Transformari in stare solida

Consideraţii generale privind transformările în stare solidă

Criterii de caracterizare a transformărilor în stare solidă

Transformările în stare solida sunt apreciate dupa termodinimica mecanismul, cinetica si morfologia transformării. Termodinamica transformării oferă indicaţii cu privire la condiţiile de stabilitate ale stărilor iniţiale si finale ale sistemului, forţa motrice a transformării, etc. Mecanismul transformării indică modul în care se produc deplasările de atomi individuali cînd sistemul trece din starea iniţială în starea finală. Cinetica transformării oferă indicaţii despre vitezele de transformare şi despre modul cum aceste viteze depind de temperatură, presiune, timpul scurs de la începerea trans-formării etc. Morfologia transformării oferă indicaţii asupra structurii, la nivel macroscopic şi microscopic, rezultată din transformare.

Forţa motrice a transformărilor în stare solidă

Din punct de vedere termodinamic, starea unui sistem se carac-terizează prin energia liberă Gibbs, în cazul sistemelor condensate putand fi folosită în acest scop şi energia liberă Helmholtz (F). In general, forţa motrice G∆ (respectiv F∆ ). Dacă, la transformarea în stare solidă, apariţia fazei noi

se face cu modificare de volum, pentru acomodarea acestei faze în matrice se cheltuieşte o energie eU∆ pentru deformarea elastică a reţelei. Ca urmare, energia liberă a fazei finale conţine, în afara termenului de natura pur chimică şi termenul pozitiv de natură mecanică.

Clasificarea termodinamică a transformărilor în stare solidă

Din punct de vedere termodinamic, transformările se împart în transformări de orodinul 1, w2, w3 ... n, o transformare fiind de ordinul n daca la temperatura de transformare derivatele de ordinul 1, w2 ... n-1 ale energiei libere variază continuu, derivatele de ordinul n, discontinuu, iar cele de ordin superior lui n devin infinite. Practic sînt cunoscute numai transformări de ordinul 1 si w2. Dintre transformările de ordinul 1 se menţionează transformările polimorfe, iar dintre transformările de ordinul doi, transformările magnetice. Sînt şi transformări care în timp ce în unele aliaje decurg ca transformări de ordinul întîi, în alte aliaje decurg ca transformări de ordinul doi. Din această grupa fac parte transformările de ordine-dezordine.

Clasificarea transformărilor în stare solida după fluctuaţiile care le produc

1

In materialele solide, există în mod curent mici abateri locale de la compoziţia şi energia medie, abateri numite fluctuaţii de compoziţie respectiv de energie (termice). Fluctuaţiile joacă un rol foarte mare în iniţierea şi în modul de desfăşurarea transformărilor în stare solidă. Sunt de 2 feluri a)-mofazice; b)-eterofazice. Fluctuaţiile omoîazice determină aranjari atomice rnai putin importante, care sînt extinse însă pe volume foarte mari. Fluctuaţiile eterofazice determină rearanjări drastice de atomi, localizate însă în volume foarte mici.

Transformările în stare solidă, produse de fluctuaţiile omofazice se numesc transformări omogene, iar transformările în stare solidă, produse de fluctuaţii eterofazice, transformări eterogene.

Structura interfeţelor fază iniţială/fază finală

La transformările în stare solidă, interfeţele dintre faza nouă şi cea finală pot fi coerente, semicoerente sau incoerente.

Interfetele sînt coerente dacă trecerea de la faza iniţiala la faza nouă se face prin intermediul unui plan comun ambelor faze. In mod obişnuit, distanţele interatomîce αd si βd dintre atomii fazei α şi atomii fazei β situaţi pe planul comun nu sînt egale, motiv pentru care, la interfeţele coe-rente, reţelele cristaline ale celor două faze sînt deformate elastic. Diferenţa dintre distanţele interatomice αd şi βd este caracterizată prin „diferenţa relativă de parametrii de reţea.

α

βαδd

dd −=

Interfetele semicoerente sînt analoage limitelor la unghiuri mici sau sublimitelor, fiind formate din regiuni de completă coerentă, separate prin dislocaţii

Interfeţele incoerente reprezintă zone de trecere de la faza iniţială la faza nouă relativ înguste, în care atomii ocupă poziţii intermediare celor pe care ar

trebui să le ocupe dacă ei ar aparţine pe rînd fazei iniţiale şi fazei finale. La o astfel de interfaţă deformarea asociată cu formarea unei particule de fază nouă în reţeaua fazei iniţiale, corespunde unei deformări hidrostatice, produsă prin înlocuirea volumului V din faza iniţială cu volumul (1 + ∆) V din faza finală, unde ∆ este pozitiv sau negativ. In prezenţa dilatatiei sau contracţiei V∆ , provocată de transformare, reţeaua cristalină a fazei iniţiale se acomodează cu reţeaua cristalină a fazei finale fie prin curgere plastică, dacă faza iniţială şi cea finală sînt plastice, fie prin deformare elastică, dacă faza iniţială şi cea finală sunt rigide elastic. In primul caz, energia de deformare este neglijabilă, in cel de al doilea, caz mărimea acestei energii depinde de valoarea modulelor de elasticitate şi de

2

forma particulei.Energia superficială a interfeţelor coerente este cuprinsă între 25 şi 200

erg/cm2, a interfeţelor semicoerente între 200 şi 500 erg/cm2, iar a interfeţelor incoerente, între 500 şi 1000 erg/cm2.

Transformări omogene

Transformările omogene au loc simultan în întreg volumul corpului, fără procese de gerimnare si de crestere. Dintre transformarile omogene fac parte unele transformări de ordine-dezordine şi transformările spinodale.

Distribuţia ordonata a atomilor . Ordinea îndepărtată

In multe soluţii solide şi faze intermediare, atomii elementului de aliere nu sînt distribuiţi dezordonat în reţeaua componentului de bază, ci ocupă în reţea poziţii bine definite, formînd soluţii solide ordonate, numite şi „suprastructuri", sau „suprareţele". Denumirea de suprafeţele derivă din faptul că reţeaua cristalină a unei soluţii solide ordonate, formată din atomi A şi B, este alcătuită din două subretele care se întrepătrund; prima, care conţine numai atomi A, se numeşte subreţea alfa (α ) iar a doua, care conţine numai atomi B, se numeşte subreţea beta ( β).

Suprastructurile se obţin la temperaturi relativ joase, la temperaturi înalte fiind stabile soluţiile solide dezordonate. Temperatura care separă domeniul de stabilitate al soluţiilor solide ordonate de soluţiile solide dezordonate se numeşte „temperatura Curie-Kurnakov". Structura ordonată se obţine la răcirea aliajelor cu viteză mică, răcirea cu viteză mare ducînd, chiar şi sub temperatura C-K, la obţinerea stării dezordonate. Incălzind o soluţie solidă ordonată la temperaturi mai înalte decît temperatura C-K, ca urmare a agitaţiei termice se distruge ordinea de distribuţie a atomilor, rezultînd soluţii solide dezordonate. Trecerea la încălzire, de la starea ordonată la cea dezordonată sau la răcire, de la starea dezordonată la cea ordonată este cunoscută sub numele de „transformare de ordine-dezordine".

Ordinea în distribuţia atomilor, caracteristică suprareţelelor, se întinde pe distanţe foarte mari, motiv pentru care este numită „ordine îndepărtată". sau „ordine pe lungă distanţă".

Ordinea apropiată

Soluţiilor solide le este proprie şi ordinea apropiată, determinata fie de tendinţa unor atomi de specii diferite A şi B de a forma legături de tipul A—B, fie de tendinţa atomilor de aceeaşi specie de a forma legături A —A respectiv B—B.

Considerînd tendinţa atomilor de specii diferite de a se atrage unii pe alţii la temperaturi mai inalte decat temperatura C-K se formează în mod spontan domenii nu prea mari, numite „domenii de ordine apropiată", în care atomii de A se găsesc în vecinătatea atomilor de B, domenii care

3

nu sunt insă stabile în timp. La coborîrea temperaturii sub temperatura C-K domeniile de ordine apropiată devin stabile şi cresc din ce în ce mai mult, pînă ce toată soluţia solidă este formată numai din astfel de domenii. In mod frecvent ordinea în distribuţia atomilor în două domenii alăturate nu este identică. Considerînd un aliaj binar A-B şi două domenii vecine este posibil ca în primul domeniu atomii A să ocupe nodurile subreţelei α , iar în cel de al doilea nodurile subreţelei β. Astfel de domenii se numesc „domenii anti-fază", limitele dintre acestea fiind numite „limite antifază" sau prescurtat APB (antiphase bounderies).

In cazul în care predomină tendinţa formării de legături între atomi identici A-A respectiv B-B se formează domenii cu concentraţie mare în atomi A sau B numite „grupări de atomi” sau „clustere de atomi", grupă-rile de atomi suficient de mari pentru a fi vizibile in microscopie electro-nică sînt numite „zone Guinier- Preston" sau prescurtat „zone GP".

Ordinea apropiată se caracterizează prin parametrul de ordine apropiată sau locală definit prin relaţia:

Unde: PA(B)- este probabilitatea ca un atom A să se găsească alături de un atom B;

XA- fracţie molară a componentului A.

Transformări de ordine-dezordine.Soluţii solide ordonate

Soluţiile solide ordonate se formează în intervale de compoziţii bine definite, care conţin de regulă compoziţiile AB, AB2 şi AB3. Dintre sistemele de aliaje în care se formează suprastructura se mentioneaza sistemele Cu-Au,Cu-Zn, Fe-Co, Cu-Be, şi Fe-Al

Sînt cunoscute mai multe tipuri de supraretele: B2(CuZn, AgCd, AlIn, AuZn, CoFe, NiTi etc.); DO3 (AlFe3, CsMg3, SiFe3 etc.); D019 (Mg3Cd, Co3Mo, Fe3Sn etc.) L10(CuAu, AgTi, AlTi etc.); L11(CuPt etc.); L12(Cu3Au, PtoAu, Pt3Co, Pt3Mn, Co3AI, Ni3Al, Xi3Fe, Cu3Pt, etc.) ş.a. Majoritatea supra structurilorse formează pe baza principalelor tipuri de structuri metalice: AI, A2 şi A3. Astfel suprareţelele B2 formează pe baza structurii A2 (c.v.c. tip alamă ( β), supraretele L1 0 şi L1 2 se formează pe baza structurii A1 (c.f.c. tip Cu) etc.

Transformări de ordine-dezordine omogene şi transformări de ordine-dezordine eterogene

Transformările de ordine-dezordine sînt fie transformări omogene, fie transformări eterogene. Primele sînt transformări de ordinul doi, iar celelalte, transformări de ordinul intai

Transformarea de ordine-dezordine omogenă se produce la răcire, respectiv la incalzire; fără germinare şi creştere; la încălzire ordinea se distruge treptat prin schimbarea locurilor intre atomi, viteza de transformare fiind cu atît mai mare cu cît temperatura este mai ridicată, la temperatura Curie-Kurnakov aliajul fiind complet dezordonat. La răcire fenomenul se desfăşoară în sens invers. Dintre aliajele in care au loc astfel de transformări, se menţionează CuZn, CuSn, CuSi, etc.

Transformările de ordine-dezordine eterogene se produc prin germinare şi creştere. In astfel de cazuri, la încălzire la temperatură Cune-

4

A

A

X

BP )(1−=α

Kunakov apar germenii soluţiei solide dezordonate care cresc pe seama soluţiei solide ordonate, prin deplasarea limitelor, dintre faze. Astfel de transformări se produc în aliajele PtCo, AuZn etc.

Transformări spinodale

Transformările spinodale sunt transformări cu difuzie. Ele se produc în unele aliaje din sistemul de aliaje care prezintă lacune de miscibilitate în stare solida. Domeniul de transformare spinodală estek

Transformări eterogene

Transformările eterogene au loc prin germinare şi creştere. Dintre acestea se menţionează transformările polimorfe, transformările eutectoide, transformările peritectoide, unele precipitări din soluţii solide suprasaturate, o parte din transformările ordine-dezordine.

