezistentă mecanică şi tenacitate alecomponentelor M şi f care le alcătuiesc structura şi de conlucrarea favorabilă aacestora, datorită legăturilor interfaciale puternice create între M şi f la elaborareaacestor materiale. Caracteristicile de rezistenţă mecanică şi plasticitate alecomponentelor M şi f sunt în mod obişnuit complementare, M fiind un material curezistenţă mecanică scăzută, dar foarte plastic (ductil), iar f – un material curezistenţă mecanică foarte ridicată, dar cu tendinţă accentuată către comportareafragilă la rupere; această afirmaţie este validată de datele prezentate întabelul 12.5, privind caracteristicile mecanice ale principalelor tipuri de materialecompozite durificate cu fibre folosite în tehnică. Riscul producerii intempestive afenomenului de rupere a unui astfel de compozit supus solicitărilor mecanice (înlungul fibrelor) este minim, datorită următoarelor argumente:

− fisurile se iniţiază de obicei în fibre, care prezintă fragilitate accentuată,dar acest proces nu determină degradarea inadmisibilă a compozitului, deoarecesolicitările se redistribuie pe fibrele nefisurate şi sunt preluate parţial de acele


288

fragmente ale fibrelor fisurate (sparte) care prezintă o lungime superioară lungimiicritice;

− propagarea fisurilor iniţiate în fibre este blocată (frânată) de matriceacompozitului, care, datorită capacităţii substanţiale de deformare plastică înaintede rupere, disipează prin deformare plastică cea mai mare parte a energieidisponibile pentru extinderea fisurilor şi crează la vârful fisurilor enclave plasticece micşorează drastic efectul de concentrare a tensiunilor mecanice produs deprezenţa fisurilor.

Tabelul 12. 5. Date privind caracteristicile principalelor compozite durificate cu fibreComponentele materialului

Matricea Fibrele

Fracţiavolumică afibrelor vf

Rezistenţa latracţiune RmC,

N/mm2

Rezistenţa mecanică

specifică KR =g

RmC

ρ,

kmRăşină epoxidică Sticlă 0,73 1640 77,2Răşină epoxidică Whiskers Al2O3 0,14 780 48,8Răşină epoxidică Carbon 0,67 1200 76,9Răşină epoxidică Kevlar 0,82 1520 112,0Răşină epoxidică Filamente B 0,70 2100 −Aluminiu SiO2 0,47 890 37,5Aluminiu Al2O3 0,35 1110 35,5Aluminiu Oţel 0,25 1190 30,2Aluminiu Filamente B 0,10 300 11,3Aluminiu Whiskers B4C 0,10 200 7,6Nichel Filamente B 0,08 2640 36,7Nichel Filamente W 0,40 1110 8,6Nichel Whiskers Al2O3 0,19 1170 15,0Fier Whiskers Al2O3 0,36 1630 2,6Aliaj Ni-Cr Al2O3 0,09 1750 21,7Aliaj Ni-Cr Filamente W 0,22 500 4,6Argint Oţel 0,44 450 5,0Argint Al2O3 0,24 1590 18,0Titan Filamente W 0,20 660 11,0Cupru Filamente W 0,77 1750 10,0Tantal Filamente Ta2C 0,29 1060 7,0Cobalt Filamente W 0,30 730 6,0Cobalt Filamente Mo 0,17 360 4,0Oţel inoxidabil Filamente W 0,18 400 4,0

Aşa cum a rezultat din cele prezentate anterior, structura şi proprietăţilecompozitelor durificate cu fibre sunt influenţate esenţial de natura şi intensitatealegăturilor interfaciale produse între componentele M şi f ale acestor materiale;deoarece aceste legături se crează la elaborarea compozitelor, particularităţilemetodelor şi procedeelor tehnologice de fabricare sunt factori foarte importanţi deinfluenţă ai calităţii unor astfel de materiale. În mod obişnuit materialele


289

compozite durificate cu fibre se realizează prin metode şi procedee tehnologiceindirecte (fibrele şi matricea se fabrică independent şi se supun apoi agregării subformă de material compozit), cum ar fi:

− simpla lipire; fibrele se aliniază şi se dispun în straturi alternante cumatricea, după care se supun unui proces de agregare prin lipire (realizat în modobişnuit prin încălzirea şi întărirea prin polimerizare a matricei), această metodăfiind utilizată frecvent pentru realizarea compozitelor cu fibre de sticlă sau decarbon şi matricea din răşini sintetice

− infiltrarea; fibrele se aliniază în direcţia de armare dorită, materialulmatricei este adus în stare topită, se infiltrează între fibre (sub vid sau subpresiunea unui gaz inert) şi prin solidificare determină formarea compozitului,această metodă permiţând fabricarea materialelor compozite cu matrice metalicăşi trihite ceramice (de exemplu, compozitele cu trihite de safir în matrice deargint); o variantă a acestei metode o reprezintă depunerea pe fibrele aliniate îndirecţia de armare dorită a materialului matricei, topit sub formă de picături finecu ajutorul unui jet de plasmă;

− depunerea electrolitică a matricei în jurul fibrelor; fibrele se aliniazăîn direcţia de armare dorită, după care se depune electrolitic între ele materialulmatricei,care se poate supune ulterior şi unor operaţii de prelucrare prin deformareplastică la cald pentru mărirea fracţiei volumice a fibrelor în materialul compozit,cu această tehnologie fiind realizate (la temperaturi apropiate de ta), de exemplu,compozitele cu fibre de carbon şi matrice de nichel (la care metoda infiltrării nudă rezultate bune, deoarece nichelul topit atacă şi deteriorează fibrele de carbon) şicompozitele cu fibre de oţel şi matrice de nichel, având structurile prezentate înfigura 12.20;

Fig.12.20. Microstructura compozitelor cu matrice de nichel durificată cu:a − fibre de carbon; b − fibre de oţel

− depunerea chimică a matricei în jurul fibrelor; fibrele se aliniază îndirecţia de armare dorită, iar matricea se depune pe fibre prin cementarea acestoraîn băi de săruri sau în mediu gazos, prin această metodă fiind realizate, de


290

exemplu, compozitele cu trihite de oxid de aluminiu şi matrice de titan şicompozitele cu fibre de carbură de siliciu şi matrice de molibden;

− încorporarea fibrelor prin deformarea plastică a matricei; un pachetrealizat din straturi alternante de fibre şi matrice (sub formă de folie), avândstructura celui prezentat în figura 12.21, se supune deformării plastice la cald (prinlaminare, tragere sau extrudare) pentru obţinerea materialului compozit, aceastătehnologie permiţând obţinerea compozitelor cu fibre de bor şi matrice dealuminiu şi a celor cu fibre de wolfram şi matrice de oţel inoxidabil.

Pentru obţinerea unor materiale compozite durificate cu fibre se utilizeazăîn prezent şi metode şi procedee tehnologice directe (fibrele şi matricea serealizează împreună şi sunt supuse unor prelucrări menite să asigure realizareacompozitului cu caracteristicile de utilizare dorite), cum ar fi:

Fig.12.21. Structura semifabricatului utilizatpentru obţinrea prin deformare plastică acompozitului cu fibre de W şi matrice din

oţel inoxidabil

Fig. 12.22. Structura compozitului cu fibrede W şi matrice de soluţie solidă Ni(W)

obţinut prin solidificarea dirijată a aliajuluieutectic Ni − W

− solidificarea unidirecţională a eutecticelor; fazele din structura unoraliaje eutectice reprezintă materialele componente ale compozitului, iar faza careare rolul fibrelor durificatoare capătă dispunerea şi orientarea necesare prinsolidificarea dirijată unidirecţional a aliajelor turnate în forme, această tehnologiefiind utilizată, de exemplu, pentru realizarea compozitelor cu fibre de wolfram şimatrice de soluţie solidă Ni(W), având structura prezentată în figura 12.22, acompozitelor cu fibre de compus Al3Ni şi matrice de aluminiu, a compozitelor cufibre de carbură de tantal şi matrice de soluţie solidă Co(Ta,C) şi a celor cu fibrede compus Nb8Fe7Cr2 şi matrice de soluţie solidă Fe(Cr,Nb); metoda asigurălegături interfaciale foarte puternice între matricea şi fibrele materialuluicompozit, dar prezintă dezavantajul că fracţia volumică a fibrelor nu se poateregla, fiind impusă de raportul cantitativ al fazelor componente ale structuriialiajelor eutectice;


291

− formarea fibrelor prin deformarea plastică a aliajelor bifazice;materialele bifazice, având în structură o fază f cu modul de elasticitate ridicat şirezistenţă mecanică la cald mare şi o fază M cu plasticitate ridicată şi rezistenţămare la oxidare la temperaturi înalte, se supun prelucrării prin deformare plasticăla rece, iar tendinţa naturală de formare a structurii fibroase (de alungire agrăunţilor cristalini în direcţia deformării) determină distribuirea fazei f subformă de fibre în faza M ce capătă rolul de matrice; această tehnologie permiteobţinerea unor materiale compozite cu foarte bune proprietăţi de refractaritate ( deexemplu, prin deformarea plastică la rece, cu un grad de deformare GD ≅ 90 %, aagragatului compozit obţinut prin infiltrarea în pulbere de wolfram a aliajuluilichid Ni−Cr rezultă un compozit cu fibre aliniate care are rezistenţa la rupere, lat = 870 oC, t

mCR = 430...450 N/mm2 (în timp ce matricea din aliaj Ni − Cr aretmCR = 48...50 N/mm2).

Toate aspectele anterior prezentate conduc la concluzia că utilizareamaterialelor compozite durificate cu fibre trebuie extinsă în viitor; singurulargument care (în prezent) limitează folosirea acestor materiale în diverse aplicaţiitehnice îl constituie costul lor de elaborare ridicat.

Cuvinte cheie

agregare prin lipire, 289alburn, 275cambiu, 275canal rezinifer, 276compozit durificat cu fibre, 284densitate lemn

absolută, convenţională, 277depunere chimică, 289depunere electrolitică, 289duramen, 275duritate Janca, 280enclavă plastică, 288fibră lemnoasă, 276fracţie volumică, 270furnir, 282hemiceluloză, 276încorporare, 290inel anual, 275infiltrare, 289izodeformaţie, 270izotensiune, 272

liber, 275lignină, 276lungime critică a fibrelor, 284matrice, 269panel, 282plăci celulare, 282plăci din aşchii de lemn – PAL, 282plăci din fibre de lemn – PFL, 282procedee tehnologice directe, 290procedee tehnologice indirecte, 289raport de formă al fibrelor, 284raport de transfer al sarcinilor, 285rază medulară, 276ritidom, 274solidificare unidirecţională, 290trahee, 276traheidă, 276trihite (fibre whiskers), 285vas lemnos, 275zona de acţiune a fibrei, 271


292

Bibliografie

1. Shakelford J. Introduction to Materials Science for Engineers, MacmillanPublishing Commpany, New York, 1988

2. Gâdea S., Petrescu M., Metalurgie fizică şi studiul metalelor, vol. II,Editura Didactică şi Pedagogică, Bucureşti, 1981

3. Van Vlack L., Elements of Materials Science and Engineering, Addison –Wesley Publishing Company, Massachusetts, 1985

4. Pavel A., Surse şi riscuri de avarie în petrol − petrochimie – chimie, vol. I,Universitatea din Ploieşti, Ploieşti, 1993

5. * * * Hütte – Manualul inginerului. Fundamente. Traducere din limbagermană după ediţia a 29 – a, Editura Tehnică, Bucureşti, 1995

6. Broutman L.J., Composite materials. Fracture and fatigue, AcademicPress, New York, 1994

7. Suciu P. Lemnul – structură, proprietăţi, tehnologie, Editura Ceres,Bucureşti, 1985


T.12.1. Care din următoarele materiale aparţin categoriei agregatelorcompozite: a) betonul; b) oţelul carbon hipoeutectoid; c) cermetul cu particule deAl2O3 înglobate într-o matrice de fier; d) lemnul?

T.12.2. Care din următoarele materiale aparţin categoriei compozitelorstratificate: a) fonta emailată; b) panelul; c) placajul; d) polistirenul expandat?

T.12.3. Care din următoarele materiale aparţin categoriei compozitelor cufibre: a) cimentul; b) betonul armat; c) fonta albă hipoeutectică; d) compozitul cufilamente de carbură de bor orientate unidirecţional într-o matrice de aluminiu?

T.12.4. Care din următorii factori influenţează proprietăţile materialelorcompozite: a) proprietătile materialelor componente; b) concentraţiile (masice sauvolumice) ale materialelor componente; c) structura şi proprietăţile zonelor delegătură (interfaciale) dintre materialele componente; d) distribuţia materialelorcomponente în structura compozitului?

T.12.5. Care dintre următoarele afirmaţii sunt adevărate în cazul unuicompozit cu fibre orientate unidirecţional, solicitat la tracţiune în lungul fibrelor:a) este respectată condiţia de izodeformaţie; b) este respectată condiţia deizotensiune; c) efectul durificator al fibrelor se manifestă numai dacă fracţia

Capitolul 12 Structurile şi proprietăţile materialeor compozite

293

volumică a fibrelor depăşeşte o valoare critică; d) efectul durificator al fibrelor semanifestă numai dacă fracţia volumică a fibrelor este mai mică decât o valoarecritică?

T.12.6. Care dintre următoarele afirmaţii sunt adevărate în cazul unuicompozit cu fibre orientate unidirecţional, solicitat la tracţiune pe o direcţienormală la fibre: a) este respectată condiţia de izodeformaţie; b) este respectatăcondiţia de izotensiune; c) fracţia volumică a fibrelor nu influenţează comportareala tracţiune a materialului compozit; d) tensiunile generate în fibre, în matrice şi înmaterialul compozit de solicitarea la tracţiune sunt egale?

T.12.7. Care dintre următoarele afirmaţii privind structura la scarămacroscopică a trunchiului unui arbore sunt adevărate: a) zona exterioară atrunchiului este denumită coajă sau scoarţă; b) partea exteriaoră a scoarţei estedenumită alburn; c) partea interioară a scoarţei este denumită liber; d) liberul estepartea interioară a scoarţei, care se dezvoltă anual şi este alcătuită din vase, fibreliberiene şi ţesuturi de parenchim?

T.12.8. Care dintre următoarele afirmaţii privind structura la scarămacroscopică a trunchiului unui arbore sunt adevărate: a) zona interioară atrunchiului este denumită lemn; b) partea exterioară a lemnului este denumităalburn; c) partea centrală a lemnului este denumită duramen; d) duramenul estepartea lemnului situată între alburn şi măduvă?

T.12.9. Care dintre următoarele elemente aparţin constituţiei anatomice(structurii la scară microscopică) a lemnului: a) traheele; b) fibrele lemnoase;c) razele medulare; d) canalele rezinifere?

T.12.10. Care element din constituţia anatomică a lemnului este alcătuitdin şiruri de celule moarte, alungite, cu pereţii lignificaţi şi cu spaţiul interior(golit de conţinutul celular) foarte îngust, strâns legate între ele: a) traheele;b) fibrele lemnoase; c) razele medulare; d) canalele rezinifere?

T.12.11. Care dintre următoarele elemente chimice intră în alcătuireafibrelor lemnoase (celulozice) şi matricei din hemiceluloză şi lignină, caredefinesc structura de material compozit a lemnului: a) magneziul; b) carbonul;c) oxigenul; d) hidrogenul?

T.12.12. Care dintre următoarele definiţii privind densitatea lemnului suntcorecte: a) densitatea lemnului verde reprezintă masa unităţii de volum a lemnuluisaturat în apă; b) densitatea absolută a lemnului reprezintă masa unităţii de voluma lemnului uscat artificial la 105 oC; c) densitatea convenţională este raportuldintre masa de lemn verde şi volumul de lemn anhidru care se obţine din aceasta;d) densitatea convenţională este raportul dintre masa de lemn anhidru şi volumulde lemn verde din care aceasta s-a obţinut?

T.12.13. Care din următoarele afirmaţii privind caracteristicile mecaniceale lemnului sunt adevărate: a) pentru lemn şi produsele din lemn se poate defini


294

(ca şi la unele materiale metalice) o caracteristică mecanică numită rezistenţă laoboseală; b) duritatea Brinell a lemnului se defineşte la fel ca în cazul materialelormetalice; c) prezenţa concenratorilor de tensiuni de tipul crestăturilor marginalesau orificiilor nu influenţează comportarea la rupere a lemnului; d) caracteristicilemecanice ale lemnului nu depind de direcţia pe care sunt măsurate, lemnul fiindun material compozit izotrop?

T.12.14. Care dintre următoarele semifabricate realizate din lemn se potconsidera materiale compozite stratificate: a) grinzile; b) panelul; c) plăcilemelaminate din aşchii de lemn; d) plăci extrudate din aşchii de lemn?

T.12.15. Care dintre următorii factori influenţează caracteristicilemecanice ale compozitelor durificate cu fibre: a) lungimea fibrelor; b) raportul deformă al fibrelor; c) măsura unghiului dintre direcţia orientării fibrelor şi direcţiade aplicare a solicitărilor mecanice; d) fracţia volumică a fibrelor?

T.12.16. Care dintre următoarele afirmaţii privind comportarea la solicitărimecanice a compozitelor durificate cu fibre sunt adevărate: a) comportareasolidară a componentelor la solicitarea mecanică la tracţiune în lungul fibrelor aunui astfel de compozit este determinată de legăturile interfaciale puternice createîntre M şi f la elaborarea materialului; b) rezistenţa mecanică a unui astfel decompozit este ridicată, dacă fracţia volumică a fibrelor înglobate în material estesuficient de mare, astfel că orice porţiune din materialul matricei se află integralîntr-o zonă de acţiune a unei fibre; c) cu cât raportul de transfer al sarcinilor estemai mic, cu atât materialul compozit are o comportare mai eficientă în ceea cepriveşte conlucrarea între M şi f şi poate prelua solicitări mecanice de intensitatemai ridicată; d) rezistenţa mecanică a unui astfel de compozit este ridicată, dacăfracţia volumică a fibrelor înglobate în material este suficient de mică şi o partedin materialul matricei se află în afara zonelor de acţiune ale fibrelor?

T.12.17. Care dintre următoarele afirmaţii privind elaborarea materialelorcompozite durificate cu fibre sunt adevărate: a) la elaborarea prin infiltrare, fibrelese aliniază în direcţia de armare dorită, materialul matricei este adus în staretopită, se infiltrează între fibre (sub vid sau sub presiunea unui gaz inert) şi prinsolidificare determină formarea compozitului; b) la elaborarea prin depunereachimică a matricei în jurul fibrelor, fibrele se aliniază în direcţia de armare dorită,iar matricea se depune pe fibre prin cementarea acestora în băi de săruri sau înmediu gazos; c) la elaborarea prin încorporarea fibrelor prin deformarea plastică amatricei, un pachet realizat din straturi alternante de fibre şi matrice (sub formă defolie) se supune deformării plastice la cald prin laminare, tragere sau extrudare;d) la elaborarea prin solidificarea unidirecţională a eutecticelor, fazele dinstructura unui aliaj eutectic reprezintă materialele componente ale compozitului,iar faza care are rolul fibrelor durificatoare capătă dispunerea şi orientareanecesare prin solidificarea dirijată unidirecţional a aliajului turnat?


295

Aplicaţii

A.12.1. Un material compozit cu fibre de sticlă înglobate într-o matrice derăşină epoxidică are fracţia volumică a fibrelor vf = 0,70. Ştiind că fibrele desticlă au densitatea ρf = 2540 kg/m3, iar matricea din răşină epoxidică aredensitatea ρM = 1210 kg/m3, să se determine concentraţia masică a fibrelor înmaterialul compozit %fm şi densitatea compozitului ρC.