Clasificarea transformărilor eterogene dupa modul de crestere al nucleelor

Transformările eterogene se impart după procesele de creştere a

nucleelor in, transformări cu difuzie, transformări fără difuzie (transformări martensitice sau transformări prin forfecare) şi trans formări intermediare (transformări mixte).

Transformările cu difuzie se produc la subrăciri mici, la temperaturi la care mobilitatea atomilor este mare iar forţa motrice relativ mică. La aceste transformări, germenii ating dimensiunile critice prin activare termică. Ca urmare, volumul de fază nouă creşte prin deplasarea relativ lentă a interfeţelor nucleu-matrice, deplasare produsă de mişcarea activată termic a unor atomi care traversează individual limitele dinspre matrice spre germeni; viteza cu care interfeţele germene-matrice se deplasează, variază cu temperatura, la temperaturi scăzute fiind foarte mică, motiv pentru care astfel de interfeţe se numesc neglisile. Interfeţele germene-matrice, la transformările eterogene cu difuzie sînt necoerente.

Dintre transformările cu difuzie se menţionează transformările eutectoide, transformările peritectoide, transformările polimorfe la grade mici de subrăcire, descompunerea soluţiilor solide suprasaturate etc.

Transformările fără difuzie (martensitice sau prin forfecare), se produc la subrăciri mari, cînd mobilitatea atomilor este mică, iar forţa motrice foarte mare

De cele mai multe ori, la această transformare germenii sint activaţi (ating dimensiunile critice) pe cale a termică, prin subrăcire. La aceste trans-formări, creşterea germenilor se produce prin deplasări coordonate ale unor mari grupări de atomi, fiecare atom deplasîndu-se pe distanţe mai mici decît un parametru de reţea, după deplasare un atom avînd aceiaşi vecini ca şi în faza iniţială, aranjaţi însă într-un mod diferit, motiv pentru care, la transformările martensitice nu se produce modificarea compoziţiei chimice, faza rezultată numită martensită avînd aceeaşi compoziţie chimică cu faza iniţială. Datorită caracterului coordonat al mişcării atomilor la creşterea germenilor de martensită, caracter care impune o ordine precisă atît în

5

deplasarea fiecărui atom cît şi a unor mari grupări de atomi, transformările martensitice sînt numite şi „transformări militare", în opoziţie cu transformările prin difuzie care, datorită deplasării neordonate a atomilor, sînt numite „transformări civile". Viteza cu care se produce o transformare martensitică este foarte mare şi independenta de temperatură. Interfeţele germene-matrice la transformările martensitice sînt coerente sau semicoerente; ele se pot deplasa sub acţiunea forţelor motrice chiar şi la temperaturi foarte scăzute, fără a necesita o activare termică, motiv pentru care se numesc glisile. Transformările martensitice au loc la subrăciri mari în metale pure şi soluţii solide care prezintă transformări polimorfe (Fe, Co, Ti, Zr, Li, Cs, aliaje Fe-Ni, Fe-Mn etc.) aliaje feroase şi neferoase care prezintă transformare eutectoidă, peritectoida etc.

Transformările intermediare (mixte) se produc la subrăciri mai mari decît cele la care se produc transformările cu difuzie si mai mici decît cele necesare transformărilor fără difuzie. In astfel de condiţii, mobilitatea unor specii de atomi este nulă sau mică, a altor specii de atomi (atomii elementelor interstiţiale) mare, iar forţa motrice mult mai mică decît cea necesară producerii transformării martensitice. Ca urmare, nu se produc nici transformări cu difuzie, nici fără difuzie, ci transformări intermediare, transformări cu caracter mixt. Sînt două tipuri de transformări intermediarei transformări masive şi transformări bainitce.

La încălzire, în funcţie de temperaturile de transformare şi de gradul de supraîncălzire, este posibil să se producă aceleaşi transformări ca şi la răcire, respectiv, transformarea fără difuzie, transformarea intermediară sau transformarea cu difuzie.

Germinarea la transformarile eterogene cu difuzie

Are loc fie pe cale omogena fie pe cale eterogena. La germinarea omogena este necesară deosebirea dintre cazul sistemelor monocomponente şi cel al sistemelor multicomponente, deoarece în timp ce la sistemele monocomponente germenii au aceeaşi compoziţie cu matricea,la sistemele multicomponente germenii au o compoziţie diferită de a matricei.

Considerand germinarea omogena la transformarea la răcire αβ → într-un sistem monocomponent germenii de faza α au aceeaşi compoziţie cu matricea β. Formarea unui germene de fază a este însoţită, în afara variaţiei de energie liberă şi superficială şi de o creştere a energiei, creştere determinată de deformarea elastică a reţelei. Ca urmare, variaţia de energie la germinarea unui nucleu în cazul unei transformări în stare solidă este:

cUSFV ∆++∆−=∆ σφDeoarece energia liberă pe atom de fază iniţială este βf , iar energia

liberă pe atom de fază finală uff ∆+α , forţa motrice f∆ a transformării este:βα ffff u −∆+=∆

Este clar că transformarea are loc numai dacă f∆ <0Fluctuatia critica de energie libera este:

2

331

27

4

fic ⋅⋅⋅=∆ σγφ

6

Ca si in cazul solidificarii, fluctuatia critica de energie cφ∆ si dimensiunile critice ci ale germenilor sunt cu atat mai mici cu cat subracirea este ai mare.In cazul sistemelor multicomponente, de exemplu al unui sistem binar, procesul germinării omogene este mai complex, nucleele avînd o compoziţie diferită de a matricei. Fie un sistem de aliaje binar format din componenţi complet solubili în stare lichidă şi parţial solubili în stare solidă. Dintre aliajele acestui sistem, pentru problema analizată prezintă interes aliajele aflate în afara domeniului spinodal de la st la cx şi de la s2 la c2, aliajele din domeniul spinodal sl—s2 transformîndu-se omogen, fără germinare, iar aliajele de la A la cx şi de la c2 la B neprezentînd transformări. Dacă un aliaj de compoziţia ca situat între cx şi sx este călit din domeniul monofazic, se obţine soluţie solidă suprasaturată α de compoziţie c0 cu energia liberă atomică fc mai mare decat energia libera fa a amestecului de echilibru format din fazele α de compozitie ac si β de compozitie bc . Solutia solida de concentratie bc este deci o faza metastabila.

Ca urmare a incalzirii ei la o temperature Tm inferioara temperaturii Tc, dar sufficient de mare pentru ca mobilitatea atomilor sa fie diferita de zero, se descompune intr-un amestec de doua solutii solide.

Fie mai departe germinarea eterogenă la transformările cu difuzie. Asemănător solidificării şi la transformările eterogene cu difuzie, în stare solidă, rolul principal în germinare îl deţine germinarea eterogenă. Mai mult decît atît, la transformările în stare solidă, condiţiile pentru germinarea preferenţială în locuri bine definite din matrice sînt mult mai favorabile decît la solidficare, deoarece în matrice există mult mai multe locuri cu energie mărită care pot ajuta transformarea. Astfel de locuri sînt limitele grăunţilor şi subgrăunţii fazei iniţiale, incluziuni disperse, dislocaţii şi defecte de împachetare.

Fazele de tranzitie (faze metastabile) si clustere de atomi

Din figura rezultă că forţa motrice f∆ este negativă şi pentru germeni

cu alte compoziţii decît compoziţia c b care corespunde energiei libere

minime a fazei. Forţele motrice 'βf∆ si ''βf∆ necesare transformări-

lor na ccc '

0βαα +→ respectiv

na ccc "0

βαα +→ sînt

egale cu segmentele in respectiv mr. Din fig rezultă că forţele motrice ale transformării soluţiei solide suprasaturate

0cα sînt nega-

tive pentru orice compoziţie de germeni cuprinsă între cg şi cb şi pozitive pentru compoziţii de germeni

7

cuprinse între c0 şi cg. Rezultă astfel că la descompunerea unei soluţii solide suprasaturate, germenii care se formează pot avea compoziţii cuprinse între cg şi cb.La prima vedere daca se considera numai forta motrice, cea mai mare probabilitate de formare o a germenii cu compozitia cb deoarecelor le corespunde cea mai mare forta motrice. Ca urmare este posibil ca pentru anumite compozitii energia superficiala sa fie mai mica, incat sa rezulte ce mai mica fluctuatie critica de energie c∆Φ din intreg sistemul chiar daca forta motrice f∆ nu are cea mai mare valoare. In astfel de cazuri sunt germinate faze cu compozitia cuprinsa intre ca si cb. Deoarece formarea lor produce o reducere mai rapida a energiei decat formarea fazei stabile.

Deoarece forta motrice f∆ necesara formarii unei faze metastabila este mai mica decat cea necesara formarii fazei stabile, o faza metastabila 'β se va forma numai daca energia interfetei σ asociata ei este mult mai

mica decat cea care corespunde fazei stabile. In astfel de situatii exista o mare probabilitate ca transformarea sa inceapa cu formarea unor faze metastabile, deoarece compozitia si structura acestor faze fiind mai putin diferita de cea a matricei (interfetele dintre ele si matrice sunt semicoerente sau coerente, au energia σ mica).Creşterea germenilor la transformările eterogene cu difuzie

La transformările eterogene cu difuzie, interfeţele germene-matrice sunt incoercnte şi ele se pot deplasa, adică germenii cresc, fie prin procese atomice la interfată, fie prin procese controlate prin difuzie. Creşterea controlată prin procese atomice la interfaţă se realizează în sistemele monocomponente, de exemplu la transformări polimorfe şi în sistemele multicomponente atunci cînd vitezele de difuzie sînt foarte mari, astfel încît compoziţia matricei la interfaţă nu se modifică la trecerea atomilor din matrice în nuclee. Creşterea controlată prin procese de difuzie se produce în sistemele multicomponente, cînd vitezele de difuzie sunt mici, astfel încît compoziţia matricei la interfaţă se modifică sensibil cînd atomii din matrice trec în nuclee.

Creşterea germenilor controlată prin procese atomice la interfeţe are loc sub actiunea fortelor motrice, procesele de difuzie jucînd un rol secundar. Sunt două moduri în care o interfată incoerentă se poate deplasa după o direcţie perpendiculară pe ea, astfel încît nucleul să poată creşte: prin adăugarea de atomi individuali simultan în oricare punct al interfeţei sau prin formarea de trepte la scară atomică pe interfeţe urmată de adăugarea atomilor din matrice la aceste trepte, ceea ce are ca efect mişcarea laterală a treptelor pînă la marginea interfeţei, deci dispariţia acestor trepte, după care se formează noi trepte. Creşterea prin adăugarea de atomi individuali se numeşte creştere continuă, iar creşterea prin formarea treptelor, creştere în trepte Creşterea continuă este posibilă în cazul interfeţelor, numite nesingulare, caracterizate prin multe neregularităţi, denivelări etc, această creştere fiind asemănătoare creşterii la dislocaţiile elicoidale în procesul solidificării. Creşterea în trepte se produce în cazul interfeţelor singulare, interfeţe perfecte fără defecte la nivel atomic, fiind asemănătoare, creşterile cristalelor la solidificarea prin intermediul germenilor bidimensionali. Creşterea prin procese atomice la interfaţă este determinată de forţa

8

motrice a transformării, în timp ce pentru creşterea în trepte sînt necesare forţe motrice foarte mari, creşterea continuă are loc la forţe motrice relativ mici. Avînd în vedere structura reală a interfeţelor şi forţele motrice mici necesare creşterii continue, rezultă că aproape în toate cazurile se realizează creşterea continuă.