RezolvareConsiderând că materialul compozit are volumul VC, iar volumele fibrelor

şi matricei sunt Vf , VM, se obţin relaţiile: Vf = VCvf , VM = VC(1 – vf) şiVC = Vf + VM . Masele corespunzătoare volumelor Vf , VM şi VC sunt Mf = VCvfρf,MM = VC(1 – vf)ρM şi MC = Mf + MM, iar densitatea compozitului este dată de orelaţie de forma (12.5): ρC = ρM(1 – vf) + ρfvf; pentru datele precizate în enunţulaplicaţiei se obţine: ρC = 1210(1 – 0,70) + 2540⋅0,70 = 2141 kg/m3.

Concentraţia volumică a fibrelor în materialul compozit este %fV = 100vf,iar concentraţia masică a acestora este dată de relaţia (stabilită utilizând

raţionamentul prezentat la rezolvarea aplicaţiei A.2.4): ρ

ρ ffm vf 100% = ; pentru

datele precizate în enunţul aplicaţiei se obţine: 214125407,0100% ⋅=mf ≅ 83 %.

A.12.2. Un material compozit cu fibre continui de sticlă înglobate înmatrice de răşină epoxidică se consideră ca material de referinţă la proiectareaunui nou material compozit (cu aceleaşi componente). Ştiind că matricea areEM = 6900 N/mm2 şi *

mMR = 69 N/mm2, fibrele au Ef = 72500 N/mm2 şiRmf = 3400 N/mm2, iar materialul de referinţă supus încercării la tracţiune înlungul fibrelor are modulul de elasticitate /

CE = 46260 N/mm2 şi rezistenţa larupere /

mCR = 2050 N/mm2, să se stabilească ce valoare trebuie să aibă fracţiavolumica a fibrelor în noul material, pentru ca acesta să prezinte (pe direcţia deorientare a fibrelor) modulul de elasticitate EC ≥ 50000 N/mm2 şi rezistenţa larupere RmC ≥ 2200 N/mm2.

RezolvarePentru compozitul de referinţă se pot scrie relaţiile (12.5) şi (12.6) din care

rezultă valoarea fracţiei volumice a fibrelor în acest material vf şi mărimea

rezistenţei conventionale a matricei RmM: 6,0690072500690046260

// ==

−−

=−−

Mf

MCf EE

EEv ;


296

2N/mm256,01

6,0340020501 /

//

==−−

=−

⋅−

f

fmfmCmM v

vR

RR. Deoarece pentru noul compozit

sunt, de asemenea, valabile relaţiile (12.5) şi (12.6), se poate determina valoareafracţiei volumice a fibrelor în acest material vf pentru respectarea condiţiilorimpuse în enunţul aplicaţiei, astfel:. Cu datele precizate în enunţul aplicaţiei seobţine: vf ≥ max(0,66; 0,64) Vf ≥ 0,66. De exemplu, adoptând vf = 0,70, rezultăEC = 52820 N/mm2 > 50000 N/mm2 şi Rmc = 2387,5 N/mm2 > 2200 N/mm2.

ObservaţieAtât pentru materialul compozit de referinţă, cât şi pentru noul material

proiectat, fracţiile volumice ale fibrelor depăşesc valaorea critică dată de relaţia

(12.7): mMmf

mMmMfcr RR

RRv

−−

=*

= 013,0253400

2569 =−

− ; ca urmare, efectul de durificare

datorită înglobării fibrelor în matrice este asigurat la ambele materiale.A.12.3. Un compozit cu fibre continui, este realizat înglobând fibre dintr-un

material cu Ef = 80000 N/mm2 într-un material matrice cu EM = 8000 N/mm2. Să seanalizeze cum se modifică, în funcţie de fracţia volumică a fibrelor vf, valorilemodulului de elasticitate al compozitului EC pe direcţia fibrelor şi pe direcţianormală la fibre.

RezolvareFolosind relaţiile (12.5) şi (12.11) în condiţiile precizate în enunţul

aplicaţiei se pot trasa graficele EC = f(vf) prezentate în figura 12.23. Analizândaceste grafice, rezultă că modulul de elasticitate al compozitului pe direcţia deorientare a fibrelor creşte liniar odată cu vf, în timp ce efectul de creştere odată cuvf a modulului de elasticitate al compozitului pe direcţia normală la fibre semanifestă pregnant numai la valori ridicate ale vf .

Fig. 12.23. Diagramele de variaţie, în funcţie de fracţia volumică a fibelor, amodulului de elasticitate determinat în lungul fibrelor şi pe direcţia normală la fibre

la un compozit cu fibre de sticlă si matrice de răşină epoxidică


297

A12.4. Să se determine valoarea exponentului n din relaţia (12.12) pentruun agregat compozit alcătuit dintr-o matrice de cobalt în care sunt înglobateparticule dure de carbură de wolfram, cunoscând că modulul de elasticitate almatricei este EM = 207000 N/mm2, modulul de elasticitate al particulelor esteEf = 705000 N/mm2, iar modulul de elasticitate al materialului cu vf = 0,5 esteEC = 382000 N/mm2.

RezolvareÎnlocuind datele din enunţul aplicaţiei în relaţia (12.12), se obtine ecuaţia

exponenţială (transcendentă), cu necunoscuta n: nnn 7052073822 +=⋅ .Aceastăecuaţie se poate rezolva pe cale numerică, considerând diverse valori alenecunoscutei n∈ [−1;1]\0, calculând (pentru fiecare valoare a exponentului n)

nA 3822 ⋅= şi nnB 705207 += şi declarând ca soluţie valoarea n pentru care seobţine A = B. Rezultatele utilizării aceastei proceduri de rezolvare sunt diagrafiateîn figura 12.24, iar soluţia care se obţine astfel este n → 0 (aceeaşi soluţierezultând şi prin utilizarea programului de rezolvare numerică a ecuaţiilor alprodusului informatic MathCad).

Fig. 12. 24. Determinarea exponentului n dinrelaţia (12.12) pentru un agregat compozit cuparticule de WC înglobate în matrice de Co

Fig.12.25. Diagrama de variaţie, în funcţiede vf, a modulului de elasticitate al

agregatului compozit cu particule de WCşi matrice de Co

ObservaţieÎn cazul agregatului compozit analizat, exponentul n din relaţia (12.12)

tinde către valoarea zero şi, ca urmare, în această situaţie se poate considera că


298

modulul de elasticitate al materialului este definit, pe baza relaţiei (12.12), astfel:

ff vf

vM

nf

nff

nM

nC EEvEvEE −

→=+−= 1

1

0])1([lim (12.18)

Datele din enunţul aplicaţie satisfac această egalitate, care se poate considera înlocul relaţiei (12.12) pentru estimarea modulului de elasticitate al agregatelorcompozite la care n → 0.

Aşa cum s-a precizat în scap. 12.2, caracteristicile agregatelor compozitecu structura alcătuită din particulele unui material f distribuite într-o matricedintr-un material M sunt intermediare celor care se pot determina în lungulfibrelor şi pe direcţia normală la fibre la compozitele cu fibre din material fînglobate în matricea M. Respectarea acestei reguli de către agregatul compozitcu particule de carbură de wolfram înglobate într-o matrice de cobalt este ilustratăîn figura 12.25, în care: curba CLF redă variaţia în funcţie de vf a modulului deelasticitate determinat în lungul fibrelor la compozitul cu fibre de carbură dewolfram înglobate într-o matrice de cobalt, expresia analitică a funcţieicorespunzătoare acestei curbe fiind (12.5); curba CNF redă variaţia în funcţie de vfa modulului de elasticitate determinat pe direcţia normală la fibre la compozitul cufibre de carbură de wolfram înglobate într-o matrice de cobalt, expresia analitică afuncţiei corespunzătoare acestei curbe fiind (12.11); curba AC redă variaţia înfuncţie de vf a modulului de elasticitate al agregatului compozit (cvasiizotrop) cuparticule de carbură de wolfram uniform distribuite într-o matrice de cobalt,expresia analitică a funcţiei corespunzătoare acestei curbe fiind (12.18).

A.12.5. Să se determine valoarea modulului de elasticitate EC al unuiagregat compozit alcătuit dintr-o matrice M în care sunt distribuite uniformparticule dintr-un material f, fracţia volumică a particulelor fiind vf = 0,7. Secunoaşte că modulul de elasticitate al materialului M este EM = 70000 N/mm2,modulul de elasticitate al materialului f este Ef = 220000 N/mm2, iar modulul deelasticitate al agregatului compozit (cu aceleaşi componente) având vf = 0,4 esteEC = 100000 N/mm2.

RezolvareProcedând ca la rezolvarea aplicaţiei A.12.4, se determină valoarea

exponentului n din relaţia (12.12), care modelează analitic variaţia modulului deeasticitate al agregatului compozit; ecuaţia exponenţială care trebuie rezolvatăeste: 100n = 0,6⋅70n + 0,4⋅220n, iar soluţia (nebanală) care rezultă prin rezolvareanumerică a acesteia este, aşa cum se observă în figura 12.26, n = − 0,6945.

Folosind relaţia (12.12) (cu n = − 0,6945), se poate determina modulul deelasticitate al agregatului compozit cu vf = 0,7; rezultă

6945,01

6945,06945,0 ]2200007,0700003,0[−

−− ⋅+⋅=CE = 140625 N/mm2, iar variaţia EC,


299

în funcţie de vf, pentru agregatele compozite cu componentele M şi f precizate înenunţul aplicaţiei este redată în figura 12.27, în care notaţiile au semnificaţiisimilare celor precizate la rezolvarea aplicaţiei A.12.4.

A.12.6. O bară de tracţiune cu diametrul D = 25 mm este realizată dintr-unmaterial compozit durificat cu fibre discontinui de sticlă, orientate pe direcţia axeilongitudinale a barei şi având diametrul df = 0,05 mm şi lungimea L = 50 mm.Fracţia volumică a fibrelor materialului compozit este vf = 0,7, componentelematerialului fiind caracterizate astfel: fibrele de sticlă au Rmf = 3000 N/mm2, iarmatricea din răşină epoxidică are RmM = 25 N/mm2 şi τrM = 40 N/mm2. Să sestabilească dacă bara de tracţiune rezistă la solicitarea dată de o forţă cuintensitatea F = 7,5⋅105 N.

RezolvareSolicitarea la tracţiune cu forţa F = 7,5⋅105 N produce tensiuni normale (în

lungul fibrelor) cu intensitatea 152842

5

2 25

105,74 === ⋅⋅

ππσ

DF N/mm2.

Fig. 12. 26. Determinarea exponentului n dinrelaţia (12.12) pentru agregatul compozit

considerat în aplicaţia A.12.5

Fig.12.27. Diagrama de variaţie, în funcţie devf, a modulului de elasticitate al agregatului

compozit considerat în aplicaţia A.12.5 Rezistenţa la rupere a materialului compozit se poate determina cu relaţia

(12.15), considerând valoarea lungimii critice a fibrelor Lc dată de relaţia (12.14).

Procedând astfel, se obţine: 40

300041

41 05,0==

rM

mffC

RdL

τ = 0,94 mm << L


300

(materialul are o comportare eficientă în ceea ce priveşte conlucrarea între M şi f,

raportul de transfer al sarcinilor fiind foarte redus, L

LC ≅ 0,02), iar

7,0)02,01(3000)7,01(25)1()1( −+−=−+−= fC

mffmMmC vL

LRvRR ≅ 2065 N/mm2.

Deoarece σ < RmC, bara rezistă la solicitarea la tracţiune cu forţaF = 7,5⋅105 N.

A.12.7. O bară de tracţiune cu diametrul D = 15 mm este realizată dintr-unmaterial compozit cu fibre continui, orientate pe direcţia axei longitudinale abarei, fracţia volumică a fibrelor fiind vf = 0,73. Ştiind că matricea compozituluiare RmM = 30 N/mm2, *

mMR = 80 N/mm2 şi τrM = 40 N/mm2, iar fibrele auRmf = 2500 N/mm2, să se estimeze intensitatea forţei de tracţiune F la care seproduce ruperea barei în următoarele circumstanţe: a) fibrele materialului suntperfect paralele cu axa longitudinală a barei; b) unghiul dintre axa longitudinală abarei şi direcţia orientării fibrelor este θ = 5 o.

RezolvareRuperea barei se produce când tensiunile normale generate de solicitarea la

tracţiune cu forţa F au intensitatea mCRDF == 2

4π

σ şi, ca urmare, forţa de

tracţiune monoaxială care produce ruperea barei are intensitatea dată de relaţia:

mCRDF4

2π= .

a) Dacă fibrele materialului compozit din care este confecţionată bara suntperfect paralele cu axa longitudinală a barei ( pe direcţia căreia se aplică forţa F),rezistenţa la rupere a compozitului RmC este dată de relaţia (12.6), rezultând:

RmC = 30(1 − 0,73) + 2500⋅0,73 ≅ 1833 N/mm2 şi 18334152π=F ≅ 3,24⋅105 N;

b) Dacă fibrele materialului compozit din care este realizată bara suntorientate sub un unghi θ = 5 o faţa de direcţia axei longitudinale a barei, rezistenţala rupere a compozitului este dată de relaţia (12.16), rezultând:

)5sin

;5sin5cos

;5cos

min( o2ooo2,80401833=θmCR = min(1847;461;10532) = 461 N/mm2

şi 4614152π=F ≅ 8,1⋅104 N. Diminuarea considerabilă a rezistenţei mecanice a

barei în acest caz este datorată faptului că măsura unghiului θ este mai mare decât

valoarea critică dată de relaţia (12.17): 1833

40arctgcr =θ = 1o15’.

Capitolul 13 Structurile şi proprietăţile materialelor realizate prin agregare de pulberi

301

Capitolul 13

STRUCTURILE ŞI PROPRIETĂŢILEMATERIALELOR REALIZATE PRIN

AGREGARE DE PULBERI

13.1. Introducere

În tehnica actuală se utilizează, cu perspective mari de extindere în viitor,tehnologiile de realizare a semifabricatelor şi pieselor pentru diverse aplicaţii dinpulberi metalice, uneori amestecate şi cu pulberi nemetalice. Studiul şi aplicareaindustrială a proceselor, metodelor şi procedeelor tehnologice de obţinere apulberilor (preponderent metalice) şi de utilizare a lor pentru realizarea deproduse cu diverse destinaţii fac obiectul unei ramuri a metalurgiei numitămetalurgia pulberilor .

Pulberile (metalice şi, uneori, nemetalice) utilizate în metalurgiapulberilor sunt materiale formate din granule (particule) de metale pure, aliajesau compuşi chimici (intermetalici, oxizi metalici, sulfuri etc.) cu dimensiunilecuprinse între 0,1 µm şi 1 mm. La fabricarea produselor prin metoda agregăriipulberilor, materiile prime sub formă de pulberi (de diverse sortimentecompoziţionale şi/sau granulometrice) sunt amestecate în proporţiile necesareproduselor care trebuie realizate, amestecul de pulberi este adus apoi la formadorită (corespunzătoare produselor), cu sau fără presare, iar comprimatele depulberi astfel obţinute se supun unui tratament termic, numit sinterizare, careconferă produselor compactitatea şi caracteristicile de utilizare dictate deaplicaţia căreia sunt destinate produsele.

Tehnologiile de realizare a produselor prin metoda agregării pulberilorsunt aplicate de obicei în două scopuri:

A. Realizarea de produse din materiale metalice care nu pot fi elaborate şiprelucrate primar prin tehnologiile clasice de topire – turnare:

• piese (filamente, plăcuţe pentru tuburi electronice, duze pentru ejectarea


302

gazelor fierbinţi electrozi nefuzibili pentru sudare etc.) din metale greu fuzibile(W, Mo, Ta, Nb etc.), care, având ts ridicate, se obţin greu în stare lichidă şi seimpurifică uşor, reacţionând puternic cu căptuşeala ceramică a agregatelor deelaborare – turnare;

• piese (plăcuţe şi scule pentru prelucrarea prin aşchiere a materialelormetalice) din materiale dure, de tipul unor agregate compozite, având structuraalcătuită din particule de carburi metalice dure (WC, TiC, Mo2C, TaC etc.)înglobate într-o matrice metalică tenace (Co, Ni etc.);

• piese poroase cu diverse destinaţii: cuzineţi poroşi autoungători dinbronzuri cu staniu sau din aliaje Fe – Cu, filtre metalice din bronzuri, oţeluriinoxidabile sau aliaje Monel, electrozi poroşi din nichel sau argint pentruechipamentele utilizate în electrochimie etc.;

• piese (scule aşchietoare, elemente de fricţiune, cuzineţi, contacte electrice,magneţi etc.) din materiale de tipul cermeturilor, având structura alcătuită dintr-ofază oxidică − ceramică (Al2O3, ZrO2 etc.) înglobată într-o matrice metalică (Fe, Cr,Ni, Co, Mo etc.), compozitelor cu metale şi nemetale (Cu – grafit, Fe – maseplastice, diamant – metale etc.) sau pseudoaliajelor (aliajele W – Ag, W – Cu,Mo – Ag, Mo – Cu etc., care, având componentele cu ts foarte diferite şi/sau cusolubilităţi foarte reduse în stare lichidă, se obţin foarte greu în stare topită).

B. Realizarea de produse cu dimensiuni mici şi forme complicate, dinmateriale care pot fi elaborate în stare topită, dar a căror fabricare prin turnare nueste eficientă, deoarece implică consumuri exagerate de materiale şi conduce laobţinerea de semifabricate cu precizia necorespunzătoare a formei şidimensiunilor, ce impune aplicarea unor operaţii tehnologice de finisarelaborioase şi costisitoare; în construcţia de maşini (automobile, echipamenteelectrocasnice, echipamente de calcul automat etc.) se folosesc pe scară largăastfel de piese sinterizate (roţi dinţate, came, tacheţi, garnituri, inele, pârghii,pistoane, segmenţi, magneţi etc.), realizate mai ales din pulberi feroase.

13.2. Obţinerea şi caracterizarea pulberilor

Pentru obţinerea pulberilor se utilizează două categorii de metodetehnologice: metodele mecanice şi metodele fizico – chimice.

Principalele metode mecanice folosite în practica industrială pentruobţinerea pulberilor sunt:

• Metoda măcinării; la aplicarea acestei metode, care este folosită înprezent pentru realizarea pulberilor de Mn, Cr, Fe, Sb, Co, Al, aliaje Fe – Al,Fe – Cr, Ni – Fe etc., cu mărimea particulelor între 20 µm şi 1 mm şi formapredominant lamelară, materia primă sub formă de material metalic turnat, burete de


303

minereu, precipitate obţinute prin electoliză, aşchii, sârme etc. este transformată înpulbere prin măcinare în mori cu bile sau în mori cu vârtej.

• Metoda pulverizării din fază lichidă; la folosirea acestei tehnologii,aplicată actual pentru realizarea pulberilor de Fe, Cu, Ni, Al, bronzuri, alame,oţeluri etc., cu mărimea particulelor între 20 µm şi 400 µm şi forma predominantsferoidală, materia primă sub formă de metal sau aliaj topit se scurge dintr-uncreuzet (printr-o duză calibrată), suferă impactul cu mai multe jeturi (de aer,vapori, apă etc.) şi este pulverizată în picături fine, care se transformă în particulede pulbere prin solidificarea într-o baie de răcire.

Principalele metode fizico – chimice de elaborare a puberilor metalice sunt:• Metoda reducerii oxizilor; la aplicarea acestei tehnologii, folosită în

prezent pentru obţinerea pulberilor de Fe, materia primă sub formă de minereuoxidic de fier sau arsură de fier, în stare măcinată este supusă acţiunii unui agentchimic (pulbere de cocs sau gaz metan), care, producând reducerea oxizilor, otransformă în pulbere de fier pur.

• Metoda electrolitică; la folosirea acestei metode, aplicată pentrurealizarea pulberilor de Fe, Co, Ni, Cr, Zn, Cd, Au, Pt, Ta, W, V, aliaje Fe – Ni,Fe – Mo, Fe – Cr, Ni – Mo, Fe – Ni – Mo etc., cu mărimea particulelor între0,1 µm şi 100 µm şi forma aciculară (dendritică), materia primă sub formă desoluţii apoase sau topituri de săruri metalice este descompusă prin electroliză,obţinându-se depozite catodice compacte − fragile, spongioase sau pulverulente,care se pot transforma uşor în pulberi prin măcinare.

• Metoda carbonil; la aplicarea acestei metode, utilizată în prezent pentruobţinerea pulberilor de Ni, Fe, Co, Cr, aliaje Fe – Ni, Ni – Co etc., cu mărimeaparticulelor între 0,1 µm şi 10 µm şi forma sferoidală, materia primă sub formăde aşchii ale metalului (Me) care trebuie adus în formă de pulbere este introdusăîntr-un cuptor tubular, este supusă acţiunii unui curent de oxid de carbon, setransformă (în anumite condiţii de temperatură şi presiune, specifice fiecăruimetal) în carbonil metalic Men(CO)m (condensat sub formă de lichid vâscos), iardescompunerea prin volatilizare a acestuia determină formarea oxidului decarbon (care se reutilizează în proces) şi pulberii metalului Me;

• Metoda precipitării din soluţii apoase; la utilizarea acestei metode,aplicată actual pentru fabricarea pulberilor de Ag, Ni, Cu, Sn, Au, Pt etc., materiaprimă sub formă de soluţie apoasă a sărurilor metalului (Me) care trebuie obţinutsub formă de pulbere este supusă unui agent chimic (pulbere de Zn, Fe, Cu, Aletc.) care produce precipitarea metalului (Me) sub formă de pulbere; metodapermite şi obţinerea pulberilor cu particule bimetalice, de exemplu, folosind camaterie primă soluţia de acetat de cupru, iar ca agent chimic pulberea fină de Pb,rezultă precipitate granulare de plumb acoperite cu cupru.


304

Pulberile metalice prezintă o serie de caracteristici fizico – chimice şitehnologice care influenţează esenţial calitatea produselor obţinute prin agregarea lor.

Principalele caracteristici fizice ale pulberilor metalice sunt:• forma particulelor; această caracteristică se apreciază pe baza raportului

dintre cele trei dimensiuni caracteristice ale particulelor, distingându-se din acestpunct de vedere, aşa cum se poate observa în figura 13.1, trei grupe de pulberi:pulberile cu particule fibroase (aciculare), pulberile cu particule lamelare(platiforme) şi pulberile cu particule echiaxiale (sferoidale, poliedrice ),

• calitatea suprafeţei particulelor; pulberile metalice uzuale au particulele cusuprafeţe neregulate şi rugoase, existând însă şi pulberi ale căror particule ausuprafeţe netede şi regulate;

• structura internă a particulelor; particulele pulberilor metalice uzuale austructura internă spongioasă (cu macropori deschişi), poroasă (cu macropori închişi)sau compactă (fără macroporozităţi);

Fig. 13.1. Principalele forme ale particulelor pulberilor utilizate în metalurgia pulberilor:a − particule aciculare; b − particule lamelare; c − particule sferoidale

• mărimea particulelor; pentru exprimarea acestei caracteristici se folosescdouă mărimi: diametrul echivalent al particulelor sau mărimea celui mai mic ochi desită prin care acestea pot trece; pulberile metalice uzuale au granulaţia eterogenă,mărimea particulelor acestora încadrându-se într-un domeniu mai mult sau mai puţinextins, compoziţia granulometrică a unei pulberi metalice putându-se exprima prinfracţiile granulometrice ale particulelor de diferite mărimi ce intră în alcătuireapulberii, definite, aşa cum se poate observa în figura 13.2, cu ajutorul histogramelorgranulometrice ale pulberii şi modelate analitic cu ajutorul unei funcţii de distribuţie agranulaţiei pulberii (de obicei, funcţia erorilor – v. aplicaţia A.6.5);

• suprafaţa specifică a particulelor; această caracteristică se exprimă deobicei prin mărimea suprafeţei totale a particulelor, inclusiv a macroporilor deschişiconţinuţi de acestea, raportată la masa sau volumul lor efectiv;

• volumul specific de umplere Vu; această caracteristică se defineşte ca fiindvolumul ocupat de unitatea de masă de pulbere vărsată liber (netasată) într-un vas de

măsurare, o caracteristică derivată a acesteia fiind densitatea de umplere ρu = uV1 ;


305

• compactitatea de umplere Cu; această caracteristică este definită ca fiindraportul procentual dintre volumul efectiv al particulelor pulberii Ve şi volumul de

umplere Vu, 100100e

u

u

eu V

VCρ

ρ== , ρe fiind densitatea materialului particulelor

pulberii; o caracteristică derivată este porozitatea de umplere Pu = 100 − Cu;• volumul specific de scuturare Vsc; această caracteristică reprezintă volumul

ocupat de unitatea de masă de pulbere după tasarea ei prin scuturare intensă, pentrupulberile metalice uzuale Vsc fiind cu 20...30 % mai mic decât Vu; cunoscând (pentruo pulbere metalică dată) Vsc şi Vu, se poate defini caracteristica numită grad de

îndesare (prin scuturare) u

scus V

VVI −

= .

Fig. 13.2. Definirea granulaţiei cu ajutorul histogramei granulometrice pentru pulberile cu:a − gamă largă de dimensiuni ale particulelor; b − gamă îngustă de dimensiuni ale particulelor

Principalele caracteristici chimice ale pulberilor metalice sunt conţinutul deimpurităţi (C, O, Si, S, P etc.) al particulelor şi rezistenţa la oxidare a particulelor,aceste caracteristici depinzând de natura materialului particulelor şi de metodafolosită pentru obţinerea pulberilor.

Principalele caracteristici tehnologice ale pulberilor metalice sunt:• fluiditatea; această caracteristică se defineşte ca fiind cantitatea (masa) de

pulbere ce se scurge în unitatea de timp prin orificiul calibrat al unei pâlnii şi estedependentă în special de calitatea suprafeţei particulelor şi de compoziţiagranulometrică a pulberilor, cunoaşterea ei fiind deosebit de importantă pentrureglarea corectă a dispozitivelor de dozare a pulberilor folosite la realizarea unuianumit produs;

• densitatea de presare ρpr şi compactitatea de presare Cpr; aceste caracteristiciexprimă presabilitatea pulberilor, ρpr reprezentând masa unităţii de volum a unei

pulberi supuse unei presiuni de compactizare p, iar Cpr fiind 100e

pprC

ρ

ρ= ;


306

• rezistenţa muchiilor; această caracteristică exprimă capacitatea unei pulberide a da prin presare un semifabricat suficient de rezistent, care să-şi păstreze forma şisă nu sufere pierderi masice în timpul manipulărilor la care este supus în procesul defabricare a produselor, denumirea ei fiind determinată de faptul că rezistenţamecanică a oricărui semifabricat obţinut prin presarea unei pulberi depinde înprincipal de comportarea zonelor sale cu sensibilitate maximă la degradare: muchiileascuţite şi pereţii foarte subţiri.

La obţinerea produselor prin agregare de pulberi trebuie să se ţină seama deurmătoarele particularităţi privind caracteristicile şi comportarea pulberilor:

• terminarea bruscă a structurii cristaline pe suprafeţele libere aleparticulelor pulberilor metalice face ca atomii aflaţi pe aceste suprafeţe, cuorbitalele electronice incomplete, să aibă o mobilitate accentuată şi o marecapacitate de a atrage electroni, iar suprafeţele să prezinte aspect rugos, datoritămultiplelor imperfecţiuni cristaline (de tipul vacanţelor, dislocaţiilor saudefectelor de împachetare) pe care le conţin; caracterul rugos al suprafeţelor libereşi starea de nesaturare electronică a atomilor de pe aceste suprafeţe determină oreactivitate accentuată a acestora, contribuind la intensificarea proceselor deadsorbţie, oxidare, corodare, difuzie etc., care definesc interacţiunea complexădintre particulele pulberilor şi dintre particule şi mediul (gazos sau lichid) cu careacestea vin în contact în cursul operaţiilor de realizare a produselor sinterizate;

• realizarea unei împachetări compacte a particulelor pulberilor (micşorareavalorilor caracteristicilor Vu, Vs şi Pu) depinde esenţial de fluiditatea pulberilor, careeste influenţată nu numai de forma particulelor pulberilor şi, aşa cum sugereazăschemele din figura 13.3, de compoziţia granulometrică a pulberilor, ci şi derugozitatea suprafeţelor particulelor care alcătuiesc pulberile (care poate determinamodificări esenţiale ale mobilităţii reciproce a particulelor pulberilor la vărsarea şi/saupresarea lor în matriţele utilizate la obţinerea produselor sinterizate);

Fig. 13.3. Compactitatea de umplere, în funcţie de compoziţia granulometrică, pentru pulberile:a − cu gamă largă de dimensiuni ale particulelor; b − cu gamă îngustă de dimensiuni ale particulelor


307

Fig.13.4. Schema micşorării compactităţii pulberilor la formareaaglomeratelor şi agregatelor de particule

• pe măsură ce dimensiunile particulelor pulberilor se micşorează, suprafaţalor specifică se măreşte, iar influenţele rugozităţii suprafeţelor libere ale particulelorşi reactivităţii acestor suprafeţe devin mai importante, determinând apariţia unorfenomene de frecare şi adeziune între particule, care conduc la formarea în masapulberilor a unor aglomerate (grupări de particule ferm legate între ele prin forţesuperficiale de adeziune) şi a unor agregate (grupări de aglomerate slab legate întreele şi uşor de dezintegrat prin acţiuni mecanice); formarea aglomeratelor şiagregatelor trebuie împedicată, deoarece, aşa cum se poate observa în figura 13.4,diminuează compactitatea de umplere, gradul de îndesare şi compactitatea depresare a pulberilor şi determină obţinerea de produse cu porozitate excesivă(inacceptabilă), soluţia tehnologică cea mai indicată în acest scop constând înutilizarea unor substanţe lubrifiante (depuse pe particulele pulberilor sau adăugatela dozarea şi amestecarea pulberilor în vederea realizării produselor sinterizate).

13.3. Transformările structurale la presarea şisinterizarea pulberilor

Procesele esenţiale ce trebuie realizate pentru obţinerea produselor prinmetoda agregării pulberilor constau în formarea legăturilor de consolidare aparticulelor pulberii sau amestecului de pulberi utilizate ca materie primă. Acesteprocese, se desfăşoară în mai multe etape, schematizate în figura 13.5:

• crearea legăturilor punctiforme între particule; aşa cum s-a arătatanterior, astfel de legături apar între particulele pulberilor metalice la simpla lorvărsare sau tasare în matriţele folosite la realizarea produselor şi sunt (în general)instabile, neputând asigura gradul de consolidare necesar pentru ca produsele să-şipăstreze configuraţia la extragerea din matriţe;

• creşterea legăturilor punctiforme şi formarea suprafeţelor de


308

contact (punţilor de legătură) între particule; aceste procese sunt declanşateprin presarea pulberilor în matriţe (care determină compactizarea pulberilor prinredistribuirea particulelor, deformarea plastică şi sudarea între ele a particulelor) şisunt finalizate, prin încălzirea pulberilor presate, în cursul tratamentului termic desinterizare, care determină creşterea mobilităţii atomilor particulelor pulberilor,mai ales a celor aflaţi pe suprafeţele libere ale acestora şi desfăşurarea intensă aunor procese de difuzie; în urma desfăşurării acestei etape, între particulelepulberilor supuse prelucrării se formează suprafeţe de contact (punţi de legătură),de tipul unor germeni cristalini, care au tendinţa de a se dezvolta independent subforma unor noi cristale şi de a declanşa astfel un proces general de recristalizare înmasa pulberilor;

• creşterea cristalelor noi, sferoidizarea şi diminuarea dimensiunilorporilor; prin creşterea germenilor formaţi în etapa anterioară, agregatele depulberi capătă o structură cristalină nouă, ale cărei cristale sunt dezvoltate între(peste) particulele pulberilor, asigurând consolidarea acestora şi micşorarea,sferoidizarea şi chiar dispariţia porilor.

Fig.13.5. Principalelor etape de formare a legăturilor de consolidarela realizarea produselor prin agregare de pulberi:

a − formarea legăturilor punctiforme; b − formarea suprafeţelor de contact;c − formarea şi creşterea cristalelor noi; d − diminuarea şi sferoidizarea porilor

Procesele descrise succint mai înainte, prin care amestecurileneconsolidate de pulberi se transformă în produse compacte şi rezistente, sedesfăşoară mai ales în cursul operaţiilor tehnologice de presare a pulberilor înmatriţe şi de sinterizare a comprimatelor obţinute prin presare. De obicei celedouă operaţii se realizează succesiv, dar există şi procedee tehnologice careprevăd executarea lor simultană (presarea la cald sau sinterizarea sub presiune).

La operaţia de presare, amestecul de pulberi este presat în cavitatea uneimatriţe (la presiuni p = 100...2000 MPa) şi se transformă într-un comprimat cuforma produsului ce urmează a fi realizat. Procesele care se desfăşoară în timpuloperaţiei de presare pot fi descrise astfel:

• la începutul presării se produce reorientarea particulelor, alunecarea lorreciprocă şi umplerea golurilor, care asigură amestecului de pulberi împachetarea


309

cea mai densă posibilă la dimensiunile şi forma pe care le prezintă particulelecomponente;

• odată cu creştera presiunii se produce deformarea elasto – plastică aparticulelor pulberii şi se crează condiţiile necesare sudării lor prin presiune;sudarea prin presiune a particulelor pulberii se realizează prin următorulmecanism:

− sub acţiunea presiunii exercitate asupra pulberii, care se constituie într-osursă de activare mecanică, se produce deformarea plastică locală a particulelor înzonele lor de contact reciproc, care determină dislocarea straturilor eterogene (ceconţin oxizi, molecule de aer adsorbit, molecule de apă şi grăsimi, particule depraf ionizate etc.) şi aplatizarea micronereguarităţilor din aceste zone; ca urmare adesfăşurării acestor procese, atomii marginali ai particulelor se apropie la distanţeavând ordinul de mărime al parametrilor stucturii cristaline a materialuluiparticulelor şi interacţionează dând naştere unor germeni cristalini comuni înzonele de contact ale particulelor;

− o parte din energia acumulată în materialul deformat plastic din zonelede conact ale particulelor pulberii constituie energia de activare necesară creşteriişi transformării în cristale a germenilor cristalini comuni, în acest fel realizându-sesudarea între particulele pulberii.

Pentru conducerea corectă a operaţiei de presare şi apreciereacorespunzătoare a eficienţei proceselor care se desfăşoară în cursul acesteiatrebuie avute în vedere următoarele aspecte:

• deformarea plastică locală a zonelor de contact ale particulelor serealizează (în mod obişnuit) la rece, fiind însoţită de ecruisarea materialului(creşterea rezistenţei la deformare a materialului) din aceste zone şi, ca urmare,procesele de deformare sunt transferate în afara zonelor de contact ale particulelor(spre materialul neecruisat din interiorul particulelor pulberii) înainte deaplatizarea completă a microneregularităţilor şi dizlocarea suficientă a straturiloreterogene de pe suprafeţele în contact ale particulelor, iar punţile de legăturărealizate prin sudare au (datorită extinderii reduse şi conţinutului mare deimpurităţi) rezistenţă mecanică relativ scăzută; extinderea redusă a punţilor delegătură realizate prin sudare este, în plus, determinată şi de intensitatea scăzutăcu care se desfăşoară procesele de difuzie la temperatura de presare;

• dacă particulele pulberii supuse presării au plasticitate scăzută, sudareaprin presiune a particulelor nu se poate realiza; ca urmare, la fabricarea produselordin pulberi metalice sau nemetalice nedeformabile consolidarea prin presare aparticulelor pulberilor şi obţinerea unor comprimate cu rezistenţă mecanicăacceptabilă se realizează numai dacă particulele sunt amestecate cu un liantmetalic (care rămâne în compunerea produsului) sau organic (care se elimină încursul sinterizării);


310

• la extragerea comprimatelor din matriţele în care s-a realizat presarea seproduce relaxarea elastică a materialului particulelor pulberii şi, ca urmare, semanifestă un fenomen de creştere bruscă a volumului acestor comprimate, numitefect postelastic; dacă plasticitatea particulelor pulberilor este redusă, efectulpostelastic este important (comprimatele îşi măresc volumul cu câteva procente lascoaterea lor din matriţe) şi poate produce distrugerea comprimatelor, evitareaacestui fenomen nedorit fiind asigurată de utilizarea lianţilor.

Sinterizarea este tratamentul termic prin care se realizează activareatermică a comprimatelor de pulberi în vederea desfăşurării proceselor, bazate pedifuzie, care produc consolidarea şi creşterea punţilor de legătură dintreparticule, densificarea (micşorarea porozităţii) şi recristalizarea structuriiproduselor realizate prin agregare de pulberi.

Procesele care se desfăşoară în timpul sinterizării pot fi descrise astfel:• difuzia atomilor, accelerată de ridicarea temperaturii, determină consolidarea

şi creşterea germenilor cristalini formaţi în zonele de contact dintre particule;• difuzia atomilor, accelerată de ridicarea temperaturii, determină

declanşarea unor procese de recristalizare a materialului (ecruisat prin deformareaplastică la rece produsă de presare) din zonele de contact ale particulelor şi dininteriorul acestora, care au ca efecte consolidarea legăturilor dintre particulelepulberii, sferoidizarea şi micşorarea porilor şi finisarea granulaţiei produselor;

• creşterea temperaturii determină desfăşurarea unor procese chimice,care constau în reducerea peliculelor de oxizi de pe suprafeţele particulelor,eliminarea gazelor şi lichidelor adsorbite pe suprafeţele particulelor pulberii,îndepărtarea produselor rezultate din reducerea, descompunerea şi vaporizareasubstanţelor introduse la presare ca lianţi sau lubrifianţi; în plus, în cazulamestecurilor de pulberi (cu particule din materiale diferite) se produce şialierea particulelor cu componentele transportate prin difuzie din particulelevecine.

Desfăşurarea acestor procese şi calitatea produselor obţinute prin agregarede pulberi sunt influenţate esenţial de regimul tehnologic al tratamentului desinterizare, aşa cum sugerează imaginile prezentate în figura 13.6. Pri ncipaliiparametri de regim ai tratamentului de sinterizare se aleg astfel:

• Temperatura de sinterizare Tsi se stabileşte având în vedere căsinterizarea trebuie să asigure formarea de noi cristale între particulelepulberilor din care sunt realizate comprimatele supuse acestui tratament. De

obicei, temperatura de sinterizare se adoptă Tsi = sT)54

32( ⋅⋅⋅ , Ts fiind

temperatura de solidificare – topire (în K) a componentului principal alpulberii sau amestecului de pulberi din care se confecţionează produsele; se


311

observă că tratamentul se efectuează la Tsi > Trp, Trp fiind temperatura derecristalizare primară a componentului principal al pulberii sau amesteculuide pulberi (Trp ≅ 0,4Ts – v. scap. 3.5), pentru a asigura condiţiile termicenecesare desfăşurării proceselor de recristalizare care stau la baza formăriilegăturilor de consolidare între particule. Acest mod de alegere a temperaturiiTsi conduce în anumite cazuri, când pulberile sau amestecurile de pulbericonţin componente secundare cu temperatura de solidificare – topireinferioară Tsi, la desfăşurarea proceselor de sinterizare în prezenţa uneianumite cantităţi de fază lichidă, fapt ce are ca efecte accelerareaproceselor şi obţinerea unor produse cu compactitate ridicată.

Fig. 13.6. Efectele presării şi sinterizării pulberii de argint cu incluziuni de Al2O3:a − pulberea vărsată în matriţa de presare; b − pulberea presată şi sinterizată o oră la 900 oC;

c − pulberea presată şi sinterizată 240 ore la 900 oC

• Durata sinterizării τsi se stabileşte experimental, în corelaţie cu gradulde sinterizare necesar realizării proprietăţilor de utilizare dorite ale produselor; lastabilirea mărimii τsi se ţine seama că aceasta este direct proporţională cu volumulparticulelor pulberii din care se realizează produsele şi invers proporţională cucoeficientul de difuzie D al componentului principal al pulberii (care se coreleazăcu Tsi conform (1.15) – v. scap. 1.7).