Cinetica transformărilor eterogene cu difuzie

Dependenţa fracţiunii de material transformat VVy t /= de timpul scurs de la începerea transformării eterogene cu difuzie este dată de relaţiile Avrami sau Johnson-Mehel. Ca urmare, şi cinetica transformărilor eterogene cu difuzie este descrisă, dacă transformarea are loc la temperatură constantă, prin curbe sigmoidale. In mod obişnuit, curbele cinetice sînt reprezentate în coordonate y , τlg .

Pentru o transformare dată, aspectul curbelor cinetice obţinute la diferite subrăciri (la diferite temperaturi de transformare) este asemănător, la trecerea de la o temperatura la alta modificîndu-se poziţia acestor curbe, adică perioada de incubaţie şi durata transformării. In fig.a se arată curbele sigmoidale obţinute la trei grade de subrăcire în cazul unei transformări polimorfe. Cu ajutorul acestor curbe se poate construi diagrama de transformare temperatură-timp, care arătă cum variază cu temperatura detransformare timpul necesar ca transformaformărea să atingă un anumit stadiu: să înceapă, să atingă 20% volum transformat, 50% volum transformat, sau să se termine. O astfel de diagrama se numeşte „diagrama TTT"; trasarea unei diagrame TTT cu ajutorul curbelor cinetice este reprezentată în fig.b. în mod obişnuit, pe o astfel de diagramă sînt reprezentate numai curbele de început şi de sfîrşit de transformare. Deoarece aceste curbe au forma literei C, ele se numesc şi „curbe în C". Diagramele TTT sînt trasate în condiţiile unei trănsforrnări izoterme. Deoarece în cele mai multe cazuri transformările se produc la răcire continuă, este necesară, cunoaşterea diagramelor cinetice de transformare la răcire continuă; astfel de diagrame sîntnumite „diagrame TRC" (transformare la răcire continuă); ca aspect, curbele unei diagrame TRC seamănă cu cele ale unei diagrame TTT dar sînt plasate mai la dreapta şi la temperaturi mai scăzute.

9

Coalescenta particulelor

Fie un sistem format dintr-o fază secundară β dispersată înmatricea α . La încălzire numărul particulelor se micşorează, crescînd

dimensiunile lor medii. Fenomenul se numeşte coalescenta şi constă în creşterea particulelor mari pe seama celor mai mici care se dizolvă. Forţa motrice a acestei transformări o constituie micsorarea energiei libere a sistemului prin reducerea ariei interfeţelor interne.

Dizolvarea particulelor β mici şi cresterea particulelor β mari este determinată de diferenţa dintre solubilitatea particulelor β mari în faza α şi solubilitatea particulelor β mici în aceeaşi fază, ultimele fiind mai solubile decît primele.

Cresterea grantilor la incalzire

Dacă un material este încălzit la o temperatură suficient do înaltă astfel încît viteza de difuzie să fie diferită de zero, sub influenţa agitaţiei termice atomii corpului se deplasează nu numai în interiorul diferiţilor grăunţi, ci ei străbat şi limitele dintre grăunţi. Dacă limitele sînt plane numărul atomilor care trec prin limită, dintr-un grăunte în altul este egal cu numărul atomilor care străbat limita în sens invers, motiv pentru care aceste deplasări de atomi nu influenţează poziţia limitei. Spre deosebire de aceasta, dacă limita este curbă, un atom care se găseşte pe partea concavă a limitei va avea mai mulţi vecini, deci o energie mai mare decît un alt atom care se găseşte pe partea convexă a limitei. Datorită acestui fapt, numărul atomilor care străbat limita din partea concavă spre partea convexă va fi mai mare decît numărul atomilor care străbat limita în direcţie opusă. Ca urmare, limitele dintre grăunţi se deplasează spre centrul de curbură, dinspre partea convexă spre cea concavă, grăunţii mari crescînd pe seama grăunţilor mici. Forţa motrice a acestui proces o reprezintă tendinţa sistemului de a-şi micşora energia, în cazul creşterii grăunţilor micşorarea energiei fiind o consecinţă a micşorării suprafeţei limitelor dintre grăunţi.

Tipuri de structuri obţinute la transformările eterogene cu difuzie. Structuri poliedrice si structuri Widmanstatten

La transformarea eterogenă cu difuzie, un mare rol îl joacă valoarea temperaturii la care se produce transformarea. Dacă această tem-peratură este suficient de înaltă, cristalele de fază veche sînt plastice, astfel încît termenul energie elastică din relaţia forţei motrice este neînsemnat.

10

In aceste condiţii, dacă transformarea decurge la subrăciri mici, nucleele de fază nouă se formează pe cale incoerentă, de preferinţă la limitele cristalelor vechi, un grăunte de fază nouă crescînd pe seama a două sau mai multe, cristale de fază veche. Ca urmare, nu există nici o relaţie de orientare cristalografică între cristalele de fază veche şi cele de fază nouă. O astfel de situaţie se obţine, de exemplu, la transformarea Feγ → Feα . Structura care se obţine în aceste condiţii este poliedrică. Cu totul alta este situaţia dacă şubrăcirea T∆ este mare, dar nu atît de mare încît difuzia să fie suprimată. In aceste condiţii creşte numărul de germeni pe unitatea de volum, germenii formindu-se pe cale coerentă, în principal pe anumite plane cristaline, în interiorul grăunţilor şi mai puţin la limita acestora. Ca urmare, faza nouă şi matricea se găsesc în anumite relaţii de orientare cristalografică. După o oarecare creştere a germenilor de fază nouă, limitele coerente sau semicoerente trec în limite incoerente, dar temperatura de transformare fiind relativ mică atat faza nouă cît şi faza veche nu sînt suficient de plastice ci elastic rigide. Creşterea germenilor continuă deci într-un mediu elastic anizotrop ca urmare, pentru ca energia de deformare elastică eU∆ sa fie cît mai mică particulele de fază secundara se dezvolta sub formă de placi sau ace rezultind o structura caracteristică numită structură Widmanstatten. Structura Widmanstatten se obţine la diferite transformări, de exemplu la transformarea polimorfă Feγ → Feα , în oţelurile hipoeutectoide, la trans-formarea austenitei în ferită şi în perlită, în oţelurile hipercutectoide, la transformareaaustenitei în cementita secundară şi perlită, la reacţiile de precipitare.

Transformarea martensitica

Este considerată în prezent una dintre cele mai importante transformări, producandu-se în multe metale pure care prezintă transformări polimorfe şi în numeroase aliaje feroase şi neferoase, care conţin soluţii solide ce se transformă polimorf, eutectoid sau peritectoid, precum şi în unele minerale.

Transformările martensitice sînt transformări eterogene, deci se produc prin germinare şi creştere. Ele au loc la temperaturi scăzute prin procese fără difuzie. Se produc curent la răcire, ele se pot produce însă şi la încălzire.

In mod obişnuit, transformarea martensitică are loc la răcirea unei faze iniţiale β stabilă la temperaturi ridicate, potrivit reacţiei , 'αβ → , faza 'α rezultată fiind numită martensita. Convenţional, faza iniţială β se numeşte austenită, deşi în mod obişnuit nu este vorba de austenită. De cele mai multe ori, temperatura de transf polimorfă sau eutectoidă fiind mare, mar-tensita 'α se formează în locul unei faze de echilibru a sau a unui amestec de faze de echilibru 21 αα + care ar rezulta la viteze mici de răcire, la

11

temperaturi de transformare înalte, prin reacţiile cu difuzie αβ → , respectiv +++→ 321 αααβ . O astfel de situaţie se întîlneşte la Fe şi la oţeluri. In astfel

de cazuri, martensita este o fază metastabila care se formează în locul unei faze de echilibru. Pentru producerea transformării martensitice la astfel de materiale sunt necesare viteze de răcire, respectiv subrăciri, atît de mari încît temperatura de transformare să coboare la temperaturi la care difuzia nu mai este posibila, astfel încît transformarea cu difuzie si fie suprimata.

In mod obişnuit, transformarea martensitică se produce anizoterm, adică la răcire continuă. Aceasta înseamnă că răcind continuu un material care prezintă transformare'lnartensitică, cu o viteză de răcire v > vc, trans-formarea martensitică începe la Ms şi se continuă pe măsură ce materialul se răceşte la temperaturi mai joase decît Ms pînă la o temperatură Mf, numită temperatură de sfîrşit de transformare martensitică, unde transformarea se opreşte, toată faza iniţială fiind transformată în martensită. Practic, deşi transformarea martensitică încetează la Mf, mai rămîne o oarecare proporţie de fază iniţială care nu s-a transformat în martensită. Dintre materialele care se transformă anizoterm se menţionează oţelurile. Deformările elastice şi plastice aplicate at î t în intervalul Ms — Mf cît şi la temperaturi superioare punctului Ms stimulează transformarea martensitică. Prin aplicarea unor deformări plastice la temperaturi superioare punctului Ms, acest punct se ridică. Influenţa deformării plastice asupra punctului Ms scade cu creşterea temperaturii, existînd o temperatură Md dincolo de care deformările plastice nu mai provoacă transformare martensitică.

In cazuri mai rare, transf martensitică se produce şi la menţinere izotermă.

Deoarece transformarea martensitică este o transformare fără difuzie, compoziţia fazei finale, a martensitei, este identică cu cea a fazei iniţiale, transformarea constand numai în modificarea tipului de reţea cristalină. Producandu-se la temperaturi scăzute, modificarea reţelei cristaline, se reali-zează prin procese care constau in deplasarea simultană, coordonată,a unor grupari de atomi,procese care amintesc intr-o oarecare măsură de procesele, prin care se realizează alunecarea sau maclarea. In timpul transformării martensitice fiecare atom se deplasează pe distanţe mai mici decît o distanţă interatomică. Deplasarea simultană a unor grupări de atomi duce la formarea pe suprafaţa probei, în prealabil lustruită, a unor microdenivelări uşor vizibile în microscopia optică (producerea acestora constituind un indiciu al transformarii martensitice).

Deoarece germenii de martensita sunt coerent sau semicoerent legaţi cu matricea, creşterea lor se face cu o viteză foarte mare, apropiată de viteza sunetului în mediul respectiv. Legăturile coerente sau semicoerente dintre cristalele de martensita şi cele ale fazei iniţiale presupun însă o anumită interacţiune cristalografică a celor două faze, plane şi direcţii bine definite din faza iniţială, fiind paralele cu anumite plane, respectiv direcţii din cristalele de martensita.

Două dintre caracteristicile transformării martensitice se întîlnesc tot-deauna, indiferent de materialul care suferă transformarea martensitică sau de modul cum decurge această transformare, anizoterm sau izoterm, la răcire sau la încălzire. Trăsăturile caracteristice cele mai generale ale transformării martensitice sunt: transformarea martensitică se produce la

12

temperaturi joase, prin procese fără difuzie, fără modificarea compoziţiei chimice, prin deplasări simultane, coordonate, ale unor grupări de atomi, deplasări care duc la modificarea reţelei cristaline şi produc microdenivelări pe suprafaţa probei in prealabil lustruită, între reţeaua cristalină a fazei iniţiale şi finale se stabilesc relaţii de orientare cristalografică.

Germinarea la transformarea martensitică

Teoria modernă a transformării martensitice se bazează pe ipoteza germinării eterogene. Potrivit acestei teorii, în faza iniţială există numeroase microregiuni care se deosebesc de matrice fie din punct de vedere al compoziţiei, fie, mai ales, structural. Aceste microregiuni de matrice pot fi fixate (îngheţate) prin răcire bruscă, ele reprezintă germeni potenţiali pentru martensita, transformarea neproducîndu-se deoarece dimensiunile lor sunt mai mici decît cele critice, pentru acest motiv, aceste microregiuni sunt numite embrioni sau germeni subcritici. După unele estimări, umărul germenilor subcritici este fearte mare, de ordinul 710 germeni/cm3.

Natura şi structura germenilor subcritici diferă de la un material la altul, de cele mai multe ori fiind formaţi din defecte de reţea. Frecvent se consideră că germenii subcritici nu sînt altceva decît porţiuni din faza iniţială cu o anrmită distribuţie de dislocaţii, de pildă zonele puternic deformate, cu o mare densitate în dislocaţii.

Germenii subcritici ating dimensiunile critice prin răcire, fără a fi nece-sară energie de activare termică sau prin procese încă necunoscute, a căror producere necesită activare termică.

In toate cazurile, germenii cristalelor de martensită sunt coerenţi sau semicoerenţi cu matricea.

Mecanismul martensitic de crestere al germenilor

Creşterea cristalelor de martensită are loc după un mecanism propriu, specific transformării martensitice, diferit de mecanismul prin care se preduce transformare cu difuzie. In timp ce la transformarea normală, cu difuzie, germenii cresc ca rezultat al deplasărilor individuale, dezordonate, ale fiecărui atom, la transformarea martensitică germenii fiind coerenţi sau semicoerenţi cu matricea cresc, interfeţele avansand spre faza iniţială prin deplasări coordonate ale unor grupuri de atomi. In cursul creşterii germenilor de martensită, fiecare atom parcurge o distanţă foarte mică, mai mică decît un parametru de reţea, după transformare un atom avand aceiaşi vecini ca şi în faza iniţială, numai că poziţiile lor relative sînt diferite. Ca urmare, compoziţia, chimică a martensitei este identică cu cea a fazei iniţiale. Un cristal de martensită conţine acelaşi număr de atomi ca şi regiunea din cristalul iniţial din care s-a format, dar avand o altă reţea cristalină, forma şi volumul său vor fi diferite

13

de forma şi volumul fazei iniţiale din care s-a format. Mcdificarea formei şi volumului la transf martensitică se manifestă prin apariţia microdenivelarilor pe suprafaţa lustruită în prealabil a fazei iniţiale. Schematic, formarea unor astfel de microdenivelări este reprezentată în fig de mai sus, din care rezultă şi faptul că un cristal de martensită are forma de placă. Plachetele de martensită astfel formate sunt paralele cu anumite plane crstalografice ale fazei initiale numite plane habitale. Un astfel de plan este planul ABML din fig. 8.24. Planul habital al oţelurilor cu puţin carbon este {111}A, iar al oţelurilor cu conţinut ridicat în carbon {225} sau {259}. Planul habital la transformarea chcfc ... → este {111}A. Experimental s-a arătat că orientarea spaţială precisă a unui plan habital nu poate fi exprimată prin indici numere întregi. Planele habitale nu sunt deci raţionale ci iraţionale. Practic un plan habital se notează cu indicii Miller ai planului raţional, în jurul căruia se grupează valorile determinate experimental.

Oprirea creşterii cristalelor de martensită. Echilibrul termoelastic

Mişcarea coordonată a atomilor la transformarea martensitica este posibilă numai în condiţiile existenţei unor limite germene/faza iniţială, coerente sau semicoerente. Dacă există o forţă motrice mare, astfel de limite se mişcă cu viteze deosebit de mari, chiar şi la temperaturi scăzute apropiate de limitele glisile. Cristalele de martensită cresc deci cu viteze deosebit de mari, aproximativ egale cu viteza sunetului în mediul respectiv ca urmare, timpul necesar formării unui cristal de martensită este foarte mic, aproximativ 710− s.

La creşterea unui cristal de martensită suprafaţa limitelor coerente se măreste, se măresc treptat şi deformaţiile elastice din reţea, pînă cînd este atinsă limita de elasticitate. In acest moment se produce relaxarea tensiunilor elastice prin distrugerea coerenţei limitelor rezultand incapabilitatea de creştere a cristalului prin deplasarea coordonată a atomilor, iar creşterea lui prin deplasarea dezordonată a atomilor nu este de asemenea posibilă din cauza temperaturii scăzute.

Este posibil ca un cristal de martensită să se oprească din creştere chiar înainte de distrugerea coerenţei. Astfel, dacă cristalul în creştere întîlneşte un obstacol, de exemplu o limită de grăunte, un alt cristal de martensită etc, creşterea încetează brusc. De asemenea, dacă se stabileşte un echilibru termoelastic între cristalele de martensită care cresc si faza iniţială, cresterea cristalelor de martensită încetează brusc, forţa motrice devenind nulă.

Caracteristici cristalografice ale transformării marteasitice

Deoarece coerenţa a două reţele impune anumite relaţii de orientare cristalografică între acestea şi cristalele de martensită se găsesc în anumite relaţii de orientare cristalografică cu cristalele fazei iniţiale.

14

Caracteristici importante ale transformării martensitice sînt obţinute din analiza microreliefurilor care apar la transformarea martensitică pe suprafaţa fazei iniţiale în prealabil lustruită. Trasînd înainte de transformare pe suprafaţa lustruită a probei o linie dreaptă de comparaţie SS’, după transformare această linie rămine continuă dar fragmentată în trei segmente ST, TT' şi T'S'. Din faptul că la interfaţă, în punctele T şi T', nu apar discontinuităţi, în linia de comparaţie rezultă că la scară macroscopică planul habital este aproximativ invariant în cursul transformării martensitice, adică orice segment clin acest plan rămme invariant atît ca lungime cit şi ca direcţie, ceea ce înseamnă că atît distorsiunea cît şi rotaţia într-un astfel de plan sunt nule. Invarianta planului habital face ca energia de deformare elastică să fie minima. O altă trăsătură cristalografică importantă a transformării martensitice rezultă din faptul că linia de comparaţie SS" îşi păstrează liniaritatea, necurbîndu-se în cristalul de martensită. Acest fapt arată că transformarea martensitica se realizează printr-o deformare plană invariantă, (deformare omogenă), o astfel de deformare caracterizîndu-se prin faptul că după deformare liniile drepte răman tot drepte, iar planele tot plane.

Mecanismul cristalografic al transformarii martensitice

Modificările pe care le suferă o celulă elementară a fazei iniţiale, pentru a se transforma într-o celulă elementară de martensita sînt cunoscute sub numele de transformarea sau distorsiunea Bain. Bain a emis ipoteza că o reţea c.f.c se poate transforma într-o reţea c.v.c printr-o compresiune paralelă la axa c şi o alungire de-a lungul axei a. Potrivit lui Wechsler, Ideber-raan şi Read, transformarea Bain a reţelei c.f.c. în c.v.c. se produce conform fig. 8.26(vezi mai sus), unde se reprezintă celula elementară t.v.c. ce caracterizează reţeaua c.f.c. şi celula elementară a reţelei c.v.c. obţinută prin transformarea menţionată.

15

Transformarea Bain arată cum a reţea poate trece într-o altă reţea prin deplasări atomice minime. Ea este însă incompatibilă cu invarianta planului habital şi a deformării care însoţeşte transf martensitică, deoarece la transformarea Bain modificîndu-se celula elementară reţeaua cristalină se deformează nerămînînd plane atomice nedistorsionate. Pentru a depăşi această dificultate, este necesar să se remarce că invarianta planului habital şi a deformării asociată transformării martensitice au fost stabilite cu ajutorul microscopiei optice. Rezultă astfel că planul habital este invariant, iar deformarea plastică care însoţeşte transformarea martensitică este omogenă numai la scară macroscopică. Bilby şi Christian au arătat că invarianta la scară macroscopică a planului habital şi omogenitatea la scară macroscopică a deformării asociată transformării martensitice sînt compatibile cu unele deformări microscopice, adică deformări la scara reţelei

cristaline, care modifică celula elementara resp reţeaua cristalină, distorsionînd planele atomice.

Cinetica transformarii martensitice

Din punct de vedere cinetic, se deosebesc două tipuri de transformări martensitice: transformări martensitice atermice si transformări martensitice izoterme.

Transformarea martensitică atermică se preduce după o cinetică diferită de cea întîlnită la transfoimările cu difuzie, apărînd ca o transformare care nu depinde de temperatura la care, pentru formarea şi creşterea cristalelor de martensită, nu este necesară energie de activare termică. Ea are loc la răcirea continuă a fazei iniţiale, începe totdeauna la temperatura de început de transformare martensitică Ms, şi se termina la o temperatura de sfîrşit de transformare martensitică Mf. La răcirea continuă

16

în intervalul de transformare martensitică conţinutul în martensită creşte continuu de la temperatura Ms pînă la Mf unde, teoretic, toată faza iniţială s-a transf în martensită (fig. 8.32, a), practic însă, totdeauna mai rămîne o oarecare proporţie de fază netransf. Intreruperea răcirii în intervalul de transf martensitică Ms-Mf are ca efect oprirea transformării, indiferent de proporţia de fază iniţială transformată. Pentru fiecare temperatură din intervalul Mt-Mf există o proporţie bine definită de fază iniţială care se transformă în martensită.

Transformarea martensitică atermică se produce la cele mai multe materiale metalice cu transf martensitică, fiind foarte mult studiată pe oţeluri. Acest mod de transf este det de faptul că germenii subcritici nu sînt egali ca mărime, astfel încît prin răcire la o temperatură T < Ms numai o parte din ei ating dimensiunile critice şi cresc brusc, ceilalţi germeni putînd fi activaţi numai dacă răcirea se face la temperaturi şi mai mici.

Transformarea martensitică izotermă se produce după o cinetică ce în unele privinţe reaminteşte de cinetica transformărilor cu difuzie. Astfel, la menţinerea izotermă transformarea începe după o anumită perioadă de incu-baţie, dezvoltîndu-se la început cu viteză din ce în ce mai mare, pentru ca după această viteză si se micşoreze continuu (fig. 8.32, b). Ca şi în cazul transformării normale cu difuzie, perioada de incubaţie depinde de tempera-tură, la început micşorîndu-se la scăderea temperaturii, pentru ca apoi să crească din nou, ca urmare, este posibil ca transformarea martensitică izo-termă să fie descrisă cu ajutorul diagramelor TTT.

Transf martensitică izotermă este mai puţin răspîndită, dintre materialele care se pot transforma martensitic izoterm, făcînd parte şi unele aliaje necarburate pe bază de Fe, ca aliajul Fe-Ni-Mn cu 93,4% Ni şi 3,3% Mn.

O trăsătură cinetică tipică tuturor transformărilor martensitice o reprezintă natura lor autocatalitica: formarea unui cristal de martensită induce germinarea şi creşterea altor cristale de martensită care, la rîndul lor vor induce germinarea şi creşterea altor generaţii, de cristale de marfensită şi aşa mai departe transformarea martensitică decurgînd, într-un anumit interval de timp, ca o reacţie în lanţ. Efectul autocatalitic se explică prin cîmpurile de tensiuni generate în jurul fiecărei plăci de martensită. El explică o serie de fenomene ca de exemplu viteza de transformare accelerată din stadiile iniţiale ale transformării martensitice izoterme.

Un tip special de transformare martensitică, numit transformare martensitică explozivă, constă în formarea bruscă, prin salt, a unei proporţii de martensită, la temperaturi situate în imediata vecinătate a punctului Ms,

17

după care transformarea decurge atermic. Proporţia de martensită formată brusc depinde de compoziţia aliajului şi de temperatură, variind de la cîteva procente pînă la, cca 70%. Transformarea martensitică explozivă este însoţită şi de un efect acustic şi de o creştere a temperaturii materialului cu cîteva grade, ca urmare a degajării rapide a căldurii latente de transf. Dintre aliajele care prezintă fenomene de transformare martensitică explozivă se menţionează aliajele Fe-Ni cu 31-32% Ni. Durata transformării martensitice explozive este foarte mică, de ordinul 107 —108 s. Transformarea martensitică explozivă poate fi considerată ca un al treilea tip cinetic de transf martensitică. Mai corect este însă să se considere transf martensitică explozivă ca o variantă a transf martensitice atermice şi anume ca o transf martensitică atermică cu o dezvoltatare de natură autocatalitică.