• Mediul de sinterizare se alege în mod obişnuit neutru sau reducător,deoarece prezenţa oxizilor în masa sau pe suprafeţele particulelor pulberilorfolosite la realizarea produselor influenţează negativ desfăşurarea proceselor dedifuzie care au loc în cursul sinterizării. Mediile neutre (atmosferele de argon) sefolosesc la sinterizarea produselor din pulberi metalice lipsite de oxizi. Mediilereducătoare (atmosferele de hidrogen, amoniac, hidrocarburi etc.) se utilizeazăatunci când pulberile din care se realizează produsele se oxidează uşor sauprezintă conţinuturi apreciabile de oxigen (oxizi) de la elaborare, manipulare saudepozitare. În prezent se practică pe scară largă sinterizarea în vid, mediu ieftin,uşor de obţinut şi cu activitatea chimică (reducătoare sau neutră) reglabilă (prinnivelul vidului şi temperatura Tsi utilizate la sinterizare).


312

13.4. Structurile şi proprietăţile produselor sinterizate

Produsele care se obţin prin metoda agregării pulberilor au caracteristicilestructurale (influenţate de compoziţia chimică şi de regimul tehnologic folosit lasinterizare) sugerate de micrografiile prezentate în figurile 13.7, 13.8 şi 13.9.

Fig. 13.7. Microstructurile produselor sinterizate din WC cu liant de Co:a − material cu 94 % WC şi 6 % Co; b − material cu 85 % WC şi 15 % Co

Fig. 13.8. Microstructurile produselor din pulbere de Fe sinterizată la 800 oC:a − timp de 0,5 ore; b − timp de 6,5 ore; c − timp de 22 ore

Produsele fără porozitate, cu structura alcătuită din particulele unuimaterial înglobate într-un material suport (liant, matrice), se comportă ca nisteagregate compozite, caracteristicile lor putând fi determinate aplicând principiileprezentate în scap. 12.2.

Produsele sinterizate prezentând o porozitate Pp au caracteristicile fizico −mecanice determinate atât de caracteristicile structurii realizate prin sinterizare,definite prin constituţia acesteia (natura, numărul şi proporţia fazelor carealcătuiesc structura) şi prin forma, dimensiunile, modul de distribuţie şi gradul dedispersie al fazelor componente ale structurii, cât şi de mărimea porozităţii, formaşi dimensiunile porilor.


313

Fig. 13.9. Microstructurile unor produe industriale sinterizate:a − filtru din pulbere de bronz; b − electrod din pulbere de wolfram;

c − piesă din pseudoaliaj W−Ni−Fe obţinută prin sinterizareDeoarece porii prezenţi în produsele sinterizate diminuează secţiunile

portante şi au efectele unor concentratori de tensiuni, caracteristicile mecanice aleacestor produse pot fi influenţate în măsură importantă de mărimea porozităţii Pp(în %), definită prin relaţiile:

100)1(100s

sp V

VVP

ρρ−=

−= , (13.1)

în care V şi ρ reprezintă volumul şi, respectiv, densitatea produsului sinterizat, iarVs şi ρs – volumul şi, respectiv, densitatea masei structurale (lipsită de pori) aprodusului. Cercetările experimentale întreprinse asupra diverselor materialeobţinute prin metoda agregării de pulberi au evidenţiat faptul că dependeţeledintre principalele caracteristici mecanice ale acestor materiale şi porozitatea lorpot fi exprimate analitic prin relaţii de forma:

ps PKseYY −= sau )1( / m

pss PKYY −= (13.2)

în care Y şi Ys reprezintă valorile unei caracteristici mecanice determinate pematerialul sinterizat şi, respectiv, pe materialul (lipsit de pori) care alcătuieştemasa structurală a produsului sinterizat, iar Ks, /

sK şi m sunt constante cu valoriledependente de natura materialului sinterizat şi, evident, de caracteristicamecanică considerată. Prima dintre relaţiile (13.2) este potrivită pentru a estimaduritatea Brinell (Y ≡ HB; Ys ≡ HBs), rezistenţa la tracţiune (Y ≡ Rm; Ys ≡ Rms) şialungirea procentuală după rupere (Y ≡ A; Ys ≡ As) ale materialelor sinterizate, întimp ce a doua relaţie permite modelarea numerică a modulului de elasticitatelongitudinală (Y ≡ E; Ys ≡ Es) şi coeficientului contracţiei transversale (Y ≡ µ;Ys ≡ µs) ale unor astfel de materiale; de exemplu, în cazul produselor realizate dinpulberi de fier sinterizate, prima dintre relaţiile (13.2) permite a se estimaduritatea Brinell HB, dacă se consideră Ys ≡ HBs = 75 HBS şi Ks = 0,049,


314

rezistenţa la tracţiune Rm, dacă se ia Ys ≡ Rms = 250 N/mm2 şi Ks = 0,043 şialungirea procentuală după rupere A, dacă se utilizează Ys ≡ As = 40 % şiKs = 0,058, iar cea de-a doua relaţie din grupul (13.2) permite a se determina cu obună precizie valorile modulului de elasticitate longitudinală E, dacă se considerăYs ≡ Es = 2,05⋅105 N/mm2, /

sK = 0,03 şi m = 0,67 şi coeficientului lui Poisson,dacă se ia Ys ≡ µs = 0,35, /

sK = 0,01 şi m = 1.

Fig. 13.10. Curbele Wöhler ale fierului sinterizat cu diferite valori ale porozităţii Pp

Porozitatea produselor sinterizate influenţează negativ rezistenţa la oboselăa acestora, aşa cum rezultă examinând curbele de durabilitate (Wöhler) alepieselor din fier sinterizat prezentate în figura 13.10. De asemenea, porozitateainfluenţează şi alte caracteristici ale produselor sinterizate: conductibilitateatermică şi electrică, caracteristicile magnetice, rezistenţa la coroziune etc.

Cuvinte cheieaglomerate, 307agregare pulberi, 301agregate, 307compactitate de presare, 305compactitate de umplere, 305densitate de presare, 305densitate de umplere, 304durată de sinterizare, 311efect postelastic, 310fluiditate, 305grad de îndesare, 305mediu de sinterizare, 311

metalurgia pulberilor, 301metode fizico-chimice

reducere oxizi, carbonil, electrolitică,precipitare, 303

metode mecanicemăcinare, pulverizare, 302

porozitate de umplere, 305pulberi, 301

fibroase, lamelare, sferoidale, 304sinterizare, 310temperatură de sinterizare, 310volum specific de scuturare, 305

Capitolul 13 Structurile şi proprietăţile materialelor obţinute prin agregare de pulberi

315

Bibliografie

1. Shakelford J., Introduction to Materials Science for Engineers, MacmillanPublishing Commpany, New York, 1988

2. Gâdea S., Petrescu M., Metalurgie fizică şi studiul metalelor, vol. II,Editura Didactică şi Pedagogică, Bucureşti, 1981

3. Surdeanu T, Perneş M, Piese sinterizate din pulberi metalice, EdituraTehnică, Bucureşti, 1984

4. Zecheru Gh., Tehnologia materialelor. Partea a doua, Universitatea dinPloieşti, Ploieşti, 1985

5. Ciocârdia C., Drăgulănescu E., Drăgulănescu I., Aliaje dure sinterizate dincarburi metalice, Editura Tehnică, Bucureşti, 1985

6. Gâdea S., ş.a., Metalografie, Editura didactică şi Pedagogică, Bucureşti, 19867. * * * Metals Handbook Ninth Edition, vol.9, American Society for Metals,

Ohio, 1986


T.13.1. Care dintre următoarele etape se parcurg la fabricarea unui produsprin metoda agregării de pulberi: a) obţinerea pulberilor; b) presarea pulberilor;c) spargerea comprimatelor realizate prin presare; d) sinterizarea comprimatelorobţinute prin presare?

T.13.2. Care dintre următoarele produse se pot obţine prin metodaagregării de pulberi: a) electrozii nefuzibili din wolfram pentru sudare;b) plăcuţele din materiale dure pentru sculele aşchietoare; c) arborii cotiţi aimotoarelor Diesel pentru camioanele de mare tonaj; d) barele de tracţiune dinrăşină poliesterică armată cu fibre de sticlă?

T.13.3. Care dintre următoarele produse se pot obţine prin metodaagregării de pulberi: a) cuzineţii din bronz grafitat; b) plăcuţele dure dincermeturi pentru sculele aşchietoare; c) filtrele din aliaje Monel; d) grinzilemetalice pentru poduri?

T.13.4. Metoda de producere a pulberilor la a cărei aplicare materia primăsub formă de metal sau aliaj topit se scurge dintr-un creuzet (printr-o duzăcalibrată), suferă impactul cu mai multe jeturi (de aer, vapori, apă etc.) şi estepulverizată în picături fine, care se transformă în particule de pulbere prinsolidificarea într-o baie de răcire, este: a) metoda electolitică; b) metoda carbonil;c) metoda pulverizării din fază lichidă; d) metoda precipitării din soluţie apoasă?


316

T.13.5. Metoda de producere a pulberilor la a cărei aplicare materia primăsub formă de soluţii apoase sau topituri de săruri metalice este descompusă prinelectroliză, obţinându-se depozite catodice compacte fragile, spongioase saupulverulente, care se pot transforma uşor în pulberi prin măcinare, este: a) metodamăcinării; b) metoda precipitării din soluţie apoasă; c) metoda carbonil; d) metodaelectrolitică?

T.13.6. Care dintre următoarele caracteristici ale pulberilor metalice seîncadrează în categoria caracteristicilor fizice: a) mărimea particulelor;b) suprafaţa specifică a particulelor; c) fluiditatea: d) densitatea de presare?

T.13.7. Care dintre următoarele caracteristici ale pulberilor metalice seîncadrează în categoria caracteristicilor tehnologice: a) densitatea de umplere;b) volumul specific de scuturare; c) densitatea de presare; d) compactitatea de presare?

T.13.8. Mărimea suprafeţei totale a particulelor unei pulberi, inclusiv amacroporilor deschişi conţinuţi de acestea, raportată la masa sau volumul lor efectivdefineşte: a) volumul specific al pulberii; b) suprafaţa specifică a particulelor pulberii;c) mărimea particulelor pulberii; d) porozitatea de umplere a pulberii?

T.13.9. Cantitatea (masa) de pulbere ce se scurge în unitatea de timp prinorificiul calibrat al unei pâlnii defineşte: a) densitatea de presare a pulberii;b) rezistenţa la oxidare a particulelor pulberii; c) compactitatea de umplere a pulberii;d) fluiditatea pulberii?

T.13.10. Capacitatea unei pulberi de a da prin presare un semifabricatsuficient de rezistent, care să-şi păstreze forma şi să nu sufere pierderi masice întimpul manipulărilor la care este supus în procesul de fabricare a produselordefineşte: a) densitatea de umplere a pulberii; b) suprafaţa specifică a particulelorpulberii; c) rezistenţa muchiilor (comprimatelor obţinute prin presarea pulberii);d) fluiditatea pulberii?

T.13.11. Care dintre următorii factori influenţează fluiditatea unei pulberi:a) forma particulelor; b) compoziţia granulometrică a pulberii; c) conţinutul deimpurităţi al particulelor pulberii; d) rugozitatea suprafeţelor particulelor?

T.13.12. Care dintre următoarele procese se produc la formarea legăturilorde consolidare a particulelor pulberii utilizate ca materie primă pentru obţinereaunui produs: a) crearea legăturilor punctiforme între particule; b) dezintegrareaparticulelor; c) creşterea legăturilor punctiforme şi formarea suprafeţelor decontact (punţilor de legătură) între particule; d) creşterea cristalelor noi,sferoidizarea şi diminuarea dimensiunilor porilor?

T.13.13. Procesele prin care amestecurile neconsolidate de pulberi setransformă în produse compacte şi rezistente se desfăşoară mai ales în cursuloperaţiilor tehnologice de: a) dozare a pulberilor; b) presare a pulberilor înmatriţe; c) sinterizare; d) amestecare a pulberilor?

T.13.14. Grupările de particule ferm legate între ele prin forţe superficiale de


317

adeziune sunt denumite: a) agregate de particule; b) aglomerate de particule;d) dislocaţii; d) lipituri?

T.13.15. Relaxarea elastică a materialului particulelor pulberii, însoţită decreşterea bruscă a volumului comprimatelor de pulberi la scoaterea lor dinmatriţele în care au fost realizate prin presare, este denumită: a) sinterizare;b) dilatare termică; c) efect postelastic; d) expansiune?

T.13.16. Tratamentul termic prin care se realizează activarea termică acomprimatelor de pulberi în vederea desfăşurării proceselor, bazate pe difuzie,care produc consolidarea şi creşterea punţilor de legătură dintre particule,densificarea (micşorarea porozităţii) şi recristalizarea structurii produselorrealizate prin agregare de pulberi este denumit: a) recoacere completă;b) normalizare; c) călire martensitică; d) sinterizare?

T.13.17. Care dintre următoarele afirmaţii privind alegerea regimuluitehnologic la sinterizarea comprimatelor de pulberi sunt adevărate: a) temperaturade sinterizare trebuie să fie mai mică decât temperatura de recristalizare primară amaterialului componentului principal al pulberii; b) durata sinterizării este directproporţională cu volumul particulelor pulberii din care se realizează produsele şiinvers proporţională cu coeficientul de difuzie D al componentului principal alpulberii; c) când pulberile din care se realizează produsele se oxidează uşor sauprezintă conţinuturi apreciabile de oxigen (oxizi) de la elaborare, manipulare saudepozitare sinterizarea se face în atmosferă reducătoare (hidrogen, amoniac,hidrocarburi etc.); d) atmosferele de argon se folosesc la sinterizarea produselordin pulberi metalice lipsite de oxizi?

T.13.18. Care dintre următoarele efecte corespund prezenţei porilor înprodusele realizate prin metoda agregării de pulberi: a) diminuează rezistenţa latracţiune; b) măresc duritatea; c) măresc rezistenţa la oboseală; d) micşoreazămodulul de elasticitate?

Aplicaţii

A.13.1. să se stabilească relaţia de determinare a suprafeţei specifice apulberilor alcătuite din particule cubice (cu latura dp) sau sferice (cu diametrul dp)realizate dintr-un material cu densitatea ρe.

RezolvareConform definiţiei date în scap. 13.2, suprafaţa specifică a particulelor

unei pulberi este raportul dintre suprafaţa totală a particulelor şi suprafaţa lorefectivă (numit suprafaţă specifică Sv) sau raportul dintre suprafaţa totală aparticulelor şi masa lor efectivă (numit suprafaţă specifică Sm). Ca urmare,considerând că o masă M de pulbere conţine np particule cu volumul (total) efectiv


318

Ve, fiecare particulă având volumul Vp ( 3pp dV = , dacă particulele au forma cubică

sau 3)2

(34 p

p

dV π= , dacă particulele au forma sferică), suprafaţa Sp ( 26 pp dS = ,

dacă particulele au forma cubică sau 2)2

(4 pp

dS π= , dacă particulele au forma

sferică) şi masa pep VM ρ= , rezultă: p

p

pp

ppv V

SVnSn

S == şi pe

p

pep

ppm V

SVn

SnS

ρρ== ;

înlocuind în aceste relaţii expresiile mărimilor Sp şi Vp, se obţin relaţiile:

p

v dS 6= şi

pem d

Sρ

6= . (13.3)

ObservaţieRelaţiile (13.3) sugerează că suprafaţa specifică a pulberilor cu particule

de formă regulată este independentă de forma particulelor. În cazul pulberilor cuparticule de formă neregulată (cu macropori deschişi, cu aspect dendritic etc.)suprafaţa specifică se stabileşte cu relaţii de forma:

fp

v dS α6= şi f

pem d

S αρ

6= , (13.4)

αf fiind un factor de corecţie supraunitar, care ţine seama de abaterile de la formaregulată (poliedrică sau sferică) ale particulelor pulberii.

A.13.2. Pulberea metalică utilizată ca materie primă pentru realizarea unuiprodus sinterizat are următoarele caracteristici: densitatea materialului particulelorpulberii ρe = 7850 kg/m3, densitatea de umplere ρu = 3500 kg/m3 şi densitatea depresare ρp = 7200 kg/m3. Să se determine pentru această pulbere compactitatea deumplere Cu, porozitatea de umplere Pu şi compactitatea de presare Cpr şi să sestabilească dacă produsul obţinut prin sinterizare poate avea porozitatea Pp ≤ 10 %.

RezolvareUtilizând relaţiile de definire a caracteristicilor pulberilor (date în

scap. 13.2), rezultă pentru pulberea precizată în enunţul aplicaţiei: compactitatea

de umplere a pulberii este ≅== 10078503500100

e

uuC

ρρ

44,6 %, porozitatea de

umplere este Pu = 100 – Cu = 100 – 44,6 ≅ 55,4 % , iar compactitatea de presare

este ≅== 10078507200100

e

pprC

ρρ

91,7 %. Evident, porozitatea pulberii presate este

Ppr = 100 – Cpr = 100 – 91,7 = 8,3 % şi, ţinând seama că tratamentul termic desinterizare reduce porozitatea comprimatelor de pulbere obţinute prin presare, sepoate aprecia că produsele realizate vor avea Pp < 8,3 % < 10 %.


319

A.13.3. Un filtru realizat prin sinterizare din pulbere de aliaj Monel cu%Nim = 70 % are porozitatea Pp = 38 %. Să se determine densitatea aceestui produs.

RezolvareParticulele pulberii din aliaj Monel au (aşa cum s-a precizat în scap. 9.5.2)

concentraţiile masice ale componentelor: %Nim = 70 % şi %Cum = 30 %,densităţile acestor componentelor având valorile (precizate în tabelul 1.2):ρNi = 8910 kg/m3 şi ρCu = 8930 kg/m3. Particularizând relaţia generală stabilită larezolvarea aplicaţiei A.2.4, se poate determina densitatea materialului particulelor

pulberii: ≅+

=+

=

893030

891070100

%%100

Cu

m

Ni

me CuNi

ρρ

ρ 8916 kg/m3.

Densitatea filtrului obţinut prin sinterizare din pulbere de aliaj Monel este:

≅−=−= )100381(8916)

1001( p

ep

Pρρ 5528 kg/m3.

A.13.4. Microstructura unui produs din bronz grafitat realizat prinmetoda agregării de pulberi evidenţiază un conţinut procentual (volumic) debronz %Bzv = 85 % şi un conţinut procentual (volumic) de grafit %Cv = 85 %,restul fiind pori. Să se determine densitatea acestui produs, ştiind că larealizarea lui s-a folosit un amestec alcătuit din pulbere de grafit şi pulbere debronz cu staniu cu %Snm = 10 %.

RezolvareDensitatea grafitului este (v.scap. 4.1) ρC = 2500 kg/m3, iar densitatea

bronzului cu staniu se determină folosind relaţia generală stabilită la rezolvareaaplicaţiei A.2.4, ştiind că (aşa cum se precizează în tabelul 1.2) ρCu = 8930 kg/m3 şi

ρSn = 7290 kg/m3: ≅+

=+

=

729010

893090100

%%100

Sn

m

Cu

mBz SnCu

ρρ

ρ 8734 kg/m3.

Considerând că produsul precizat în enunţul aplicaţiei are masa Mp şivolumul Vp, rezultă Mp = MBz + MC = ρBz VBz + ρC VC şi Vp = VBz + VC + Vpori,MBz şi MC fiind masele bronzului şi grafitului exisistente în structura produsului,iar VBz, VC şi Vpori – volumele ocupate de bronz, grafit şi pori în această structură.

Deoarece pv

Bz VBzV100

%= şi p

vC VCV

100%

= se obţine că densitatea produsului este

=+=100%

100% v

Cv

BzpCBz ρρρ 8734⋅0,85 + 2500⋅0,10 ≅ 7674 kg/m3.