O trăsătură caracteristică transf martensitice o repr micşorarea, în anumite condiţii, a capacităţii de transformare martensitică a fazei, iniţiale. Acest fenomen numit stabilizarea fazei iniţiale se produce la transf martensitică atermică şi este întîlnit atît la aliajele pe bază de Fe, care conţin elemente interstiţiale carbon, azot etc, cît şi la alte aliaje, ca de exemplu la aliajele Cu-Sn cu 15% Sn. Stabilizarea fazei iniţiale poate fi realizată prin mijloace termice, în care caz se numeşte stabilizare termică sau simplu stabilizare, prin mijloace mecanice, cînd se va numi, stabilizare mecanică, etc.

Stabilizarea termică a fazei iniţiale este explicată prin mai multe meca-nisme de stabilizare care pot acţiona independent unul de altul în funcţie de material, temp, etc. Un prim mecanism de stabilizare termică îl reprezintă relaxarea elastică, în timpul menţinerii la temp constantă, a tensiunilor din faza iniţială care înconjoară, plăcile de martensită. Micşorarea acestor tensiuni responsabile pentru efectul autocatalitic, duce la scăderea capacităţii de transformare a făzei iniţiale deci la stabilizarea ei. Mecanismul de stabilizare termică prin relaxarea tensiunilor elastice nu explică scăderea capacităţii de stabilizare la durate mari de menţinere. Stabilizarea termică a fazei iniţiale poate fi determinată şi de segregarea atomilor interstiţiali în jurul germenilor potenţiali sau chiar în jurul germenilqr activi, în primul caz împiedicînd transf germenilor potenţiali în germeni activi, iar în cel de al doilea caz împiedicînd creşterea germenilor activi. Formarea atmosferelor de impurităţi la dislocaţii constituie, de asemenea, o cauză de stabilizare a fazei iniţiale, deoarece la formarea acestor atmosfere de faza iniţială sedurifică.

Stabilizarea mecanica a fazei initiale are loc la deformari plastice la temperaturi superioare punctului Md si consta in deplasarea punct-lui Ms la temperaturi mai scazute

Maorfologia martensitei(forma si tructura crsitalelor de martensita). Tipuri morfologice de martensita.

Analiza microscopică pune în evidenţă trei tipuri morfologice de martensită:martensită în şipci, martensită în plachete (plăci), martensită în foi.

Martensita în şipci este numită şi martensită în pachete, martensită mâsiva. Martensita de temperatură înaltă sau martensită nemaclată. Se for-

18

mează în mod curent în toate otelurile cu conţinut scăzut si mediu în carbon, în oţelurile de tip maraging, în oţelurile inoxidabile şi în unele aliaje pe bază de Fe, cum sînt aliajele Fe-Ni cu mai puţin de 28% Ni, aliajele Fe-Cr cu mai puţin de 8% Cr etc. Cristalele de martensită în şipci sînt prea mici pentru a fi văzute cu microscopul optic, chiar la grosismente mari, ele au formă de şipci lungi şi subţiri, cu grosimi de la 0,1 mµ la cîţiva mµ . Aceste cristale sînt aşezate paralel unul cu altul, formînd pachete dense, cristalele dintr-un pachet fiind separate între ele prin limite la unghiuri mici sau mari. Pachetele formate din astfel de cristale sunt elemente structurale ale acestei martensite vizibile la microscopul optic, de unde şi denumirea de martensită în pachete care se mai atribue acestei martensite. Acest aspect structural a făcut ca această martensită să fie numită şi martensită masivă, pentru a o deosebi de martensitele în plăci sau aciculare. Este necesar totuşi să se sublinieze că termenul martensită masivă poate crea confuzii, sugerînd că martensitele în şipci sînt obţinute prin alt mecanism de transformare, prin transformare masivă şi nu prin transformare martensitică, ceea ce, evident, este greşit.

Martensita în plachete, cunoscuta mai bine sub denumirea de „martensită aciculară" este numită şi „martensita lamelară", „martensită de temperatură scăzută" sau „martensită maclată". Este tipul clasic de marten-sită, forinîndu-se în oţelurile cu conţinut ridicat în carbon, în aliajele pe bază de fier necarburate cu conţinut ridicat în element de aliere şi aproape întotdeauna în materialele metalice neferoase. La această martensită, crista-lele sînt mai mari, putînd fi văzute uneori chiar şi Ia microscopul optic. La acest fel de martensită cristalele au forma de plăci lenticulare subţiri care în mod obişnuit, într-o secţiune microscopică întîmplătoare formează o imagine falsă de cristale cu formă aciculară, de unde şi denumirea de „martensită aciculară". Plachetele de martensită apar sub formă individualizată şi formează între ele unghiuri diferite. Prima generaţie de plachete care se formează în imediata vecinătate a punctului Ms străbat cristalul fazei iniţiale de la o limită la alta, cristalele din a doua generaţie merg numai de la primele cristale pînă la limita grăunţilor, cristalele din a treia generaţie merg numai între două plachete din generaţiile anterioare şi aşa mai departe, pla-chetele de martensită sînt din ce în ce mai mici şi împart în tot mai multe părţi grăunţii fazei iniţiale. In locurile unde se întîlnesc plachetele de martensită din generaţii diferite apar macle mecanice şi microfisuri. De regulă, între plachetele de martensită se conservă fază iniţială netransformată (fază iniţială reziduală). Caracteristic pentru fiecare plachetă de martensită este apariţia, după atacul metalografic, a unei nervuri longitudinale în regiunea ei mediană.

Martensită în foi se formează în aliajele Fe-Mn cu mai mult de 15% Mn, în oţelurile manganoase Hadfield şi în unele oţeluri inoxidabile. Cristalele martensitei în foi au forma de plăci cu grosime extrem de mică. Pentru aceasta martensită în foi este considerată ca un caz particular al martensitei în plachete. Structura cristalină a martensitei în foi este de obicei h.c.

Analiza prin microscopia electronică prin transmisie a diferitelor tipuri morfologice de martensită pune în evidenţă o structură a cristalelor de martensită formată din diferite defecte de reţea, în primul rînd un număr mare de macle şi de dislocaţii, prezenţa ultimelor constituind o dovadă că în

19

cristalele de martensită se produc alunecări. Maclele şi dislocaţiile se formează atît ca o consecinţă firească a mecanismului cristalografie de transformare martensitică, cît şi ca urmare a exercitării de către matrice asupra cristalelor de martensită a unor tensiuni determinate în primul rînd de creşterea de volum care însoţeşte transformarea martensitică.

Martensitele în şipci au o substructura care consta dintr-o mare densitate de dislocatii, unele dintre acestea fornând aglomerări de dislocaţii, substructură similară cu a metalelor deformate plastic la rece. Densitatea dislocaţiilor în zonele în care acestea sînt concentrate este de ordinul 1011-1012 cm-2. Această microstructură adesea este formată din subgrăunţi carac-terizaţi prin unghiurile de dezorientare relativ mici.

Martensita în plachete are, în cazul oţelurilor şi aliăjelor necarburate pe bază de Fe o substructură care constă din macle interne fine cu o distanţă între ele de 50 pînă la 10 Â. De obicei aceste macle nu se extind pînă la marginea cristalelor, în aceste zone existînd un aranjament complex de dislocaţii, maclele fiind concentrate spre linia mediană.

In cazul martensitei în foi, plăcile de martensita fiind foarte subţiri, nu s-a detectat existenţa unor substructuri.

Transformări intermediare (mixte)

Din grupa transformărilor intermediare sau mixte, transformări care au loc în domeniul intermediar al temperaturii situat între temperaturile la care se produc transf cu difuzie şi cele la care se produc transf fără difuzie, motiv pentru care posedă atît trăsături ale transf-lor cu difuzie cît şi trăsături ale transf-lor fără difuzie fac parte transformările masive si transformările bainitice.

Transformări masive

In categoria transformărilor intermediare sau mixte este inclusa adesea şi transf masivă, transformare care se produce la răcirea sau încălzirea rapidă a unor materiale metalice, astfel încît difuzia să fie limitată numai la deplasări atomice pe distanţă foarte mică, încît nu se produce modificarea compoziţiei chimice. Ca urmare, la transformarea masivă rezultă

20

totdeauna o singură fază, cu compoziţie identică cu cea a fazei iniţiale. Cu toate acestea, transf masivă nu trebuie confundată cu transformarea martensitică, ea avînd loc în urma deplasării unor limite necoerente existente între faza iniţială şi germenii fazei noi, o astfel de deplasare producandu-se ca rezultat al mişcării neordonate a atomilor pe distanţe foarte mici în imediata vecinătate a limitelor grăunţilor şi nu prin deplasarea coordonată a unor limite coerente, glisile, ca la transformarea martensitică. Ea nu trebuie confundată nici cu transformarea normală prin difuzie, care se realizează prin deplasarea atomilor pe distanţe foarte mari.

Caracterul de transformare intermediară sau mixtă al transformării masive decurge din faptul că la o astfel de transformare, ca şi la transf martensitică, nu se modifică compoziţia chimică, însă în mod asemănător transf-lor normale cu difuzie ea se realizează prin deplasări neordonate ale atomilor, motiv pentru care viteza de deplasare a limitelor dintre faza iniţială şi faza nouă este foarte mică (aprox 10-1 m/s) în raport cu viteza de deplasare a limitelor la transf martensitică (circa 10-3 m/s).

Din punct de vedere structural, transformarea masivă se caracterizează prin formarea unor grăunţi mari, un grăunte putînd creşte în acelaşi timp de ambele părţi ale limitei care separă grăunţii fazei iniţiale. Grăunţii obţinuţi prin transformarea masivă sînt înconjuraţi de limite parţial plane, parţial curbe. Faptul că la transformarea masivă un grăunte creşte simultan la ambele părţi ale limitei dintre grăunţii fazei iniţiale arata că între grâuntii formaţi prin această transformare şi faza iniţială nu există relaţii de orientare cristalografică.

Un prim grup de materiale metalice care se pot transforma pe cale masivă sînt unele metale pure care prezintă transformări polimorfe cum este Fe. Un al doilea grup îl reprezintă unele aliaje alcătuite, la temperaturi ridicate, dintr-o singură fază care se transformă, la răcire, tot într-o singură fază, verticalele lor de compoziţie netraversînd domenii bifazice. Sînt două tipuri de aliaje care satisfac această condiţie (aliaje a căror diagramă de echilibru este reprezentată schematic în fig.a aliaje care conţin o proporţie mică de elemente de aliere, curba de început de transformare fiind foarte apropiată de cea de sfîrşit de transformare, astfel încît practic domeniul bifazic dispare.Un al treilea grup de materiale metalice care prezintă transformare masivă sînt unele aliaje a căror verticală de compoziţie tranversează domenii bifazice.

Cîteva materiale care prezintă transformări masive tipice sînt: Fe (700°C); aliajele Fe-Ni cu 0-6% Ni (500-700°C); aliajele Fe-Co cu 0-25% Co (650-800°C); aliajele Cu-Al cu 19% Al (550°C); aliajele Cu-Zn cu 37-38% Zn (400-450°C) şi aliajele Ag-Al cu 23-28% Al (600°C).

Transformarea bainitica

Ca si la transf masiva, trasnf bainitica are loc intr-un domeniu cu tempoperaturi intermediare, cuprins intre temp relative ridicate la care se desfasoara transf normala cu difuzie si temperaturile relative scazute la care se desfasoara transf martensitica.Trasnsf bainitica se produce fie la mentinere izoterma, fie la racier continua,

21

atat in otelri cat si in aliaje neferoase. O caracteristica generala a bainitelor formate in aliaje feroase sau neferoase o constitue formarea in timpul transf a unor microdenivelari pe suprafata lustruita in prealabi a fazei initiale.

Principalele transformari in stare solida a metalelor in aliaje

In general sunt traansformari eterogene cu difuzie. Daca acestora li se mai adauga si transf intermediara bainitica, transformarea martensitica, transformari care pot fi aratate pe diagramele de echilibru se obtine tabloul celor mai importante transf in stare solida din metale si aliaje.

Transformarea polimorfă constă în schimbarea structurii cristaline fără modificarea compoziţiei chimice, polimorfismul fiind proprietatea unor substanţe simple sau compuse de a cristaliza în două sau mai multe forme cristaline. Polimorfismul nu poate fi confundat cu alotropia, decît în cazul metalelor pure, alotropia reprezentînd proprietatea elementelor de a exista sub diferite forme moleculare sau cristaline. Transformările polimorfe au loc la încălzirea şi răcirea unor metale pure şi aliaje.

In funcţie de viteza de răcire, transf polimorfe pot fi cu difuzie, intermediare sa martensifice. La transf cu difuzie se pot obţine structuri normale, de echilibru sau structuri de tip Widmanstatten.

Dizolvarea se poate produce la aliajele formate dintr-o matrice şi din particule de fază secundară şi constă în redizolvarea particulelor de fază secundară în matrice, care îşi va modifica uşor compoziţia chimică şi para-metrii de reţea. Dizolvarea se poate produce fie prin încălzire, peste curba de transformare, fie la răcire, sub curba de transformare, la trecere dintr-un domeniu bifazic într-un domeniu monofazic. Dizolvarea stă la baza tratamentului termic de „călire pentru punere în soluţie", care constă în încălzirea peste curba solvus a aliajelor alcătuite dintr-o matrice şi o fază secundară, menţinerea la temperatura de încălzire timp suficient pentru a se produce dizolvarea completă a fazei secundare şi omogenizarea matricei, după care se aplică o răcire cu viteză mare pentru a suprima precipitarea astfel încît la temperatura camerei să rezulte soluţie solidă suprasaturată.

Precipitarea este o transformare în care o soluţie solida devenită prin suprasaturare instabilă, se descompune parţial într-o altă faza cristalină, după transf structura fiind formată dintr-o masă metalică de bază α monofazică, matricea, care nu este altceva decît faza iniţială cu compoziţia şi parametrii reţelei puţin diferiţi decît cei initiali şi o fază nouă, faza secundară, rezultată prin transf fazei iniţiale. Precipitarea poate avea loc fie la răcirea sau la încălzirea lentă a unei soluţii solide din domeniul monofazic într-un domeniu bifazic, fie la încălzirea sub curba solvus a unei soluţii solide suprasaturate prin răcirea rapida din domeniul monofazic sub curba de variaţie cu temperatura a solubilităţii în element de aliere. Precipitarea stă la baza tratamentului termic de „îmbătrînire", care se aplică soluţiilor solide suprasaturate obţinute prin călire pentru punere în soluţie, inbătrînirea constă în menţinerea la temperatura camerei a aliajului călit pentru punere în soluţie sau încălzirea lui sub curba solvus pentru a obţine fenomene de precipitare. îmbătrînirea produsă la temperatura camerei se numeşte „naturală" iar îmbătrînirea produsă la încălzire este numită „artificiala".

Dintre aceste transformări, mai importante din punct de vedere practic

22

sînt: precipitarea din soluţiile solide suprasaturate, transformarea eutectoidă inversă, transf eutectoidă, transformarea bainitică şi transformarea la încălzire a martensitei din oţeluri.

Transformarea eutectoda inversa. Transformarea amestecurilor feritoementitice in austenita.

Rezultatele care se obţin la transf-le în stare solidă, structurile şi proprietăţile care rezultă depind de compoziţia chimică, de gradul de omogenitate şi de dimensiunile cristalelor soluţiei solide de temperaturi ridicate. Din această cauză problema formării la încălzire, din amestecuri bifazice, a unei soluţii solide cu anumite caracteristici structurale prezintă o mare importanţă. Formarea la încălzire din amestecuri bifazice a unei soluţii solide se poate obţine fie prin dizolvare (la călirea pentru punerea în soluţie), fie prin transformare eutectoidă inversă (la unele tratamente termice aplicate oţelurilor şi altor aliaje). Unul dintre cele mai reprezentative exemple pentru o astfel de transformare îl constituie austenitizarea oţelurilor, adică obţinerea austenitei la încălzire din amestecuri ferito-cementitice, operaţie dintre cele mai importante de la tratamentele termice ale oţelurilor. Formarea austenitei din perlită este o transformare eterogenă cu difuzie, deci transformare cu difuzie care se produce prin germinare şi creştere. Structurile şi proprietăţile unui oţel rezultate în urma unui tratament termic provin din austenită, compozitia chimică si omogenitatea chimica si dimensională a cristalelor de austenită determinînd cinetica şi rezultatele care se obţin in diferite condiţii de răcire. Deoarece cele mai bune rezultate se obţin cînd austenita are o structura cat mai omogenă din punct de vedere chimic şi cu grăunţi cat mai fini şi mai uniformi dimensional, prin austenitizare se urmareşte obţinerea unei austenite cu astfel de caracteristici.

Austenita se formează din perlita la încălzirea oţelului la temperaturi superioare temperaturii A1 deoarece la aceste temp-uri energia liberă a austenitei este mai mică decat a per l i te i . Această transf se produce potrivit reacţiei:

AustenitaCementitaFerita →+Germinarea cristalelor de austenita se produce de preferinţă pe

suprafeţelede separare dintre lamelele de ferită şi cementită din perlită, limitele crista-lelor de ferită sau cementită proeutectoid jucînd un rol secundar. Numărul de germeni de austenita care se formează într-o secundă într-un mm2 este cu atît mai mare cu cît temperatura de încălzire şi conţinutul în carbon sînt mai mari, iar gradul de dispersie al perlitei mai înaintat. Creşterea temperaturii măreşte deci viteza de germinare. Viteza liniară de creştere vc a germenilor cristalini depinde de asemenea foarte puternic de conţinutul în carbon, de gradul de dispersie al perlitei şi de temperatura de încălzire. Creşterea germenilor de austenita are loc prin deplasarea interfeţelor dintre faze. In cazul acestei transf, sînt două feluri de interfeţe: interfaţa ferită-austenita si austenită-cementita. După formarea primelor cristale de austenita, sistemul este format din ferită, cementită şi austenita, ultimi fiind în contact atît cu cementită cît şi cu feritada. Rezultă astfel că austenita chiar de la formare

23

este neomogenă din punctul de vedere al conţinutului în carbon. Creşterea proporţiei de austenita se face atît prin deplasarea interfeţei cementită-austenită, cît şi a interfeţei ferita-austenită.

Cinetica transformarii perlitei in austenita poate fi studiata atat in conditii izoterme cat si la incalzirea continua.

Comportarea unui oţel la tratamente termice şi proprietăţile care se obţin sunt influenţate nu numai de omogenitatea chimică a austenitei, ci şi de mărimea şi uniformitatea dimensională a grăunţilor de austenită. Prin grăunte de austenită se înţelege: a- grăuntele iniţial de austenită; b- grăuntele real de austenită; c- grăuntele ereditar.

Grăuntele iniţial de austenită reprezintă mărimea grăunţilor de austenita în momentul terminării transf perlitei în austenită. Grăuntele iniţial depinde de structura perlitei: dacă perlita are o structură globulară, fiecare particulă de cementită constituie un germene din care creşte un grăunte de austenită. Ca urmare, se obţin grăunţi de austenită mari (fig. 8.55.a). Dacă perlita este lamelară rezultă austenită formată din grăunţi cu atît mai mici cu cît perlita este măi fină (fig. 8.55.b). Totdeauna, la transformarea perlitei lamelare în austenită are loc o fărămitare a grăunţilor, austenită rezultată fiind formată din grăunţi mai mici decît nodulele de perlita din care a pro-venit. Spre deosebire de aceasta, dacă structura iniţială este martensitică sau bainitică, austenită rezultată va fi formată din grăunţi cu aceleaşi dimensiuni cu ai grăunţilor de austenită din care s-a format la călire martensita si bainita (fig. 8.55.c). In acest caz, la transformarea martensitei în austenită martensita transmite austenitei un mare număr de defecte de reţea, în plus datorită diferenţei de volum soecific dintre martensita si austenită, austenită se va deforma plastic la rece, ceea ce va mari şi mai mult densitatea în defecte de retea (dislocaţii, vacanţe etc.) provocînd durificarea austenitei. Austenita astfel ecruisată, încălzită peste temperatura de recristalizare, recristalizează rezultînd o nouă generaţie de grăunţi mult mai mici decit ai austenitei iniţiale. Temperatura de recristălizare a austenitei se numeşte „punctul lui Cernov" şi se notează cu b.

Grăuntele real de austenita reprezintă mărimea grăuntelui de austenită aşa cum se obţine după deformare plastică la cald sau după o încălzire în anumite condiţii. Grăuntele real rezultă deci prin creştere, la încălzire, din grăuntele iniţial. Mărimea grăuntelui real de austenită depinde de temperatura de încălzire şi de capacitatea de creştere la încălzire a grăuntelui de austenită.

24

Grăuntele ereditar reprezintă capacit de creştere, la încălzire, a grăuntelui de austenită. Deoarece la răcire mărimea reală a grăuntelui de austenită nu se micşorează, dispersia perlitei sau martensitei, obţinute din austenită, depinde de mărimea reală a grăuntelui de austenită, deci de ereditatea grăuntelui şi de temperatura de încălzire (fig. 8.56). Din punctul de vedere al capacităţii de creştere agrăunţilor de austenită, oţelurile se împart în: a- oţeluri cu tendinţa redusă de creştere la încălzire a grăunţilor de austenită; b- oţeluri cu tendinţă accen-tuată de creştere a grăunţilor de âustenită. Oţelurile din prima grupă se nu-mesc „oţeluri cu grăunţi ereditari mici" iar cele din cea de a doua grupă, „oţeluri cu grăunţi ereditari mari". Capacitatea de creştere la încălzire a grăunţilor de austenită (grăuntele ereditar) depinde în primul rînd de compoziţia oţelului. Deoarece la temperatură constantă, la creşterea conţinutului în carbon din austenită scad temperaturile solidus şi lichidus, crescînd corespunzător temperatura omoloagă, creşte viteza de difuzie şi, odată cu acesta şi capacitatea de creştere a grăunţilor de austenită. Creşterea conţinutului de carbon din oţel peste limita de solubilitate a carbonului în austenită duce la micşorarea capacităţii de creştere a grăunţilor de austenită, ca urmare a prezentei cementitei secundare care frînează mecanic creşterea grăunţilor. Cele mai multe elemente de aliere frînează creşterea grăunţilor de austenită, cea mai mare influentă în aceasta-direcţie manifestînd Vn, Ti, Al şi Zr, o influenţă ceva mai mică W, Mo şi Cr şi o influenţă foarTe mică Ni şi Si. Acţiunea de franare a creşterii la încălzire a grăunţilor de austenită de către elementele de aliere se explică, pentru majoritatea acestor elemente, prin formarea de compuşi (carburi, oxizi, nitruri etc.) care se depun la limitele grăunţilor franandu-le mecanic creşterea. Dacă temperatura de încălzire este prea înaltă, carburile, nitrurile etc. ale elementelor de aliere se dizolvă în austenită sau cresc foarte mult. O capacitate diferită de creştere la încălzire a grăunţilor de austenită se observă chiar şi la oţeluri care au aceeaşi compoziţie chimică, dar provin din şarje diferite sau au fost elaborate diferit, unele f i i n d dezoxidate numai cu feromangan (oţeluri necalmate) sau cu feromangan si ferosiliciu, altele fiind dezoxidate suplimentar cu Al (oţeluri calmate). In acest caz, capacitatea de creştere diferita a grăunţilor de austenită este dată de diferitele impurităţi aflate în proporţii foarte mici care se află sub formă de carburi, oxizi, sulfuri, nitruri etc. In acest fel, capacit de creştere a grăunţilor de austenită este influenţată nu numai de conţinutul în principalele elemente de aliere, dar şi de calitatea metalurgică a materialelor folosite la elaborare, de modul de elaborare etc, adică de ereditatea metalurgică a oţelului, motiv pentru care capacitatea de creştere la încălzire a. grăunţilor de austcnită este numită şi „grăunte ereditar". Mărimea reală grăunţilor de austenită se poate determina

25

la orice temperatură cu ajutorul microscopului de temperatură înaltă sau în lipsa unui astfel de microscop, prin diferite procedee. Mărimea reală a grăunţilor de austenită se exprimă în mod obişnuit prin punctaj. In cazul oţelurilor de scule, în particular al oţelurilor rapide, grăunţii de austcnită fiind foarte fini, mărimea lor reală se exprimă prin indicele Snyner-Graff. Proprietatle mecanice ale otelului sunt influentate de marimea grauntelui real.