ObservaţieDacă produsul ar avea porozitatea Pu = 0 %, conţinuturile procentuale


320

(volumice) ale constituenţilor structurali ar fi: ≅=+

= 1009585100

%%%

% /

vv

vv CBz

BzBz

89,5 % şi // %100% vv BzC −= = 100 – 89,5 = 10,5 % şi densitatea produsului creşte

la valoarea =+=100%

100% //

/ vC

vBzp

CBz ρρρ 8734⋅0,895 + 2500⋅0,105 ≅ 8080 kg/m3.

A.13.5. Utilizănd datele prezentate în scap. 13.4, să se studieze variaţiilecaracteristicilor mecanice ale produselor realizate din pulberi de fier sinterizate, înfuncţie de porozitatea acestora Pu ∈ (0 %; 30 %).

Fig. 13.11. Diagramele de variaţie în funcţie de porozitatea Pp ale principalelor caracteristicimecanice ale produselor realizate din pulberi de fier sinterizate

RezolvareUtilizând relaţiile potrivite din grupul (13.2), cu valorile precizate în

scap. 13.4 pentru constantele care intervin în aceste relaţii, se obţin diagramele devariaţie ale principalelor caracteristici mecanice ale produselor realizate dinpulberi de fier sinterizate (duritatea Brinell HB, rezistenţa la tracţiune Rm,alungirea procentuală după rupere A şi modulul de elasticitate longitudinală E), înfuncţie de porozitatea acestora Pp , prezentate în figura 13.11.

Capitolul 14 Alegerea materialelor pentru aplicaţiile tehnice

321

Capitolul 14

ALEGEREA MATERIALELOR PENTRUAPLICAŢIILE TEHNICE

14.1. Introducere

La alegerea materialelor pentru o aplicaţie tehnică trebuie avute în vederedouă principii:

* materialele selectate trebuie să posede proprietăţile fizico-chimice,mecanice şi tehnologice corespunzătoare cerinţelor impuse de aplicaţia în caresunt utilizate;

* materialele alese trebuie să conducă la soluţii tehnice de rezolvare aaplicaţiei care să fie convenabile economic, adică să poată fi transpuse în practicăcu cheltuieli acceptabile privind elaborarea materialelor, obţinereasemifabricatelor şi realizarea produselor impuse de aplicaţie.

În scopul facilitării alegerii lor pentru diverse aplicaţii tehnice, s-a recursla împărţirea materialelor în două mari clase:

• materialele structurale (materialele de construcţie) sunt cele la carecaracteristicile de rezistenţă mecanică sunt cele mai importante, ele fiinddestinate confecţionării elementelor (pieselor, componentelor) supuse la solicitărimecanice; în lucrarea de faţă, adresată în principal celor care se pregătesc saucare lucrează în domeniul ingineriei mecanice, sunt tratate cu precăderematerialele din această clasă: materialele metalice (oţeluri, fonte şi aliajeneferoase), materialele pe bază de substanţe macromoleculare, materiale ceramiceşi sticlele, lemnul şi materialele compozite;

• materialele funcţionale sunt cele la care caracteristicile cele maiimportante sunt de natură electrică, magnetică, optică, chimică, etc., ele trebuindsă asigure îndeplinirea rolului funcţional al unor elemente (piese, componente)pentru electrotehnică, electronică, automatică şi informatică, tehnica măsurării,


322

detecţia şi înregistrarea semnalelor de diverse naturi fizice, etc.; materialele dinaceastă clasă (materialele semiconductoare, materialele magnetice, materialeleceramice cu proprietăţi piezoelectrice, polimerii pentru cristale lichide, ceramiceleelectrooptice, materialele conductoare şi superconducoare, etc.) nu au făcutobiectul acestei lucrări.

Tinând de cele expuse mai înainte, în acest capitol sunt tratate în principalaspectele privind alegerea materialelor structurale pentru aplicaţiile tehnice.

14.2. Criteriile şi metodele de selecţie a materialelor

Prima etapă care trebuie parcursă la alegerea materialelor adecvaterealizării unui produs constă în cunoaşterea tuturor condiţiilor tehnice ce definescfuncţionalitatea lui şi comportarea sa în exploatare:

• condiţiile privind solicitările mecanice la care este supus produsul:complexitatea sistemului de solicitare (solicitări simple, de tip întinderecompresiune, încovoiere simplă sau forfecare pură, sau solicitări compuse),intesitatea solicitărilor, caracterul static sau dinamic al aplicării acestora,caracterul variabil în timp sau constant al solicitărilor (care implică apariţia sau nua fenomenului de degradare prin oboseală), posibilitatea ca solicitările să generezefenomene de pierdere a stabilităţii unor componente ale produsului (a cărorevitare impune asigurarea unor anumite rigidităţi ale componentelor), condiţiiletermice în care se aplică solicitările (solicitări la temperaturi scăzute, solicitări încondiţii de temperatură normală sau solicitări în condiţii termice care determinămanifestarea fenomenului de fluaj), condiţiile de mediu în care se aplicăsolicitările (mediu de lucru neutru, mediu corosiv sau abraziv) etc.;

• condiţiile privind caracteristicile fizice ale materialului produsului,care determină sau influenţează îndeplinirea funcţiilor pentru care acesta esterealizat: densitatea, fuzibilitatea, rezistivitatea electrică, conductibilitatea termică,dilativitatea termică etc.;

• condiţiile privind precizia dimensională a produsului şi calitateasuprafeţelor acestuia;

• condiţiile privind fiabilitatea şi mentenabilitatea produsului,fiabilitatea fiind proprietatea produsului exprimată prin probabilitatea ca acestasă-şi îndeplinească funcţiile în condiţii prescrise, în cursul unei perioade de timpdate, iar mentenabilitatea fiind proprietatea produsului exprimată prinprobabilitatea ca acesta să poată fi supravegheat, întreţinut şi reparat într-oanumită perioadă de timp.

În prezent, în gama condiţiilor tehnice ale produselor industriale se includ


323

şi cele privind protecţia oamenilor şi mediului înconjurător (condiţiile ecologice)şi condiţiile privind reciclabilitatea (proprietatea produsului scos din uz de aputea fi transformat în deşeuri reintegrabile în natură sau valorificabile prinprocese tehnologice de realizare a unor noi produse).

După analiza detaliată a condiţiilor tehnice impuse produsului care trebuieobţinut se formulează criteriile de selecţie a materialelor necesare pentrufabricarea acestuia, grupate în categoriile prezentate în continuare:

A. Criteriile privind proprietăţile materialelor sunt principalele criteriifolosite pentru alegerea acestora; în această categorie sunt incluse:

− criteriile privind caracteristicile mecanice care trebuie asigurate (încondiţiile de temperatură şi mediu de lucru corespunzătoare produsului ce trebuierealizat): duritatea, rezistenţa la rupere, limita de curgere, modulul de elasticitate,alungirea procentuală după rupere, energia de rupere, rezistenţa la oboseală,rezistenţa la fluaj, etc.;

− criteriile privind caracteristicile fizice care trebuie asigurate: densitatea,temperatura de topire-solidificare, rezistivitatea electrică, coeficientul de dilataretermică, conductibilitatea termică, etc.;

− criteriile privind caracteristiciele chimice şi structurale impuse:compoziţia chimică, structura, conţinutul de impurităţi, rezistenţa la coroziune (înmediul de lucru şi în condiţiile de solicitare corespunzătoare produsului ce trebuierealizat);

− criteriile privind caracteristicile semifabricatelor necesare pentruobţinerea produsului: forma, dimensiunile şi masa semifabricatelor, calitateasuprafeţelor semifabricatelor.

În mod obişnuit criteriile privind alegerea materialelor în funcţie deproprietăţi se formulează considerând diversele caracteristici care exprimăcantitativ proprietăţile acestora. Astfel, dacă se notează cu CAP nivelul limită(minim sau maxim) acceptabil (din punctul de vedere al aplicaţiei pentru caretrebuie ales materialul) al unei caracteristici de material şi cu CAM nivelul(aceleiaşi caracteristici) asigurat de materialele din gama considerată la selecţie,criteriul se poate exprima analitic în una din următoarele forme: CAM ≥ CAP sau CAM ≤ CAP; (14.1)de exemplu, dacă într-o aplicaţie este necesar să se utilzeze materiale având rezistenţala rupere mai mare decât 300 N/mm2, criteriul de selecţie a materialelor va fiRm > 300 N/mm2, iar dacă aplicaţia impune ca materialele să aibă densitatea mai micădecât 4000 kg/m3, criteriul de selecţie a materialelor se poiate scrie ρ ≤ 4000 kg/m3.

Criteriile din această categorie pot fi ierarhizate în funcţie de importanţă,stabilindu-se pentru fiecare criteriu dacă este principal (de bază) sau secundar(auxiliar) şi dacă este obligatorie sau facultativă respectarea sa. Pentru ierarhizareacriteriilor şi stabilirea ponderii (coeficientului de importanţă) cu care fiecare


324

criteriu trebuie considerat la luarea deciziilor privind alegerea materialelor sepoate folosi metoda prezentată în figura 14.1, la aplicarea căreia se parcurgurmătoarele etape:

• se precizează criteriile care se iau în considerare K1,K2, ... ,Ki, Kj, ... , Kn;• echipa de proiectare stabileşte valorile ponderilor parţiale aij, i ≠ j şi

aij +aji = 1 şi întocmeşte un tablou numit matricea preferinţelor; pentru stabilireavalorilor ponderilor aij se consideră pe rând perechile de criterii (Ki, Kj), i ≠ j şi,presupunând că numai criteriile Ki şi Kj intervin în alegerea materialului, seestimează coeficientul de importanţă al fiecărui criteriu (de exemplu, a31 = 0,7 şia13 = 0,3 rezultă considerând perechea de criterii (K1, K3) şi apreciind că, în cazulcând numai aceste două criterii se iau în considerare, respectarea criteriului K1asigură în proporţie de 70% luarea unei decizii bune la alegera materialului);

• se calculează suma ponderilor parţiale corespunzătoare fiecărui criteriu

(suma pondrilor înscrise pe fiecare coloană a matricei preferinţelor) ∑=

=n

iijpj aS

1

şi

suma tuturor ponderilor parţiale înscrise în matrice 2

)1( −= nnS p ;

• se calculează ponderea cu care trebuie considerat fiecare criteriu la

alegerea materialelor p

pjj

S

Sa = , j = 1...n ( ∑ =

=

n

jja

11) şi pe această baza se poate

face ierarhizarea după importanţă a criteriilor.Pentru ca numărul criteriilor utilizate la selecţia materialelor în funcţie de

proprietăţi să fie cât mai mic (în scopul facilitării alegerii) se apelează laformularea unor criterii bazate pe caracteristici sintetice (care înglobează maimulte caracteristici ale materialului). De exemplu, dacă pentru o aplicaţie trebuieales un material care să asigure un nivel ridicat al rezistenţei mecanice a pieselorşi un nivel scăzut al masei acestora, criteriul de selecţie a materialelor seformulează considerând caracteristica (sintetică) denumită rezistenţă mecanicăspecifică KR, definită prin raportul dintre rezistenţa la rupere a materialului Rm şigreutatea specifică γ (γ = ρg, ρ fiind densitatea materialului, iar g acceleraţia

gravitaţională) γ

= mR

RK . De asemenea, dacă pentru o aplicaţia trebuie ales un

material care să asigure un nivel ridicat al rigidităţii pieselor (deformaţii elasticemici ale pieselor în prezenţa solicitărilor mecanice) şi un nivel scăzut al maseiacestora, criteriul de selecţie a materialelor se formulează considerând

caracteristica (sintetică) numită modul de elesticitate specific KE = γE , iar dacă

trebuie ales un material care să asigure în mod eficient o bună comportare a


325

pieselor la solicitări variabile, criteriul de selecţie a materialelor se formuleazăconsiderând caracteristica (sintetică) numită rezistenţă relativă la oboseală

KO = m

O

RR

, RO fiind rezistenţa la oboseală a materialului (v. scap. 3.9).

Valorile unor astfel de caracteristici sintetice asigurate de diverselemateriale comerciale sunt prezentate în tabelul 14.1.

DEFINIREA CRITERIILOR K1, ... Ki, ... Kj, ... Kn

CRITERIUL K1 ... Ki ... Kj ... Kn

K1 ... a1i ... a1j ... a1n... ... ... ... ... ... ... ...Ki ai1 ... ... aij ... ain... ... ... ... ... ... ... ...Kj aj1 ... aji ... ... ajn... ... ... ... ... ... ... ...

Kn an1 ... ani ... anj ...

ÎNTOCMIREA MATRICEIPREFERINŢELOR

DETERMINAREA SUMEIPONDERILOR PARTIALE

ALE CRITERIILOR∑

=

=n

iijpj aS

1

Sp1 ... Spi ... Spj ... Spn

DETERMINAREA SUMEITOTALE A PONDERILOR ∑=

=

n

jpjp SS

1

DETERMINAREACOEFICIENTILOR DE

IMPORTANTA AICRITERIILOR p

pj

j S

Sa = a1 ... ai ... aj ... an

Fig. 14.1. Etapele metodei de stabilire a coeficienţilor de importanţă ai criteriilor privind alegereamaterialelor în funcţie de proprietăţi

După stabilirea şi ierarhizarea în funcţie de importanţă a criteriilor dealegere a materialelor pe baza proprietăţilor pe care trebuie să le asigure înaplicaţia considerată, se poate face o primă selecţie a materialelor. În acestscop se folosesc datele existente în standarde, normative, cataloage, manualeetc.,privind caracteristicile diverselor materiale comerciale, documentele celemai utilizate fiind standardele, deoarece, aşa cum s-a putut constata încapitolele anterioare, acestea grupează materialele după destinaţie (deexemplu, în cazul materialelor metalice există standarde pentru oţelurile,fontele şi aliajele neferoase recomandate pentru diferite utilizări), cuprind dateconcrete privind caracteristicile asigurate de fiecare marcă de material şiindicaţii precise privind prelucrările tehnologice ce conduc la stările structuralecorespunzătoare obţinerii acestor caracteristici şi facilitează astfel alegerea lorpentru o anumită aplicaţie.


326

Tabelul 14.1. Principalele caracteristici tehnice ale unor materiale comerciale

Materialul ρ, t/m3

Rm, N/mm2

E,kN/mm2

KR,km

Oţeluri carbon de uz general 7,8...7,9 350...550 200...210 4,6...7,1Oţeluri aliate pentru construcţia demaşini (tratate termic) 7,8...7,9 700...1300 200...210 9,1...16,8

Oteluri pentru conducte şi recipientesub presiune (laminate termomecanic) 7,8...7,9 450...800 200...210 5,9...10,3

Oţeluri inoxidabile feritice 7,5...7,7 450...750 210...220 6,1...9,3Oţeluri inoxidabile austenitice 7,8...8,0 520...850 190...200 6,8...10,8Oţeluri inoxidabile duplex 7,8...7,9 600...950 200...210 7,8...12,3Oţeluri maraging 7,7...7,8 1800...2500 200...210 24...33Superaliaje tip Inconel 8,0...8,4 600...1200 140...210 7,6...14,6Superaliaje tip Nimonic 8,0...8,2 1000...1400 180...220 12,7...17,4superaliaje tip Hastelloy 8,2...9,2 650...1000 200...220 8,1...11,1Alame 8,4...8,9 200...650 90...115 2,4...7,5Bronzuri cu Sn sau cu Al 8,5...9,1 200...500 85....110 2,4...5,6Aliaje Cu – Ni 8,9...9,1 400...900 140...190 4,6...10,1Bronzuri cu beriliu 8,3...8,5 400...1200 115...135 4,9...14,4Aliaje pa bază de Al deformabile (călite şi îmbătrânite) 2,5...2,7 300...520 68...72 12...20

Aliaje pe bază de Ti 4,5...4,7 500...1300 107...110 11...28Aliaje pe bază de Mg 1,7...1,8 110...180 43...47 6,6...10,2Polietilenă 0,92...0,95 28...32 0,20...0,25 3,1...3,4Polipropilenă 0,90..0,91 40...60 1,4...1,5 4,5...6,7Politetrafluoretilenă (teflon) 2,1...2,3 20...40 0,50...0,60 1,0...1,8Poliamide (nylon) 1,1...1,2 70...100 2,8...2,9 6,5...8,5Policlorură de vinil 1,3...1,4 40...50 2,8...3,0 3,1...3,6Lemn esenţă tare, uscat 0,70...1,00 60...100 10...11 8,7...10,2Lemn esenţă moale, uscat 0,75...1,00 50...80 9...10 6,8...8,2Compozite poliesteri + fibre de sticlă 1,8...2,2 3000...4500 70...90 170...210

Materialele care respectă toate criteriile privind proprietăţile impuse deaplicaţia în care urmează a fi utilizate alcătuiesc gama materialelor cuproprietăţi adecvate. Pentru alegerea celui mai potrivit material din aceastăgamă se poate utiliza următoare metodologie:

• se consideră că gama materialelor cu proprietăţi adecvate, notată GMP,cuprinde m materiale (marcate Mk, k = 1...m), care îndeplinesc integral cele ncriterii de selecţie (notate j = 1...n), având coeficienţii de importanţă aj, j = 1...n(stabiliţi folosind, de exemplu, metoda prezentată anterior) şi nivelele limităacceptabile ale caracteristicilor de material, CAP,j, j = 1...n;

• din analiza care a condus la constituirea gamei materialelor cuproprietăţi adecvate se cunosc, pentru toate materialele Mk, k = 1...m, nivelurilecaracteristicilor asiguarete CAM,jk, j = 1...n, k = 1...m, care respectă toate criteriile


327

Kj, j = 1...n, scrise analitic în forma „min” CAM,jk ≥ CAP,j sau în forma „max”CAM,jk ≤ CAP,j;

• pentru fiecare din materialele Mk, k = 1...m se stabilesc indicatoriiparţiali Ijk, j = 1...n, care exprimă măsura în care materialul satisface criteriile deselecţie Kj, j = 1...n; indicatorii parţiali se calculează cu relaţii de forma:

jP

jkM

jk CA

CAI

,

,= , j = 1...n, dacă criteriul de selecţie Kj este formulat analitic în forma

„min”, sau jkM

jP

jk CA

CAI

,

,= , j = 1...n, dacă criteriul de selecţie Kj este formulat

analitic în forma „max”; evident, dacă fiecare din materialele Mk, k = 1...m,respectă toate criteriile de selecţie Kj, j = 1...n, Ijk ≥ 1;

• pentru fiecare din materialele Mk, k = 1...m, se calculează indicatorulglobal al proprietăţilor (caracteristicilor tehnice) ICT,k, folosind relaţia:

∑=

=n

jjkjkCT IaI

1, , k = 1...m; (14.2)

• se ierarhizează materialele Mk, k = 1..m, în ordinea descrescătoare avalorilor indicatorului ICT,k, k = 1..m, materialul cu cea mai mare valoare a acestuiindicator fiind (din punctul de vedere al caracteristicilor asigurate) cel mai potrivitpentru aplicaţia avută în vedre.

B. Criteriile privind procesarea tehnologică a materialelor în vedereaobţinerii semifabricatelor sau produselor se formulează în mod obişnuit într-oformă calitativă (atributivă), astfel încât îndeplinirea fiecărui criteriu de către unmaterial (notată cu 1) să constituie un argument în favoarea alegerii acestuiapentru o anumită aplicaţie, iar neîndeplinirea fiecărui criteriu (notată cu 0) sădiminueze şansele de alegere a acestui material. Un set de criterii de acest tippoate avea, de exemplu, următoarea alcătuire:

* materialul este disponibil pe piaţă în cantităţile şi sub formasemifabricatelor necesare pentru realizarea produselor (materialul nu trebuieelaborat şi transformat în semifabricate pe baza unor comenzi speciale lansatecătre producător);

* prelucrarea semifabricatelor la forma, dimensiunile şi calitateasuprafeţelor impuse de realizarea produselor se face cu tehnologii obişnuite, fără afi necesară aplicarea unor procedee sau operaţii operaţii tehnologice speciale;

* prelucarerea semifabricatelor la forma, dimensiunile şi caliateasuprafeţelor impuse de realizarea produselor se face cu scule, dispozitive saumaşini universale (prelucrarea semifabricatelor nu necesită utilizarea de scule,dispozitive sau maşini speciale);

* obţinerea caracteristicilor materialului impuse de condiţiile tehnice ale


328

produsului care se realizează nu necesită aplicarea unor tratamente termice,chimice sau termochimice;

* posibilităţile apariţiei defectelor de material sau de rebutare a produselorîn timpul prelucrărilor tehnologice sunt minime.

Criteriile privind procesarea materialelor se pot ierarhiza în funcţie deimportanţă, aplicând aceiaşi metodă ca şi în cazul criteriilor privind proprietăţile,adică pentru fiecare din criteriile qK,...,K,K 21 ′′′ incluse în setul de criterii privindprocesarea materialelor, se stabilesc coeficienţii de importanţă qj aaaa ′′′′ ,...,,...,, 21 ,

( 11

/ =∑=

q

jja ) şi se face apoi ierarhizarea criteriilor după valoarea coeficienţilor

ja′ , j = 1…q.

După stabilirea şi ierarhizarea în funcţie de importanţă a criteriilor privindprocesarea tehnologică, se trece la analiza măsurii în care materialele din gamaGMP ≡ M1, M2, …, Mk, …, Mm respectă aceste criterii, întocmind un tablou,numit matricea performanţelor tehnologice (de forma celui prezentat în fig. 14.2),în care elementele matricei, numite indicatorii parţiali ai performanţelortehnologice jkI ′ , exprimă măsura în care fiecare din materialele Mk, k = 1…m, dinGMP îndeplinesc criteriile jK ′ , k = 1…q :

′

′=′

jk

jkjk KM

KMI

criteriul respectanu materialul daca 0, criteriul respecta materialul daca 1,

(14.3)

Pentru fiecare din materialele Mk, k = 1…m, se calculează indicatorulglobal al performanţelor tehnologice IPT,k, folosind relaţia:

∑=

′′=n

jjkjkPT IaI

1, , k = 1…m (14.4)

şi se poate face ierarhizarea materialelor din GMP în ordinea descrescătoare avalorilor indicatorului IPT,k, k = 1…m, materialul cu cea mai mare valoare aacestui indicator fiind cel mai avantajos din punctul de vedere al comodităţiiachiziţionării şi comportării la prelucrarile tehnologice necesare transformării saleîn produse.

C. Criteriile privind costurile (cheltuielile) aferente elaborăriimaterialelor, transformării lor în semifabricate şi prelucrării acestora pentruobţinerea produselor sunt deosebit de importante, respectarea acestoradeterminând alegerea materialelor şi tehnologiilor de fabricaţie care asigurărealizarea în condiţii economice (cu cheltuieli cât mai mici) a produselor necesareîntr-o aplicaţie tehnică.

În mod obişnuit, aceste criterii se formulează în funcţie de costul total al


329

realizării produselor cu performanţele tehnice impuse de aplicaţia în care suntutilizate. Pentru a compara materialele din GMP prin prisma costurilor totaleimplicate de obţinerea semifabricatelor şi/sau de utilizarea acestora la realizareaproduselor necesare unei aplicaţii se pot utiliza costurile relative Cr, definite prinrelaţia:

ref

,,

T

kTkr C

CC = , (14.5)

în care CT,k reprezintă costul total al realizării semifabricatelor dintr-un materialMk ∈ GMP şi/sau al obţinerii produselor necesare unei anumite aplicaţii, iar CTrefeste costul total al realizării aceluiaşi tip de semifabricate şi/sau al obţineriiaceluiaşi tip de produse dintr-un material de referinţă (din GMP sau din afaraacestei game). Câteva date cu caracter informativ privind costurile relative aleunor materiale (metalice şi nemetalice) utilizate frecvent în aplicaţiile tehnice suntprezentate în tabelul 14.2.

INDICATRII PARTIALI /jkI

PENTRU MATERIALUL Mk ⊂ GMPCRITERIUL PONDEREA

CRITERIULUIM1 M2 ... Mk ... Mm

/1K /

1a /11I /

12I ... /1kI ... /

1mI/2K /

2a /21I /

22I ... /2kI ... /

2mI

... ... ... ... ... ... ... .../K j

/ja /

1jI /2jI ... /

jkI ... /jmI

... ... ... ... ... ... ... .../K q

/qa /

1qI /2qI ... /

qkI ... /qmI

∑=

′′=n

jjkjkPT IaI

1, IPT,1 IPT,2 ... IPT,k ... IPT,m

Fig. 14.2. Configuraţia matricei performanţelor tehnologice ale materialelorCriteriul realizării cu costuri minime a produselor necesare unei aplicaţii

tehnice se consideră la luarea deciziei finale privind alegerea materialelor,calculând pentru fiecare material Mk ∈ GMP indicatorul global alperformanţelor tehnico-economice (numit şi meritul global) IPTE,k, k = 1...m, cuformula:

kr

kPTPTkCTCTkPTE C

IaIaI

,

,,,

+= , k = 1...m, (14.6)


330

în care aCT este coeficientul de importanţă global al criteriilor privindcaracteristicile tehnice ale materialelor, iar aPT – coeficientul de importanţă globalal criteriilor privind performanţele tehnologice ale materialelor (aCT + aPT = 1);evident, materialele Mk ∈ GMP care au meritul global cel mai ridicat trebuie să fiecele preferate pentru aplicaţia tehnică considerată.

Tabelul 14.2. Valorile informative ale costurilor relative ale unor materiale utilizate în tehnică

MATERIALULrefT

Tr

C

CC = * MATERIALULrefT

Tr C

CC = *

Oteluri de uz general (barelaminate) 1,0 Cupru, Bronzuri, Alame

(produse obţinute prin DP) 5,1...13Oteluri de uz general (table,benzi, profile) 1,4...1,9 Cupru, Bronzuri, Alame

(produse obţinute prin turnare) 6,5...18Oţeluri carbon pentru construcţiade maşini (produse laminate) 1,7...2,8 Aliaje Cu – Ni (produse

laminate sau turnate) 19...21Oţeluri aliate pentru construcţiade maşini (produse laminate) 2,5...4,5 Superaliaje de tip Nimonic,

Incoloy, Inconel, Udimet 100...120Oteluri carbon şi slab aliatepentru scule 2,5...3,9 Titan şi aliaje de Ti (produse

obţinute prin DP + TT) 25...40Oţeluri inoxidabile şi refractare(produse laminate) 6,1...9,6 Polietilenă, Polipropilenă,

Polistyren 3,0...4,0Fonte albe şi cenuşii (produseobţinute prin turnare) 2,4...2,8 Policlorură de vinil, ABS,

Răşini acrilice şi fenolice 10...14Fonte modificate (produseobţinute prin turnare) 2,9...3,5 Politetrafluoretilenă (Teflon),

Poliamide (Nylon) 36...45Aluminiu şi aliaje de Al(produse oţinute prin DP + TT) 7,1...8,5 Fibre de sticlă 5,2...8,5Aluminiu şi aliaje de Al(produse obţinute prin turnare) 8,1...9,8 Compozite polimerice cu fibre

de sticlă sau de carbon 270...400

* Costurile CT şi CTref sunt calculate în lei/kg de semifabricatDacă valorile indicatorului IPT,k şi costurile aferente prelucrării tehnologice

pentru materialele din GMP sunt apropiate, indicatorul global al performanţelortehnico – economice IPTE,k, k = 1...m, se poate stabili cu formula:

....1,,

,, mk

CI

Ikr

kCTkPTE == (14.7)

O metodă modernă ce poate fi utilizată la luarea deciziei finale privindselecţia materialelor pentru o aplicaţie tehnică este analiza valorii (analizatehnico−−−−economică a utilităţii), care are la bază următoarele principii:

• orice produs este purtătorul material al unor funcţii capabile săsatisfacă anumite necesităţi ale utilizatorilor (un produs nu trebuie privit ca unansamblu de părţi materiale, ci ca un ansamblu de utilităţi); ţinând seama de acestprincipiu, analiza oricărui produs trebuie realizată pornind de la sistemul de


331

funcţii al acestuia, în cadrul căruia funcţiile sunt împărţite în categorii deimportanţă: funcţii de bază (principale), care corespund unor necesităţi reale(efective, directe) ale celor care utilizează produsul şi funcţii auxiliare(secundare), care contribuie la îndeplinirea normală a funcţiilor de bază sau carefac produsul mai uşor de vândut şi cresc reputaţia pe piaţă a acestuia;

• pentru orice produs trebuie să existe o corelaţie optimă între funcţiileasigurate şi resursele alocate pentru realizarea acestora, acest principiu fiinddenumit principiul raportului maxim între utilitate sau valoare de întrebuinţare şicost; ţinând seama de acest principiu, la analiza oricărui produs trebuie calculatăponderea costurilor implicate de realizarea fiecărei funcţii şi trebuie examinatăcorelaţia ce există între aceasta şi ponderea funcţiei (coeficientul de importanţă alfuncţiei) în asigurarea utilităţii (calităţii) globale a produsului.

Considerând că produsul analizat are f funcţii şi că la fiecare funcţie

corespunde un coeficient importanţa αi, i = 1...f ( ∑ ==

f

ii

11α ) şi o pondere a costului

de realizare ci, i = 1...f, T

ii C

Cc = , Ci fiind costul aferent realizării funcţiei, iar

CT – costul total al produsului ( ∑ ==

f

iic

11), se poate construi un grafic de corelare

utilitate – cost de tipul celui prezentat în figura 14.3. Din analiza unor astfel degrafice rezultă care sunt funcţiile produsului pentru care costurile suntdisproporţionate în raport cu contribuţiile lor la utilitate şi se pot găsi modalităţilede eliminare a neconcordanţelor cu efecte negative asupra costurilor (eliminareafuncţiilor inutile sau operarea unor modificări tehnologice privind realizareafuncţiilor care implică costuri ridicate), pentru ca produsul obţinut să secaracterizeze printr-un raport maxim utilitate/cost).

Aspectele anterior prezentate evidenţiază cu claritate complexitateaproblemelor privind alegerea materialelor pentru aplicaţiile tehnice. Încercarea dea recomanda unele metode cantitative, care să constituie suportul luării deciziilorpertinente privind rezolvarea unor astfel de probleme, nu trebuie să conducă laideea că aceste metode simplifică problemele, diminuează responsabilitateamembrilor echipei de proiectare şi micşorează cerinţele privind competenţaacestora. Aplicarea acestor metode este utilă şi conduce la rezultate bune, dacăproblema alegerii materialelor pentru o aplicaţie tehnică se tratează etapizat, decătre o echipă de proiectare bine structurată (care cuprinde ingineri cunoscători aiaplicaţiei ce se analizează, ingineri specializaţi în domeniul materialelor, inginerispecializaţi în domeniul tehnologiilor de fabricaţie, economişti specailizaţi îndomeniul costurilor etc.), ţinând seama de următoarele recomandări:

• în prima etapă de rezolvare a problemei se analizează cu atenţie


332

condiţiile tehnice ce caracterizează produsul care trebuie realizat, se stabilescprincipalele proprietăţi (caracteristici) pe care trebuie să le posede materialul dincare acesta urmează să fie confecţionat şi, pe această bază, se poate încercaselectarea clasei (familiei) de materiale potrivite pentru fabricarea produsului; deexemplu, dacă produsul care trebuie realizat este un recipient sub presiune careurmează a fi amplasat pe o aeronavă, materialul din care acesta urmează să fieconfecţionat trebuie să se caracterizeze prin rezistenţă mecanică ridicată,tenacitate mare şi densitate cât mai mică, ceea ce conduce, aşa cum se arată înschema din figura 14.4, la soluţia alegerii unui material din familia compozitelordurificate cu fibre;

Fig. 14.3. Configuraţia unui grafic de corelare utilitate – cost obţinutprin aplicarea analizei valorii la un produs industrial

• dacă în prima etapă de rezolvare a problemei criteriile privindproprietăţile nu sunt suficiente pentru selectarea familiei de materiale adecvateaplicatiei avute în vedere, se pot adăuga acestora şi criterii din celelalte categorii(criterii privind procesarea tehnologică sau criterii privind costurile); de exemplu,dacă produsul care trebuie realizat este un recipient de stocare a unui gazcombustibil (pentru utilizare casnică) sub presiune, materialul din care acestaurmează să fie confecţionat trebuie să prezinte caracteristici ridicate de rezistenţămecanică şi tenacitate, condiţii care, aşa cum se arată în schema din figura 14.5,pot fi îndeplinite atât de materialele metalice, cât şi de materialele compozitedurificate cu fibre, decizia utilizării unui material metalic fiind justificată decompararea celor două familii de materiale prin prisma costurilor;

• după selectarea familiei din care trebuie să facă parte materialul ce va fiutilizat la confecţionarea produsului, menţinând în prim plan cerinţele privindproprietăţile şi adăugând eventual acestora şi criterii privind caracteristiciletehnologice sau costurile, se stabilesc categoriile, tipurile sau mărcile de materialeadecvate din această familie; de exemplu, pentru cele două aplicaţii descriseanterior alegerea tipurilor de materiale se realizează aşa cum sugerează schemeleprezentate în figurile 14.6 şi 14.7;


333

Fig. 14.4. Shema alegerii familiei demateriale pentru un recipient sub presiune

amplasat pe o aeronavă

Fig. 14.5. Shema alegerii familiei de materialepentru un recipient de stocare sub presiune a

unui gaz combustibil

Fig. 14.6. Schema alegerii tipurilor demateriale compozite pentru un recipient sub

presiune amplasat pe o aeronavă

Fig. 14.7. Shema alegerii tipurilor demateriale metalice pentru un recipient sub

presiune amplasat pe o aeronavă• metodele prezentate anterior se pot utiliza în etapa finală, pentru a decide

care dintre tipurile de materiale selectate în etapele precedente (care alcătuiescgama materialelor cu proprietăţi adecvate GMP) corespunde cel mai binecerinţelor tehnico-economice ce definesc aplicaţia avută în vedere; aşa cum s-aarătat mai înainte, pentru ca eficienţa aplicării acestor metode să fiecorespunzătoare este necesar ca numărul materialelor Mk din GMP să fie cât mai


334

mic, această cerinţă putând fi uşor respectată dacă se face o selecţie a tipurilor demeteriale pe baza informaţiilor cuprinse în standarde, cataloage, normative sauprescripţii tehnice; de exemplu, pentru aplicaţia constând în realizarearecipientului de stocare a gazului gombustibil (anterior discutată), mărcile de oţeladecvate (care alcătuiesc GMP pentru această aplicaţie) se pot alege folosindprescripţiile din standardul SR EN 10028.

14.3. Un studiu de caz privind alegerea materialelor

Pentru a evidenţia complexitatea problemei alegerii materialelor pentruaplicaţiile tehnice se prezintă un studiu de caz privind materialele selectate şiutilizate de diverşi producători pentru realizarea prăjinilor de pompare a petroluluidin zăcăminte.

În ţara noastră şi în multe alte ţări de pe glob, pompajul de adâncime cuprăjini se utilizează ca metodă de extracţie a petrolului (ţiţeiului) la 65...85% dinsondele aflate în producţie. La aplicarea acestei metode tehnologice de exploatare asondelor, garnitura de prăjini (alcătuită din prăjini de pompare asamblate cap la cap)este una din componentele principale ale echipamentului de lucru, având rolul de atransmite mişcarea rectilinie alternativă de la instalaţia de suprafaţă la pistonul(cilindrul) pompei de adâncime cu care se realizează extracţia ţiţeiului din zăcământ.

Configuraţia constructivă a prajinilor de pompare este dictată de rolul lorfuncţional şi de tipul materialului utilizat la confecţionarea acestora şi esteprezentată în figura 14.8. În timpul utilizării într-o sondă aflată în exploatare,prajinile de pompare sunt supuse unor solicitări axiale variabile, ciclurile desolicitare având perioada aproximativ egală cu durata unui ciclu de lucru alpompei de adâncime. Acest fapt este ilustrat în figura 14.9, care prezintă omodalitate de estimare a caracteristicilor ciclurilor de solicitare ale prăjinilor depompare din diferite zone ale garniturii de prăjini ce echipează o sondă, pe bazainterpretării dinamogramelor înregistrate la sonda respectivă.

Ciclurile de solicitare ale prăjinilor din compunerea garniturii de prăjini dela o sondă sunt (în mod obişnuit) ondulant-pozitive (cu coefcientul de asimetrie

7,0...3,0max

min ==σσ

R ) sau (mai rar, în condiţii de funcţionare defectuoasă a

instalaţiei de pompare) alternante (cu –0,4 < R < 0) şi au ca tensiuni caracteristice:tensiunea maximă, σmax > 0; tensiunea minimă σmin = Rσmax; tensiunea medie

0)1(

22maxminmax >

+=

+=

Rm

σσσσ şi

22)1(maxminmax R

v−

=−

=σσσ

σ σv. Ca

urmare, se poate aprecia că durabilitatea unei prăjini de pompare este în directădependenţă cu mărimea coeficientului de siguranţă c, dată de relaţia:


335

)1()1(

2

1

max

max

1max,

RRR

R

cm

m

++−==

−σ

σσσ

, (14.8)

în care σmax,1 este tensiunea maximă a ciclurilor limită care, având acelaşicoeficient de asimetrie ca şi ciclurile solicitării de lucru, produc ruperea prinoboseală a prăjinii considerate, Rm este rezistenţa la rupere a materialului prăjinii,iar σ−1 – rezistenţa la oboseală (prin solicitare alternant-simetrică, cu R = −1) aprăjinii de pompare în mediul de lucru din sondă (amestec ţiţei−ape de sondă, cucorozivitatea determinată de salinitate şi de conţinuturile de CO2 şi H2Sdizolvate). Tensiunea maximă (σmax) a ciclurilor solicitării de lucru a unei prăjiniare mărimea dată de raportul dintre forţa maximă de solicitare axială a prăjinii,

Fmax şi aria secţiunii transversale a prăjinii 4

2dS pπ= . Fmax este rezultanta unui

grup de sarcini axiale ce are ca principale componente: greutatea proprie a prăjinilorde pompare Fg, greutatea coloanei de lichid pompat F1, forţa de flotabilitate agarniturii de prăjini Ff1, sarcinile (dinamice) datorate inerţiei şi fenomeneloroscilatorii ale garniturii de prăjini Fd, forţele de frecare (între prăjini şi ţevile deextracţie, între pistonul şi cămaşa pompei de adâncime, etc.) Ff. Intensităţilemajorităţii acestor componente (Fg, Ff1, Fd, Ff) sunt direct proporţionale cugreutatea specifică a materialului prăjinilor γ = ρg şi, ca urmare, intensităţile forţeiFmax şi tensiunii σmax (şi, implicit, energia consumată la exploatarea unei sonde prinpompaj de adâncime) sunt în dependenţă liniară cu caracteristica γ.

Analizând relaţia (14.8) în contextul argumentelor anterior prezentate, sepoate aprecia că durabilitatea prăjinilor de pompare creşte o dată cu rezistenţa

mecanică specifică a materialului din care sunt confecţionate, γ

mR

RK = şi cu

mărimea rezistenţei la oboseală relative m

O RK 1−=

σ.

Comportarea în exploatare a prăjinilor de pompare are ca factor deinfluenţă şi modulul de elasticitate longitudinal al materialului acestora E,rigidităţile la tracţiune şi încovoiere ale prăjinilor fiind în directă proporţionalitatecu această caracteristică; creşterea valorii modulului de elasticitate specific al

materialului prăjinilor γEK E = , determină micşorarea deformaţiilor axiale şi

curburilor locale ale garniturii de prăjini ce echipează o sondă aflată în exploatareşi asigură astfel o funcţionare mai eficientă a instalaţiei de pompare.


336

Fig. 14.8. Configuraţia constructivă şi dimensiunile produsului prăjină de pompare

Fig.14.9. Determinarea caracteristicilor ciclurilor de solicitare ale prăjinilor de pompare

Caracteristicile precizate anterior (KR, KO, KE) pot servi la efectuarea uneianalize comparative a diverselor materiale utilizate sau cu perspective de utilizarela confecţionarea prăjinilor de pompare.