Trasnsformarea eutectoida. Trasnformari perlitice

Transformarea eutectoida se poate produce în sistemele de aliaje feroase şi neferoase care conţin soluţii solide sau compuşi stabili numai la temperaturi ridicate. La o transformare eutectoida faza solidă, se transformă la răcire în două sau mai multe faze solide care se deosebesc din punctul de vedere al compoziţiei şi structurii atît unele de altele cît şi de faza iniţială. In cazul în care numărul fazelor rezultate este egal cu numărul componenţilor, reacţia eutectoida este invariantă. Transf eutectoidă este o transformare discontinuă, deci o transformare celulară. Produsul unei astfel de transf se numeşte eutectoid. Transformarea eutectoidă se poate produce fie la răcire continuă, fie la menţinere izotermă, subrăcind soluţia solidă de temperatură înaltă la o temperatură sub temperatura eutectoidă şi menţinînd-o la această temperatură.

Transformarea eutectoida este precedată în aliajele hipoeutectoide de precipitarea fazei 1α proeutectoide, iar în aliajele hipereutectoide, de precipitarea fazei 2α proeutectoidă. Precipitatele proeutectoide sînt fie masive, fie de tip Widmanstatten. Precipitatele masive sînt formate fie din grăunţi alungiţi distribuiţi la limitele foştilor grăunţi sub forma unei reţele continue, fie din grăunţi echiacşi separaţi la limitele sau în interiorul foştilor grăunţi. Precipitatele de tip Widmanstâtten sînt fie platforme, fie aciculare şi se dezvoltă fie la limita fie în interiorul foştilor grăunţi.

Ca şi în cazul eutecticelor, la creşterea subrăcirii are loc încorporarea fazei proeutectoide în eutectoid, rezultînd eutectoide mai sărace (în cazul aliajelor hipoeutectoide) sau mai bogate ( în cazul aliajelor hipereutectoide) in element de aliere. Astfel de structuri se numesc cvasieutectoide şi datorită capacitatii mai mari desubracire a solidelor. In rapor cu topiturile ele apar cu frecventa mai mare decat cvasieutectoidele.

Aspectul microscopic al structurilor eutectoide este de cele mai multe ori lamelar. Astfel de structuri sunt numite perlitc lamelare şi sînt formate din lamele alternînde din cele două faze. Uneori microstructura eutectoidelor este nelamelară, una din faze găsindu-se sub formă de particule mai mult sau mai puţin globulare. Astfel de structuri se numesc perlitc globulare. Perlitele lamelare se obţin curent in oţeluri, deşi şi în acest caz nu este exclusă posibilitatea obţinerii de perlite globulare. In aliajele neferoase perlitele lamelare se obţin pentru compoziţii apropiate de cea eutectoidă, la compoziţii mai îndepărtate rezultînd perlite globulare.

Pentru a le deosebi de structurile lamelare care se obţin prin precipi-tarea discontinuă a soluţiilor solide suprasaturate, perlitele obţinute direct prin transformare eutectoidă se numesc Perlite primare.

Dacă o transformare perlitică a avut loc la o subrăcire mare, perlita

26

primară rezultată este formată din faze cu compoziţia diferită de compoziţia de echilibru. O astfel de perlita nu este stabilă şi ca urmare la încălzire izotermă prelungită se transformă prin precipitare discontinuă într-o nouă perlita, mai puţin regulată şi cu lamele mai groase. Astfel de perlite se numesc tot secundare şi formarea lor a fost observată în aliajele Cu-Be, Cu-Ga, Cu-Sr, Cu-In, Cu-Zn.

Transtormarea martensitica in oteluri. Austenita reziduala

Transformarea martensitică din oţeluri are loc la răcirea cu viteză foarte mare a austenitei, astfel incatsa sa obţină subrăciri de 400-500°C. La asemenea subrăciri sînt nule atît viteza de difuzie a carbonului cît şi viteza de difuzie a fierului, transformarea nu se mai preduce prin difuzie ci fără difuzie, pe cale martensitică. Deoarece conţinutul în carbon al martensitei depăşeşte cu mult limita de solubilitate a carbonului în Fe α martensita din oţeluri este soluţie solidă interstiţială suprasaturată de carbon în Fe α .

La transformarea austenitei în martensită, trecîndu-se de la reţeaua compactă c.f.c. a austenitei la reţeaua t.v.c., mai puţin compacta a martensitei, se produce o creştere cu circa 5% a volumului specific.Ca si în cazul altor transformări martensitice, martensită din oteluri se formează la viteze de răcire foarte mari, mai mari decît viteza critică Martensita se poate obţine şi la viteze de răcire mai mici, începand de la viteza critică interioară vci.

Transformarea martensitică din oţeluri nu este reversibilă la încălzire rezultînd, la amestecuri de carburi şi ferită.

Din punct de vedere cinetic, transformarea martensitică din oţeluri este o transformare anizotermă, avînd loc numai la răcire continuă, într-un interval de temperaturi cuprins între temperatura de început de transformare martensitică Ms şi temperatura de sfîrşit de transformare martensitică Mr.

Caracterul anizoterm al transformării martensitice la oţeluri se manifestă în faptul că răcind cu viteză mare la o temperatură T, se transformă cu mare viteză o proporţie de austenită, după care transformarea încetează. Pentru ca transformarea să reînceapă este necesară răcirea în continuare, la o temperatură imediat inferioară, o nouă porţie de austenită transformîndu-se în martensită ş.a.m.d. pînă la temperatura Mf, cînd transf se termină. Este important de semnalat că la fiecare temperatură mai joasă decît Ms se transformă în martensită o proporţie bine definita de austenită, proporţie care nu mai creşte dacă temperatura rămîne constantă.

Austenită reziduală poate fi transformată în martensită, dacă se con-tinuă răcirea oţelului de la temperatura camerei pînă la temperaturi scăzute, astfel încît să se ajungă la punctul Mf. Pentru ca asutenita reziduala să se transforme in martensită prin răcire sub 0°C este necesar ca răcirea să se facă imediat după călire, în caz contrar austenită netransformată stabilizîndu-se.

Substructura austenitei reziduale diferă foarte mult de substructura austenitei iniţiale, avind o mare densitate în defecte de reţea care s-au format prin deformaţii plastice locale în regiunile situate în vecinătatea cristalelor de martensită. Aceste zone sînt caracterizate prin concentraţii de

27

dislocaţii şi prin defecte de împachetare.Reţeaua t.v.c. a martensitei se formează din reţeaua c.f.c. a austenitei

printr-o transformare Bain care implica deplasari minime de atomi.Martensita din oţeluri este o fază dură şi fragilă. Durificarea martensitei

este rezultatul contribuţiei mai multor mecanisme de durificare. Unul dintre acestea îl reprezintă mecanismul de durificare al soluţiilor solide determinat de prezenţa unui continut ridicat de atomi de carbon dizolvaţi în ferită. Un al doilea mecanism de durificare îl constituie segregarea atomilor interstiţiali la dislocaţii (formarea atmosferelor de impurităţi), ceea ce are ca efect frânarea mişcări acestora. Interacţiunea dintre dislocaţii, mai ales dată fiind densitatea mare a acestora, contribuie de asemenea la durificarea martensitei. Un rol important în durificarea martensitei il joacă şi structura şi substructura fină care se formează în procesul transformării martensitice (cu cît grăunţii sînt mai fini, cu atît proprietăţile de rezistenţă sînt mai mari). In sfîrşit, un rol în durificarea martensitei poate juca şi H (durificarea prin precipitare), un astfel de mecanism putînd acţiona deoarece este posibil să se formeze, în timpul călirii, clustere de atomi interstitiali N, C, etc sau chiar unele precipitate fine carburi, nitruri etc. Deoarece martensita din oţeluri este dură şi fragilă, prin călire proprietăţile mecanice ale otelurilor se modifică radical, duritatea lor crescînd foarte mult, cu atît mai mult cu cît conţinutul în carbon este mai ridicat, iar tenacitatea micşorîndu-se pînă aproape de zero.

Martensite termoelastice. Aliaje cu memoria formei

După cum s-a arătat, în unele aliaje creşterea cristalelor de martensita poate să inceteze brusc, fără distrugerea coerenţelor limitelor, prin atingerea echilibrului termoelastic dintre cristalele de martensita si faza iniţială. In funcţie de temperatură, echilibrul termoelastic se poate deplasa într-o parte sau alta, la creşterea temperaturii crescînd proporţia de fază iniţială şi invers. Aceasta înseamnă că deformările elastice care apar la transformarea directă faza initiala → martensita, dispar complet la transformarea inversă martensita → fază iniţială. O martensita care satisface această condiţie este numită martensita termoelastică şi ea se formează numai cu condiţia ca interfaţa martensită/fază iniţială să fie perfect coerentă şi mobilă. Martensite termoelastice sînt obţinute în multe sisteme de aliaje neferoase (Ag-Zn, Cu-Zn, Cu-Al-Ni, In-Ti, Ni-Ti etc). Interesante sînt aliajele neferoase Ag-Cd cu 50-53% atomice Cd sau cu 44-47%, atomice Cd, Cu-Al-Ni, Ti—Ni cu 50% atomice Ti, în care se formează martensite termoelastice, dar care prezintă şi trans-formare martensitică inversă. Aceste aliaje formează o nouă clasă de materiale numite materiale cu memoria formei. Efectul memoriei formei se manifestă cel mai puternic la aliajul echiatomic Ni-Ti numit nitinol (compusul intermetalic NiTi).

Memoria formei este caracteristică numai martensitelor termoelastice şi a căror substructură este formată din macle fine. Deoarece martensitele sînt termoelastice, cînd limitele dintre cristalele lor şi faza iniţială sînt perfect coerente, iar la nivel de substructură, prezenţa maclelor fine impune existenţa unor sublimite coerente, rezultă că memoria formei este caracteristică numai martensitelor cu limite martensită/faza iniţială şi

28

sublimite perfect coerente.Materialele cu memoria formei sînt folosite în practică în primul rînd

pentru capacitatea corpurilor confecţionate din ele de a reveni, prin încălzire, la forma avută înainte de deformarea plastică în stare martensitica. Această proprietate le face deosebit de apreciate în tehnică pentru cuplaje şi asam-blări, dispozitive termomecanice şi termoelastice. Ele prezintă interes şi pentru energetică, medicină.

Trasnsformarea bainitica in oteluri

Transformarea bainitică constă în obţinerea feritei din austenita, redistribuirea carbonului prin difuzie şi precipitarea carburilor. Transformarea austenitei în ferită în intervalul de transformare bainitică prezintă toate caracteristicile transf martensitice: apariţia microreflexelor pe o suprafaţă în prealabil lustruită, transformarea nu merge pînă la capăt, rămînînd tot-deauna şi austenita reziduală etc. Transformarea austenitei în ferită în do-meniul bainitic decurge deci pe cale martensitică. Ferita care rezultă, din această transf este suprasaturată în carbon, este deci o martensită. Formarea acestei martensite la temperaturi mai înalte decit Ms devine posi-bilă datorită redistribuirii carbonului din austenita, astfel încît se formează zone de austenita săracă în carbon.