A. Oţelurile sunt materialele tradiţionale pentru prăjinile de pompare.Standardele şi normele existente clasifică oţelurile pentru prăjini de pompare înurmătoarele clase de rezistenţă:

a) oţeluri grad C, recomandate pentru prăjinile supuse în exploatare lasarcini mici sau mijlocii, în medii de lucru slab corozive; caracteristicile derezistenţă mecanică prescrise (Rm = 630...790 N/mm2) sunt realizate de oţelurile


337

carbon sau slab aliate de tip C−Mn (cu %Cm = 0,3...0,4 % şi %Mnm = 1,2...1,6 %)în stare normalizată;

b) oţeluri grad D, recomandate pentru prăjinile supuse în timpulpompajului la sarcini mari sau foarte mari, în medii de lucru cu corozivitatescăzută; caracteristicile de rezistenţă mecanică impuse (Rm = 790...965 N/mm2)sunt realizate de oţeluri slab aliate de tip Cr−Mo (%Cm = 0,3...0,45 %,%Crm = 0,8...1,2 % şi %Mom = 0,15...0,3 %) sau Cr−Ni−Mo (%Cm = 0,3...0,4 %,%Nim = 1,4...1,7 %, %Crm = 1,4...1,7 % şi %Mom = 0,15...0,3 %), în stărilestructurale conferite prin aplicarea unor TT finale de normalizare + revenire sauîmbunătăţire;

c) oţeluri grad K, destinate prăjinilor solicitate moderat în timpulpompajului, în medii de lucru saline (fără H2S); se recomandă utilizarea unui oţelNi−Mo (%Cm = 0,17...0,23 %, %Nim = 1,65...2,0 % şi %Mom = 0,2...0,3 %), cu TTfinal de normalizare + revenire înaltă;

d) oţeluri speciale, recomandate pentru prăjinile de pompare cu condiţiigrele de lucru: sarcini mari de pompare şi medii saline contaminate cu CO2 (fărăH2S) sau sarcini de pompare moderate şi medii de lucru puternic corozive (mediisaline cu CO2 şi H2S); un exemplu tipic de oţel aparţinând acestei clase este cel cu%Cm = 0,35...0,42 %, %Crm = 16...17 %, %Nim = 1 % şi %Mom = 1%, ce asigură(după calire+ revenire) caracteristici de rezistenţă mecanică la nivelul oţelurilorgrad D şi rezistenţe la oboseală (în aer şi în mediul coroziv de sondă) superioarecelor prezentate de celelalte oţeluri pentru prăjini, aşa cum arată diagramele dinfigura 14.10.

Cercetările întreprinse pentru creşterea caracteristicilor de exploatare aleprăjinilor de pompare din oţel au condus la concluziile următoare:

• Aplicarea TT final de îmbunătăţire, în locul tratamentelor de normalizaresau normalizare + revenire, asigură rezistenţe mecanice superioare ale prăjinilor şiameliorează comportarea lor la oboseală în aer şi în mediile corozive saline, aşacum indică datele prezentate în tabelul 14.3; dificultăţile tehnice ridicate deaplicarea călirii martensitice clasice (cu încălzirea pieselor în cuptor şi răcireaulterioară în băi de ulei sau apă) la prăjinile de pompare pot fi depăşite dacă seutilizează încălzirea prin inducţie cu curenţi de medie frecvenţă (8000...10000 Hz)şi răcirea cu jeturi de apă.

• Rezistenţa la oboseală (în aer sau în mediu coroziv) a prăjinilor depompare este cu 40...55 % mai scăzută decât rezistenţa la oboseală a materialuluidin care sunt confecţionate (determinată pe epruvete polizate); în figura 14.11 seprezintă sintetic modul în care starea suprafeţelor prăjinilor şi mediul de lucruinfluenţează rezistenţa la oboseală a acestora. În cazul mediilor corozive,rezistenţa la oboseală este influenţată substanţial şi de frecvenţa ciclurilor desolicitare variabilă, aşa cum indică diagramele prezentate în figura 14.12.


338

Fig. 14.10. Rezistenţa la oboseală în aer aoţelurilor pentru prăjinile de pompare

Fig.14.11. Influenţele stării suprafeţeişi mediului de lucru asupra rezistenţei laoboseală a prăjinilor de pompare din oţel

• Creşterea rezistenţei la oboseală a prăjinilor de pompare din oţel se poaterealiza dacă se aplică acestora operaţii finale de durificare superficială (ecruisareprin rulare sau prin sablare cu jet de alice, călire superficială, etc.), care inductensiuni reziduale de compresiune în stratul superficial al pieselor. S-a constatat cărezistenţa la oboseală a prăjinilor σ−1 este în dependenţă liniară cu rezistenţa larupere a oţelului din care sunt realizate Rm, cu rugozitatea suprafeţelor acestora Rz,şi cu mărimea tensiunilor reziduale de compresiune din stratul superficial alprăjinilor (introduse în cursul procesului tehnologic de fabricare sau prinoperaţiile de durificare superficială practicate) σr.

B. Aliajele pe bază de aluminiu reprezintăo altă categorie de materiale acărei utilizare la confecţionarea prăjinilor de pompare a fost cercetată. Cercetărileau arătat că aliajele pe bază de Al potrivite pentru această aplicaţie sunt aliajeledeformabile şi durificabile structural prin TT, din clasa 7000 (de exemplu, aliajul7075, cu %Znm = 5,1...6,1 %, %Mgm = 2,1...2,9 %, %Cum = 1,2...2,0 % şi adaosuride Mn, Cr, Ti, Zr); prin aplicarea unor TT de tipul T7, aceste aliaje capătăstructuri alcătuite dintr-o matrice de soluţie solidă a componentelor şi fazedurificatoare (semicoerente sau necoerente cu matricea) uniform distribuite înmatrice, de tip MgZn2 (faze M’ sau M); Al2Mg3Zn3 (faze T’ sau T); Al2CuMg(faze S’ sau S) etc. La utilizarea acestor aliaje pentru confecţionarea prăjinilor depompare trebuie avute în vedere următoarele aspecte:

• Aliajele asigură prăjinilor rezistenţa la tracţiune Rm = 475...600 N/mm2 şicaracteristici KE = 2,6⋅106 m (puţin mai mică decât a oţelurilor) şiKR = (1,75...2,20) ⋅104 m (mai mari ca la oţeluri, v. tabelul14.3).


339

• Caracteristicile de rezistenţă mecanică se degradează în timp, dacă pieseledin astfel de aliaje sunt menţinute la temperaturi mai mari ca 150...200 oC (deexemplu, menţineri de 1000 ore la 200 oC pot determina diminuarea cu 50...60 % aRm, v. scap. 9.6.1); existenţa acestui fenomen (datorat trecerii în stare stabilă astructuriilor metastabile realizate prin TT aplicate) impune limitarea adâncimilorla care pot fi utilizate prăjinile din aliaje de Al şi verificarea periodică acaracteristicilor lor mecanice (însoţită, eventual, de refacerea structurii printr-unnou TT de călire de punere în soluţie + îmbătrânire).

Fig.14.12. Influenţele mediului de lucru şifrecvenţei ciclurilor de solicitare asupra

rezistenţei la oboseală a prăjinilor de pomparedin oţel grad D

Fig.14.13. Influenţele asimetriei ciclurilor desolicitare şi prezenţei concentratorilor asuprarezistenţei la oboseală a prăjinilor de pompare

din aliaje pe bază de aluminiu

• Rezistenţa la oboseală (în aer) a aliajelor pe bază de aluminiu esteinfluenţată în măsură importantă de asimetria ciclurilor de solicitare şi de prezenţaconcntratorilor de tensiuni, aşa cum sugerează diagramele din figura 14.13.

• Prezenţa mediilor corozive de lucru afectează rezistenţa la oboseală aaliajelor pe bază de aluminiu în măsură mult mai mică decât în cazul oţelurilor;aliajele au o bună rezistenţă la oboseală în mediile saline, chiar şi în cazulcontaminării acestora cu H2S şi CO2, caracteristica KO înregistrând valori0,31...0,33, la nivelul celor tipice oţelurilor înalt aliate cu Cr.

C. Compozitele cu fibre de sticlă reprezintă o altă categorie de materialeaplicabile la confecţionarea prăjinilor de pompare; pentru viitor (când costurile defabricare vor înregistra scăderi datorită progresului tehnic şi tehnologic) seîntrevede şi utilizarea compozitelor cu fibre de C, B sau whiskers (trihite)metalice sau ceramice. Compozitele cu fibre de sticlă folosite pentru realizareaprăjinilor de pompare (conform soluţiei constructive sugerate de fig.14.8) au


340

matricea de răşină poliesterică sau epoxidică (cu Rmm = 30...60 N/mm2 şiEm = 6,9⋅103...7,1⋅103 N/mm2) şi fibre din sticlă E (cu Rmf = 3400 N/mm2 şiEf ≅ 7,24⋅103 N/mm2) sau din sticlă S (cu Rmf = 4800 N/mm2 şiEm = 8,55⋅103 N/mm2). Prăjinile de pompare din astfel de materiale se realizeazăprintr-un proces de pultruziune (tragerea răşinii, armată cu fire paralele din rovrigde fibre de sticlă, printr-o matriţă, concomitent cu gelifierea, întărirea şi maturareala cald a răşinii în prezenţa unor catalizatori). La utilizarea acestor materialepentru confecţionarea prăjinilor de pompare trebuie avute în vedere următoareleaspecte tehnice:

• Caracteristicile KE şi KR ale compozitelor cu fibre de sticlă suntsuperioare celor prezentate de oţeluri, aşa cum rezultă analizând datele prezentateîn tabelul 14.3; aceste caracteristici sunt dependente de fracţia volumică a fibrelorîn structura compozitului fv, E, şi Rm (la tracţiune) ale prăjinilor realizate dinmateriale compozite putându-se estima cu relaţii de forma (v. cap.12): E = fv Ef + (1 – fv)Em (14.9)

Rm = Rmf [fv + (1 – fv)f

m

EE

] (14.10)

Aşa cum rezultă comparând datele prezentate în tabelul 14.3 şi în diagramele dinfigura 14.14, valorile experimentale ale caracteristicilor E şi Rm ale materialelorcompozite diferă de cele calculate cu relaţiile (14.9) şi (14.10), deoarececompozitele realizate industrial nu asigură întotdeauna legături interfacialeperfecte între fibre şi matrice (condiţie ce stă la baza stabilirii acestor relaţii).

Fig. 14.14. Dependenţa dintre rezistenţa larupere şi fracţia volumică a fibrelor lacompozitele pentru prăjini de pompare

Fig. 14.15. Modificarea rezistenţei la obosealăa prăjinilor de pompare din materialecompozite în funcţie de abaterile de laaranjamentul axial al fibrelor de sticlă

Tabelul 14.3. Principalele caracteristici tehnico-economice ale materialelor folosite la realizarea prăjinilor de pompare

Materialul Cr* E,

N/mm2 Starea Rm,N/mm2

KE,**

MmKR,**

kmKO ***

în aerKO

***

în apă salină

N 630...870 2,7 0,82...1,13 0,47...0,50(0,22...0,27)

0,22...0,24(0,07)Oţel

Grad C 1,0 2,05⋅105

C + r 810...850 2,7 1,06...1,11 0,50...0,56 0,32

N + r 790...965 2,7 1,03...1,26 0,48...0,51(0,33...0,35)

0,24...0,27(0,05)Oţel

Grad E C + r 860...1030 2,7 1,12...1,34 0,49...0,50 0,20...0,27

N 690...710 2,7 0,90...0,93 0,52(0,31) 0,26

N + r 620...640 2,7 0,81...0,83 0,49...0,52 0,26(0,11)

OţelGrad K

1,6 2,10⋅105

C + R 750...790 2,7 0,98...1,03 0,51...0,53 0,22...0,26Oţel Special(aliat cu Cr) 5,9 2,15⋅105 C + r 790...930 2,8 1,04...1,22 0,52 (0,35)

Aliaj de Altip 7075 4,8 7,03⋅104 T7 470...580 2,6 1,73...2,14 0,35 0,31

Compozit cufibre

de sticlă E5,2 5,60⋅104 80 %

fibre 1600...1700 3,2 9,06...9,62 (0,25) (0,24)

* Costurile relative Cr calculate cu relaţia (14.5), considerând factorii CT şi CTref exprimaţi în lei/(m de prăjină);** KR şi KE, calculate cu următoarele densităţi ρ, în kg/m3: 7820 pentru oţelurile slab aliate (Grad C, Grad E şi Grad K); 7750 pentruoţelurile speciale înalt aliate cu Cr; 2760 pentru aliajul de Al tip 7075 (AlZn6Mg2,5Cu1,5); 1800 pentru compozitul cu fibre de sticlă;*** KO calculate cu σ-1 determinat pe epruvete polizate; în paranteze sunt valorile lui KO obţinute cu σ-1 determinat pe baza rezultatelorunor încercări efectuate pe prăjini reale.


341

• Rezistenţa la oboseală în aer a prăjinilor de pompare din compozite cufibre de sticlă este caracterizată prin valori KO = 0,25...0,30; rezistenţa la obosealăeste mai ridicată dacă solicitările variabile se caracterizează numai prin eforturi deîntindere (de exemplu, KO calculat cu σ0,1 în loc de σ−1 are valoriKO = 0,37...0,42), compozitele cu fibre unidirecţionale având tendinţa dedegradare rapidă când sunt solicitate la compresiune. Rezistenţa la oboseală nueste practic afectată de prezenţa mediilor corozive, compozitele cu fibre de sticlăavând o foarte bună comportare în mediile apoase saline, în soluţiile de acizi saubaze şi în prezenţa solvenţilor organici.

• Aşa cum arată diagramele din figura 14.15, rezistenţa la oboseală acompozitelor cu fibre de sticlă pentru prăjinile de pompare este substanţialinfluenţată de abaterile de la aranjamentul axial al armăturii (unidirecţionale) dinfibre şi (la fel ca E şi Rm) de caracteristicile legăturilor realizate în procesul defabricare la interfeţele dintre fibre şi matrice.

• Caracteristicile mecanice ale materialelor compozite sunt influenţatenegativ de creşterea temperaturii (ce produce degradarea matricei şi legăturilorinterfaciale dintre fibre şi matrice);ca urmare prăjinile de pompare realizate dinmateriale compozite cu fibre de sticlă nu pot fi utilizate la temperaturi mai mari de200 oC. Studiul de caz prezentat evidenţiază un aspect important privind alegereamaterialelor pentru aplicaţiile tehnice: produsele destinate utilizării în diversecondiţii (privind solicitările mecanice, temperaturile şi mediile de lucru) se potrealiza în mai multe variante, pentru fiecare variantă selectându-se materialuladecvat funcţionării în deplină siguranţă a produsului şi care asigură raportulmaxim utilitate/cost.

Cuvinte cheieanaliza valorii, 330cicluri de solicitare, 334coefcient de asimetrie, 334coeficient de importanţă, 323coeficient de siguranţă, 334costuri relative, 329criterii de cost, 328criterii privind proprietăţile, 323criterii tehnologice, 327fiabilitate, 322grafic de corelare utilitate-cost, 331indicator global, 327, 328, 329

indicator parţial, 327materiale funcţionale, 321materiale structurale, 321matricea preferinţelor, 324mentenabilitate, 322modul de elasticitate specific, 324prajini de pompare, 334proprietăţi adecvate, 326pultruziune, 340reciclabilitate, 323rezistenţă mecanică specifică, 324rezistenţă relativă la oboseală, 325


342

Bibliografie

1. Shackelford J.M., Introduction to materials science for engineers,MacMillan Publishing Company, New York, 1992

2. Broutman L.J., Composite materials. Fracture and fatigue, AcademicPress, New York – London, 1974

3. * * * Metals Handbook. Desk Edition, A.S.M., Metals Park, Ohio, 19854. * * * Hütte − Manualul inginerului. Traducere din limba germană după

ediţia a 29-a, Editura Tehnică, Bucureşti, 19955. Zecheru Gh., Ulmanu V., Drăghici Gh., Analiza comparativă a

caracteristicilor de exploatare ale materialelor pentru prăjinile de pompare,în vol. „Noutăţi în domeniul tehnologiilor şi utilajelor pentru prelucrare lacald”, Braşov, 1992

6. Moţoiu R., Ingineria calităţii, Editura Chiminform Data, Bucureşti, 19947. Ciurea S., Drăgulănescu N., Managementul calităţii totale, Editura

Economică, Bucureşti, 1995


T.14.1. Pentru care dintre următoarele aplicaţii trebuie ales un material dingama materialelor structurale: a) realizarea arborelui cotit al unui motor deautoturism; b) fabricarea catalizatorului pentru un reactor dintr-o instalaţiepetrochimică; c) realizarea ţevilor pentru tubulatura unei conducte care transportăgaze naturale sub presiune; d) fabricarea corpului unui rezervor sferic dedepozitare a gazelor lichefiate?

T.14.2. Care dintre următoarele aplicaţii tehnice impun alegerea unuimaterial din gama materialelor funcţionale: a) realizarea conductorilor electrici;b) fabricarea unui magnet permanent; c) fabricarea unui tranzistor; d) fabricareaelementului activ al unui aprinzător piezolelectric?

T.14.3. Care dintre următoarele materiale pot fi încadrate în gamamaterialelor reciclabile: a) oţelurile; b) fontele; c) polietilena; d) sticla?

T.14.4. Care este rezistenţa mecanică specifică a unui material metalic cuRm = 800 N/mm2 şi ρ = 4000 kg/m3: a) KR ≅ 20,4 km; b) KR ≅ 20,4 m;c) KR ≅ 10,4 km; d) KR ≅ 40,2 km?

T.14.5. Care dintre următoarele materiale asigură un modul de elasticitatespecific KE ≅ 2,7⋅106 m: a) oţelul cu E = 2,1⋅105 N/mm2 şi ρ = 7850 kg/m3;


343

b) aliajul de aluminiu cu E = 7,1⋅104 N/mm2 şi ρ = 2750 kg/m3; c) aliajul pe bazăde titan cu E = 1,1⋅105 N/mm2 şi ρ = 4150 kg/m3; d) alama cu E = 1,1⋅105 N/mm2

şi ρ = 8550 kg/m3?T.14.6. Care dintre următoarele condiţii pot fi incluse în gama condiţiilor

tehnice care definesc funcţionalitatea şi comportarea în exploatare ale unuiprodus: a) condiţiile privind solicitările mecanice; b) condiţiile privind fiabilitatea;c) condiţiile privind reciclabilitatea; d) condiţiile privind preţul de desfacere?

T.14.7. Materialul din care se confecţionează un produs trebuie săsatisfacă criteriul Rm ≥ 600 N/mm2. Care este rezistenţa la tracţiune a unuimaterial al cărui indicator parţial privind respectarea acestui criteriu este I = 1,4:a) Rm = 900 N/mm2; b) Rm = 600 N/mm2; c) Rm = 500 N/mm2;d) Rm = 840 N/mm2?

T.14.8. Materialul din care se confecţionează un produs trebuie săsatisfacă criteriul ρ ≤ 4000 kg/m3. Care este densitatea unui material al căruiindicator parţial privind respectarea acestui criteriu este I = 1,4: a) ρ = 900 kg/m3;b) ρ = 7600 kg/m3; c) ρ = 2860 kg/m3; d) ρ = 5600 kg/m3?

T.14.9. La alegerea materialului pentru un produs sunt impuse cincicriterii (calitative) privind procesarea sa tehnologică, toate criteriile având acelaşicoeficient de importanţă. Care este indicatorul global al performanţelortehnologice pentru un material care respectă numai trei din criteriile impuse:a) IPT = 1,0; b) IPT = 0,8; c) IPT = 0,6; d) IPT = 0,4?

T.14.10. La alegerea materialului pentru un produs sunt impuse patrucriterii (calitative) privind procesarea sa tehnologică, coeficienţii de importanţă aicriteriilor fiind /

4/3

/2

/1 ,,, aaaa . Care dintre criterii nu a fost îndeplinit de un

material, dacă indicatorul global al performanţelor sale tehnologice are valoarea/4

/3

/1 aaaI PT ++= : a) primul criteriu; b) al doilea criteriu; c) al treilea criteriu;

d) al patrulea criteriu?T.14.11. Care dintre următoarele principii se aplică la utilizarea analizei

valorii la un produs industrial: a) orice produs este purtătorul material al unorfuncţii capabile să satisfacă necesităţile exprimate sau implicite ale utilizatorilor;b) orice produs trebuie privit ca un ansamblu de utilităţi; c) orice produs trebuie săasigure un raport maxim între utilitate sau valoare de întrebuinţare şi cost; d) oriceprodus trebuie privit ca un ansamblu de părţi materiale şi nu ca un ansamblu deutilităţi?

T.14.12. Un material Mk din gama materialelor cu proprietăti adecvateunei anumite aplicaţii are ICT,k = 1,2; IPT,k = 0,8 şi Cr,k = 3. Stiind că act = 0,8, să seprecizeze care este valoarea indicatorului global al performanţelor tehnico-economice pentru acest material: a) IPTE,k = 0,733; b) IPTE,k = 0,373;c) IPTE,k = 0,455; d) IPTE,k = 1,222?


344

Aplicaţii

A.14.1. Pentru realizarea unei maşini trebuie confecţionată o bară detracţiune cu lungimea L = 0,5 m şi diametrul d ≅ 15 mm. Forţa axială maximă caresolicită bara în timpul funcţionării maşinii este F = 25000 N. Să se stabilească cecriterii privind proprietăţile trebuie impuse la alegerea materialului pentru aceastăbară, dacă funcţionarea în siguranţă a maşinii impune respectarea următoarelorcondiţii tehnice: a) tensiunile din bară trebuie să respecte condiţia σ ≤ 0,8Rp0,2,Rp0,2 fiind limita de curgere a materialului barei; b) masa barei trebuie să fiem ≤ m0 = 0,5 kg; c) deformaţia axială a barei nu trebuie să depăşească valoarea∆L0 = 1,5 mm.

Rezolvare

Tensiunile de întindere din bară au intensitatea maximă 2

4dF

πσ = şi

trebuie să corespundă criteriului σ ≤ 0,8Rp0,2; se obţine astfel condiţia

22,0 8,04

dFRp π

≥ .

Masa barei este ρπ Ldm4

2

= , ρ fiind densitatea materialului barei şi

trebuie să îndeplinească criteriul m ≤ m0; se obţine astfel condiţia:Ld

m2

04π

ρ ≤ .

Deformaţia specifică axială a barei este 0

2

4Ld

FE ∆

==π

σε , E fiind modulul

de elasticitate longitudinal al materialului barei şi trebuie să respecte criteriul

LL0∆

≤ε ; se obţine astfel condiţia 0

2

4Ld

FLE∆

≥π

.

Înlocuind datele din enunţul aplicaţiei rezultă următoarele criterii dealegere a materialului barei de tracţiune: Rp0,2 ≥ 177 N/mm2; ρ ≤ 5660 kg/m3 şiE ≥ 47160 N/mm2.

A.14.2. Pentru realizarea unei bare de tracţiune cilindrice din compunereaunei maşini s-a selectat o GMP cu cinci oţeluri, având caracteristicile precizate întabelul 14.4. Pentru funcţionarea în siguranţă a maşinii trebuie respectateurmătoarele condiţii tehnice: a) tensiunile generate în bară de aplicarea forţei deîntindere F trebuie să respecte condiţia σ ≤ 0,8Rp0,2; b) bara trebuie să prezinte obună tenacitate, asigurată dacă materialul acesteia îndeplineşte simultan criteriile:


345

K1: ;9,02,0 ≤m

p

RR

K2: A ≥ 15 % şi K3: KV ≥ 27 J la – 20 oC, având coeficienţii de

importanţă a1 = 0,3; a2 = 0,2 şi a3 = 0,5. Să se decidă care dintre materialele dinGMP corespunde cel mai bine aplicaţiei.

RezolvarePrima dinte condiţiile tehnice impuse de aplicaţie se utilizează pentru

dimensionarea barei de tracţiune (determinarea diametrului barei); notând dkdiametrul barei în cazul realizării ei din materialul Mk ∈ GMP, k = 1...5, rezultă:

2,02 8,04p

k

RdF ≤=

πσ şi bara trebuie să aibă diametrul (minim)

kpk R

Fd,2,08,0

4π

= .

Dacă se consideră d1 (corespunzător barei realizate din materialul M1) ca diametru

de referinţă, se obţine 1,2,0

,2,01

p

kpk R

Rdd = , k = 1...5.

Tabelul 14.4. Caracteristicile oţelurilor ce alcătuiesc GMP pentru aplicaţia A.14.2Caracteristicile mecanice minime

k Marcaoţelului * Rp0,2,k,

N/mm2Rm,k,

N/mm2Ak,%

KVk la –20 oC, J km

kp

RR

,

,2,0 /,krC **

1 S235J2 235 510 24 27 0,461 1,02 S275J2 175 430 20 27 0,640 1,23 S355K2 355 620 16 40 0,573 1,44 P460NL1 460 620 17 47 0,742 1,85 12Ni14 355 640 22 55 0,554 2,7

* toate oţelurile au ρ = 7850 kg/m3;** costurile relative calculate cu CT şi CTref în lei/(kg de semifabricat)

Masa barei de tracţiune cu lungimea L este ρπLdm k

kT 4

2

, = , iar masa unei

unităţi de lungime din bară (de exemplu, L = 1 m) are valoarea (în kg/m) dată de

formula ρπ4

2k

kd

m = , k = 1...5. Dacă se consideră m1 (corespunzătoare barei

realizate din materialul M1) ca masă de referinţă, se obţine: 1,2,0

,2,01

p

kpk R

Rmm = ,

k = 1...5. Evident, deoarece barele realizate din diversele materiale incluse în GMPau diametre dk diferite şi aceeaşi lungime, compararea acestor materiale prinprisma costurilor trebuie făcută cu ajutorul costurilor relative Cr,k calculate curelaţia (14.5), considerând CT,k şi CTref exprimate în lei/(m de semifabricat); pentru


346

a determina costurile relative Cr,k se folosesc datele din tabelul 14.4 şi relaţia

1,2,0

,2,0/,

1

/,,

p

kpkr

kkrkr R

RC

mm

CC == .

Pentru fiecare dintre materialele Mk ∈ GMP se determină indicatorii parţialiIjk, corespunzători celor trei criterii (j = 1...3) privind asigurarea tenacităţii barei:

• criteriul K1: 9,02,0 ≤m

p

RR

are forma „max” şi CAP,1 = 0,9 şi, ca

urmare:km

kpk R

RI

,

,2,01 9,0= , k =1...5;

• criteriile K2: A ≥ 15 % şi K3: KV ≥ 27 J la – 20 oC sunt formulate analitic

în forma „min” şi au CAP,2 = 15 % şi CAP,3 = 27 J şi, ca urmare:152

kk

AI = şi

273k

kKVI = , k = 1...5.

Utilizând valorile coeficienţilor aj, j = 1...3, date în enunţul aplicaţiei şifolosind relaţia (14.2) se obţin valorile indicatorilor globali ai proprietăţilor ICT,k,k = 1...5, iar cu ajutorul relaţiei (14.7) se pot determina valorile indicatorilorglobali ai performanţelor tehnico−economice IPTE,k, k = 1...5.


k dk,mm

mk, kg/m Cr * I1k I2k I3k ICT,k IPTE,k

1 d1 m1 1,000 1,952 1,60 1,00 1,406 1,4062 0,924d1 0,855m1 1,026 1,406 1,33 1,00 1,188 1,1583 0,814d1 0,662m1 0,927 1,571 1,07 1,48 1,425 1,5374 0,715d1 0,511m1 0,920 1,213 1,13 1,74 1,460 1,5875 0,814d1 0,662m1 1,787 1,625 1,47 2,04 1,802 1,008

* Cr calculate considerând CT şi CTref în lei/(m de semifabricat)Rezultatele care se obţin parcurgând toate etapele de lucru descrise

anterior sunt redate în tabelul 14.5. Se observă că, dacă se consideră pentru luareadeciziei valorile indicatorului ICT,k, materialul recomandat pentru confecţionareabarei este oţelul 12Ni14, iar dacă se utilizează indicatorul IPTE,k (care ţine seama şide costurile implicate de realizarea barei de tracţiune) materialul ce trebuie alespentru realizarea barei este oţelul P460NL1.

A.14.3. Pentru un produs industrial s-a aplicat analiza valorii şi s-aconstatat că acesta are trei funcţii de bază (notate F1, F2, F3) şi două funcţiiauxiliare (notate F4, F5), coeficienţii de importanţă αi, i = 1...5, atribuiţi fiecărei


347

funcţii şi ponderile ci, i = 1...5, corespunzătoare costurilor de realizare a fiecăreifuncţii având valorile prezentate în tabelul 14.6.

Tabelul 14.6. Coeficienţii de importanţă si ponderile costurilor de realizareale funcţiilor ce definesc utilitatea produsului considerat în aplicaţia A.14.3

Funcţia F1 F2 F3 F4 F5

αi 0,40 0,30 0,15 0,10 0,05ci 0,30 0,35 0,20 0,05 0,10

a) Să se construiască graficul de corelare utilitate – cost şi să se precizezefuncţiile pentru care costurile sunt mai mari decât contribuţiile pe care le aducaceste funcţii la realizarea utilităţii globale a produsului.

b) Ştiind că s-au parcurs trei etape succesive de modernizare a produsului,în fiecare etapă modificându-se materialele şi tehnologiile folosite la fabricareaacestuia, astfel încăt costurile implicate de realizarea funcţiilor pentru care ci > αisă se diminueze cu ri = 20 % , să se determine cum s-au modificat ponderile ci,i = 1...5, după fiecare etapă de modernizare şi să se construiască graficul decorelare utilitate – cost la finele programului de modernizare a produsului.

Rezolvarea) Considerând că valorile coeficienţilor de importanţă ai funcţiilor sunt în

directă proporţionalitate cu contribuţiile acestora la realizarea utilităţii globale aprodusului, rezultă că graficul de corelare utilitate – cost are aspectul prezentat înfigura 14.16. Examinând acest grafic şi/sau datele prezentate în tabelul 14.6, seobservă că funcţiile care se realizează cu cheltuieli prea mari în raport cu contribuţiilepe care le aduc la realizarea utilităţii produsului (sau calităţii produsului, dacă se areîn vedere că standardele ISO din seria 9000, definesc calitatea unui produs ca fiindansamblul caracteristicilor care conferă acestuia aptitudinea de a satisface nevoileexprimate sau implicite ale utilizatorilor) sunt F2, F3 şi F5.

b) Conform datelor din enunţul aplicaţiei, în prima etapă de modernizare aprodusului, prin modificări privind alegerea materialelor şi tehnologiilor folositela fabricarea lui s-au diminuat cheltuielile de realizare a funcţiilor F2, F3 şi F5 cu

r2 = r3 = r5 = 20 %. Deoarece ponderile ci sunt definite de relaţia T

ii C

Cc = ,

i = 1...5, în care Ci reprezintă costul aferent realizării funcţiei Fi, iar ∑==

5

1iiT CC ,

după prima etapă de modernizare (M1) cheltuielile aferente realizării fiecărei

funcţii au atins nivelurile ii

Tii

i cr

CCr

C )1()1(100100

/ −=−= , i = 1...5, cheltuielile

totale pentru obţinerea produsului au valoarea ∑ ∑ −=== =

5

1

5

1

// )1(100i i

ii

TiT crCCC , iar


348

ponderile cheltuielilor corespunzătoare realizării fiecărei funcţii sunt

∑ −

−==

=

5

1

/

//

)1(

)1(

100

100

ii

i

ii

T

ii

cr

cr

CC

c , i = 1...5.

Fig.14.16. Graficele de corelare utilitate – cost ale produsului analizat în aplicaţia A.14.3


Etapa Funcţia F1 F2 F3 F4 F5 Costul total

αi 0,400 0,300 0,150 0,100 0,0500ci 0,300 0,350 0,200 0,050 0,100

CT

ri, % 0 20 20 0 20

αi 0,400 0,300 0,150 0,100 0,050M1/ic 0,345 0,322 0,184 0,057 0,092

0,870CT

ri, % 0 20 20 0 20

αi 0,400 0,300 0,150 0,100 0,050M2//ic 0,392 0,293 0,167 0,065 0,083

0,766CT

ri, % 0 0 20 0 20

αi 0,400 0,300 0,150 0,100 0,050M3///ic 0,413 0,308 0,141 0,068 0,070

0,727CT


349

În mod similar se pot determina modificările aduse ponderilor ci deurmătoarele etape de modernizare a produsului (M2 şi M3), rezultatele care seobţin considerând datele din enunţul aplicaţiei fiind cele prezentate în tabelul 14.7şi în graficele din figura 14.16; se poate observa că modernizările aduseprodusului au condus la reducerea cu aproximativ 27 % a costului total de

realizare a acestuia şi la obţinerea unor rapoarte i

i

cα

apropiate de unitate pentru

toate funcţiile care-i definesc utilitatea.A.14.4. Pentru realizarea cuvei de stocare a materiei prime a unei maşini

destinate prelucrării maselor plastice s-a selectat o GMP alcătuită din patrumateriale Mk, k = 1...4 şi, ţinând seama de caracteristicile fizico − mecanice alefiecărui material, s-a elaborat câte un proiect constructiv – tehnologic de obţinerea cuvei, rezultănd astfel patru variante ale produsului, notate Vk, k = 1...4. Pentruselectarea celei mai bune variante de produs s-au stabilit patru criterii Kj, j = 1...4,

formulate astfel: K1: volumul util al produsului 85100 ≥=gc

icu V

VV %, Vic fiind

volumul interior al cuvei, iar Vgc – volumul de gabarit al cuvei, K2: masa relativă a

produsului 75100 ≤=ac

cr Q

MM %, Mr fiind masa cuvei, iar Qac – capacitatea de

încărcare a cuvei, K3: consumul specific de material 140100 ≤=c

scs M

MK %, Msc

fiind masa semifabricatului necesar pentru confecţionarea cuvei şi K4: costul util

al produsului 100≤=ac

Tu Q

CC mii lei/kg, CT fiind costul total al realizării cuvei;

considerând că realizarea cuvei cu valori minime ale consumului specific dematerial şi costului util sunt obiective principale, obţinerea cuvei cu o masărelativă cât mai mare este un obiectiv secundar, iar asigurarea unui volum utilmaxim al cuvei este un obiectiv minor, s-au stabilit următoarele valori alecoeficienţilor de importanţă ai criteriilor: a1 = 0,1; a2 = 0,2; a3 = a4 = 0,35.

Ştiind că valorile Vu,k, Mr,k, Ks,k şi Cu,k, k = 1...4, corespunzătoare celorpatru variante ale produsului, sunt cele redate în tabelul 14.8, să se stabileascăvarianta care trebuie adoptată pentru realizarea acestuia.

RezolvareVarianta de produs care trebuie adoptată este cea caracterizată prin

valoarea maximă a indicatorului global ICT,k, k = 1...4, calculat cu relaţia (14.2),considerănd valorile coeficienţilor de iportanţă ai criteriilor aj, j = 1...4, precizateîn enunţul aplicaţiei şi valorile indicatorilor parţiali Ijk determinate, folosind datele


350

din tabelul 14.8 şi din enunţul aplicaţiei, astfel: pentru criteriul K1, CAM,1k ≡ Vu,k şiCAP,1 ≡ 85 %; pentru criteriul K2, CAM,2k ≡ Mr,k şi CAP,2 ≡ 75 %; pentru criteriulK3, CAM,3k ≡ Ks,k şi CAP,3 ≡ 140 %, iar pentru criteriul K4, CAM,4k ≡ Cu,k şiCAP,4 ≡ 100 mii lei/kg. Rezultatele obţinute pe această cale, redate în tabelul 14.9,conduc la concluzia că varianta de produs care trebuie adoptată (cu cea mai marevaloare a indicatorului global) este V2.

Tabelul 14.8. Caracteristicile variantelor produsului analizat în aplicaţia A.14.4Criteriul Kj K1 K2 K3 K4

aj 0,10 0,20 0,35 0,35Valorile caracteristicilor CAM,jkVarianta Vk Vu,k Mr,k Ks,k Cu,k

V1 85 40 105 90V2 90 40 110 70V3 95 60 105 100V4 95 75 120 70

Tabelul 14.9. Valorile indicatorilor parţiali şi globali de caracterizarea variantelor produsului analizat în aplicaţia A.14.4

Criteriul Kj K1 K2 K3 K4Forma „min” „max” „max” „max”

aj 0,10 0,20 0,35 0,35Valorile indicatorilor parţiali IjkVarianta Vk I1k I2k I3k I4k

Indicatorulglobal ICT,k

V1 1,000 1,875 1,333 1,111 1,3304

V2 1,059 1,875 1,273 1,429 1,4266

V3 1,118 1,250 1,333 1,000 1,1784V4 1,118 1,000 1,167 1,429 1,2204

ObservaţiePentru rezolvarea unor aplicaţii de tipul celei anterior discutate se pot

utiliza şi alte metode, una dintre acestea fiind metoda de estimare a utilităţiiconsecinţelor, recomandată de STAS 6401. La folosirea acestei metode se parcurgurmătoarele etape (prezentate considerând condiţiile din enunţul aplicaţiei anteriordiscutate):

• se analizează datele din tabelul 14.8 (denumit şi matricea utilităţilor) şise marchează pe acesta variantele cele mai bune ale produsului (denumitevariante optime), considerând pe rând fiecare din criteriile Kj, j = 1...4;

• se acordă caracteristicilor corespunzătoare fiecărui criteriu Kj, j = 1...4un grad de importanţă gj ∈ 1,2,3, atribuindu-se gj = 3, dacă respectareacriteriului Kj corespunde realizării unui obiectiv principal, gj = 2, dacă respectareacriteriului Kj corespunde realizării unui obiectiv secundar şi gj = 1 dacă


351

respectarea criteriului Kj corespunde realizării unui obiectiv minor; în cazulaplicaţiei analizate, considerând datele precizate în enunţ, rezultă: g1 = 1, g2 = 2 şig3 = g4 = 3;

• se întocmeşte un tablou (numit matricea modificată a utilităţilor),înlocuind valorile caracteristicilor din matricea utilităţilor cu gjIjk, Ijk fiind nişteindicatori parţiali, calculaţi considerând că aceste valori reprezintă CAM,jk aleprodusului analizat, iar nivelurile limită acceptabile CAP,j sunt valorile (aceloraşicaracteristici) corespunzătoare variantelor optime; rezultatele parcurgerii acesteietape în cazul aplicaţiei analizate sunt prezentate în tabelul 14.10;

Tabelul 14.10. Matricea modificată a utilităţilor pentru produsul analizat în aplicaţia A.14.4Criteriul Kj K1 K2 K3 K4

Forma „min” „max” „max” „max”gj g1 = 1 g2 = 2 g3 = 3 g4 = 3

Matricea modificată a utilităţilorVarianta Vk

g1I1k g2I2k g3I2k g4I4k

Usk

V1 895,01 9585 = 2 3 333,23 90

70 = 8,228

V2 947,01 9590 = 2 864,23 110105 = 3 8,811

V3 1 333,12 6040 = 3 100,23 100

70 = 7,433

V4 1 067,12 7540 = 625,23 120

105 = 3 7,692

• se calculează suma valorilor înscrise pe fiecare linie a matriceimodificate a utilităţilor Usk, k = 1...4, numită utilitatea sinteză a variantei Vk,varianta de produs care are cea mai mare valoare a Usk (numită varianta optimăde produs) fiind cea care trebuie adoptată; analizănd rezultatele redate în tabelul14.10, se observă că, în cazul aplicaţiei analizate, varianta de produs care trebuieadoptată este V2, aşa cum a rezultat şi prin metoda indicatorului global.

elemente de stiinta si ingineria materialelor.pdf

Documents