Transformarea bainitică se produce atît la răcire continuă cît şi la men-ţinere izotermă. Asemănător transformării martensitice şi transformarea austenitei în bainită se caracterizează printr-o temperatura de început de transformare bainitică Bs şi o temperatură de sfîrşit de transformare bainitică Bf.

Deoarece la transformarea bainitică au loc şi procese de difuzie, dependenţa de timp a proporţiei de austenită transformată în bainită, la o temperatură data, are un aspect sigmoidal. Ca urmare, transformarea izotermă poate fi descrisa cu ajutorul diagramelor TTT.

Din punct de vedere microscopic se deosebesc două tipuri principale de bainite: bainite superioare şi hainite inferioare . In afară de acestea mai sînt menţionate bainitele columnare şi bainitele granulate mai puţin studiate.

Bainitele superioare se formează la temperaturi situate imediat sub temperaturile la care se produce transformarea perlitică, iar bainitele inferi - oare la temperaturi mai joase imediat superioare punctului Ms. In timp ce la microscopul optic bainitele superioare au aspect de pene, bainitele inferioare au aspect acicular asemănător martensitei aciculare. In bainitele superioare carburile de formă alungită sînt distribuite în şiruri paralele atît în cristalele de ferită cît şi la limita lor, cristale care contin o mare densitate de dislocatii.

Carac de rezistenţă şi de plasticitate ale bainitelor super, formate în intervalul 550-450°C sînt mai mici decît caract obţinute în acelaşi OT prin transformare la trustită de călire. Ac comportare este determinată în principal de faptul că în bainitele super particulele de cementita sînt dispuse şi la limita cristalelor de ferită. Rezistenţa şi plasticitatea bainitelor se îmbunătăţesc însă mult la scăderea temperaturii de obţinere; bainitele inferioare formate la circa 350°C într-un oţel eutectoid au o duritate de aproximativ 50 HRC faţă de circa 40 HRC cit corespunde bainitelor superioare.

29

DEFORMAREA SI RUPEREA MATERIALELOR METALICE

Deformarea plastica elastica si anelastica

Sub acţiunea unor tensiuni interne sau externe, corpurile pot sa se deformeze, sau chiar să se rupă. Deformaţiile pot fi elastice, plastice sau anelastice. Deformaţiile elastice sînt deformaţii cu caracter nepermanent ce se menţin doar pe durata acţiunii forţelor care le-au produs, ele dispar brusc în momentul în care sînt înlăturate forţele care le-au cauzat. Deformaţiile plastice sînt deformaţii cu caracter permanent, odată produse, aceste deformaţii se menţin şi după înlăturarea forţelor care le-au determinat. Deformaţiile anelastice sînt tot deformaţii cu caracter nepermanent dar, spre deosebire de cele elastice, aceste deformaţii dispar în timp după îndepărtarea forţelor.

Comportarea corpurilor sub acţiunea unor tensiuni externe este descrisă cu ajutorul curbelor tensiune-deformaţie, convenţionale sau reale, determinate de regulă la solicitări statice de tracţiune, torsiune etc. Potrivit legii lui Hooke, în domeniul elastic tensiunile normale a şi tangenţiale σ sînt proporţionale cu deformaţiile liniare ε resp unghiulare γ , conform relaţiilor:

εσ ⋅= E si γτ ⋅=G , unde: E este modulul de elasticitate longitudinală; G este modulul de elasticitate transversală.

In domeniul plastic, pînă la apariţia gatuirii, curbele reale tensiune-deformaţie sînt descrise de relaţia:

nK εσ ⋅=unde K este coeficientul de rezistenţă; n- coeficientul de ecxuisare.Comportarea unui material la deformare plastică depinde mult de tem-

peratura la care se face deformarea plastică. Dacă deformarea plastică se face la temperaturi mai joase decît o anumită temperatură, numită temperatura de recristalizare toate modificarile de structura produse prin deformare se mentin. O astfel de deformare se numeste deformare plastica la rece. Daca deformare plastica se face la temperaturi mai mari decat temp de recristaliare modificarile de strctura produse prin deformare sunt inlaturate. O astfel de deformare se numeste deformare plastica la cald. Temperatura de recristalizare este temperatura sub care difuzia nu mai are loc. Ea nu este constanta fizica si depide de o serie de factori (puritatea materialului, marimea grauntilor, etc). Tempereatura de recristalizare este data de relatia:

tR TkT ⋅= , unde Tt reprezinta tempertura absoluta de topire, k- constanta (depinde de puritatea materialului)

Deformarea plastica la rece

Se realieaza in principal prin alunecare, proces care consta in deplasarea unor pachete de material pe anumite plane cristaline. Planele cristaline pe care se produce deplasarea se numesc plane de alunecare, iar directiile pe care aluneca pachetele se numesc directii de alunecare. Capacitatea de deformare plastica a unui material este cu atat mai mare cu cat numarul sistmelor de alunecare este mai mare. Numarul sistemelor de anulecare la h.c este 3, la .f.c este 12, iar la c.v.c este 48; cu toate aceste

30

cea mai mare capacitate de deformare nu corespunde c.v.c ci c.f.c, doarece planele si directiile la c.f.c are o densitate mai mare decat la c.v.c.

Deformarea plastică a metalelor se poate realiza si prin maclare, mecanism care constă în deplasări de atomi în aşa fel încît în cristal să se formeze două sau mai multe părţi care au reţele simetrice una în raport cu alta. Zona în care se produce o maclare se numeşte macla. Maclele formate de tensiunile care apar la deformarea plastică se numesc macle de deformare sau macle mecanice, iar cele care sînt determinate de tensiunile care apar la încălziri si răciri, macle de deformare sau mecanice.

Maclarea produce o deformare plastică mică, numai de cîteva procente. Ca urmare, rolul maclării in deformarea plastică nu constă în producerea unor deformări plastice, ci in faptul că schimbarea orientării unor părţi de grăunţi, ca rezultat al maclării, aduce noi sisteme de alunecare în poziţii favorabile pentru ca noi alunecări să se poată produce.

Deformarea plastică a materialelor policristaline este mai complexă decît a monocristalelor, deoarece un material policristalin fiind alcătuit dintr-un mare număr de grăunţi cu orientări absolut la întîmplare, alunecările libere din fiecare grăunte sînt frînate, deformarea plastică realizîndu-se mai greu.

Alunecarea şi limita de curgere a cristalelor perfecte

Alunecarea se poate realiza fie pe cale sincronă, fie pe cale asin crona . Intr-un cristal ideal neexistînd dislocaţii, alunecarea nu sepoate realiza decît pe cale sincronă. In acest caz, tensiunea necesară pentru ca două pachete de material să alunece pe un plan de alunecare este:

πτ 2/Gm =Modulul de elasticitate transversală G al metalelor fiind de ordinul 104

daN/mm2 tensiunile critice de alunecare calculate cu ajutorul relaţiei precedente sînt de ordinul 103 daN/mm2. Aceste tensiuni sînt foarte mari în raport cu valorile pentru tensiunile critice de alunecare ale metalelor reale.

Alunecarea în cristalele reale

Prezenţa dislocaţiilor în cristalele reale face ca alunecarea în aceste cristale să fie posibilă nu numai pe cale sincronă ci şi pe cale asincronă. Deoarece alunecarea sincronă necesită tensiuni foarte mari iar alunecarea asincronă, prin mişcarea dislocaţiilor, tensiuni foarte mici, rezultă că în metalele reale alunecarea se produce numai pe cale asincrona, prin deplasarea dislocatiilor.

Faptul că în cristalele reale alunecarea se produce pe cale asincronă, prin intermediul mişcării dislocaţiilor care necesită tensiuni foarte mici, explică diferenţa foarte mare dintre valoarea tensiunii necesare alunecării într-un cristal ideal şi tensiunea reală la care începe curgerea în metale.

Modificarea structurii materialelor metalice prin deformare plastică la rece

Deformarea plastică la rece provoacă in metale importante rnodificări

31

structurale: schimbarea formei si dimensiunilor grăunţilor, schimbarea orientării spaţiale a grăunţilor, schimbarea structurii fine (structura la nivelul reţelei cristaline) a fiecărui grăunte.

La grade mari de deformare, în urma proceselor de alunecare şi maclare, grăunţii cristalini îsi modifică forma si dimensiunile. Ca regulă generală, cristalele din constituenţi deformarmati plastic. Paralel cu lungirea, turtirea si latirea crsitalelor din constituenţii deformabili plastic, cristalele din constituenţii fragili sunt sfarmate urmînd după alunecarea materialului. Cu creşterea gradului de deformare la rece grăunţii se alungesc tot mai mult căpătînd aspectul unor fibre, motiv pentru care structura corespunzătoare acestor materiale se numeşte structura fibroasă. Aceste modificăride structură apar numai în secţiuni paralele cu axa de tragere, în secţiunile perpendiculare pe această axă cristalele fiind echiaxe.

In procesul deformării plastice la rece are loc şi o fragmentare a gră-unţilor în blocuri in mozaic. Dimensiunile blocurilor sînt de 10-4 ...10-8 m. Daca "cristalele" constau din blocuri mari, de ordinul 10-4 ...10-6 m, acestea pot fi puse în evidenţă la microscopul optic. In acest caz ele se numesc subgrăunţi şi la rîndul lor se împart în alte blocuri şi mai mici. Structura în mozaic a grăunţilor care conţin blocuri în mozaic de ordinul 10-7 ...10-8 m, poate fi pusă în evidenţă cu ajutorul analizei cu raze X sau cu microscopul electronic. Provocînd dispersia coerentă a razelor X, aceste blocuri se numesc blocuri de dispersie coerentă.

La deformarea plastică la rece are loc şi rotirea blocurilor în mozaic, creşterea unghiului de dezorientare dintre ele.

Prin deformare plastică la rece în metale se formează şi importante tensiuni interne, atît la nivelul celulelor elementare, tensiuni de ordinul III, cît şi la nivelul grăunţilor cristalini, tensiuni de ordinul II.

Influenta deformarii plastice la rece asupra proprietatilor materialelor metalice

Schimbările de structură produse de deformarea plastică la rece determină modificarea tuturor proprietăţilor fizico-mecanice. In fig. 9.2 se arată variaţia caracteristicilor mecanice la tracţiune ale duraluminiului şi ale unei alame, cu gradul de deformare. Rezultă că prin deformarea plastică la rece rezistenţa la rupere, limita de curgere şi duritatea cresc, iar alungirea se micşorează, cu alte cuvinte prin deformare plastică la rece materialele se întăresc, devin mai rezistente, mai dure, mai puţin plastice etc. Acest fenomen este numit durificare prin deformare sau ecruisare. Capacitatea de ecruisare a unui metal se caracterizează prin coeficientul de ecruisare, care este egal cu panta curbei reale tensiune-deformaţie şi joaca in domeniul plastic rolu pe care il joaca modulul de elasticitate de elasticitate în domeniul elastic.

32

Coeficientul de ecruisare variază de la metal la metal, fiind puternic influenţat de tipulreţelei cristaline.

Proprietăţile metalelor deformate plastic la rece sînt anizotrope.Ecruisarea este determinată de frînarea mişcării dislocaţiilor de către piedici sau bariere care se formează chiar în procesul deformării plastice. Dintre fenomenele care se produc la deformarea plastică a metalelor şi dau naştere la bariere ce frînează mişcarea dislocaţiilor se menţionează interacţiunea elastică dintre dislocaţii, formarea de dislocaţii imobile etc.

Faptul că un agregat policristalin are coeficientul de ecruisare mai mare decît al monocristalelor arată că limitele dintre grăunţi constituie obstacole în calea deplasării dislocaţiilor, care neputînd trece prin limite se vor concentra formînd în faţa lor grupări de dislocaţii. Limitele dintre grăunţi influenţează şi limita de curgere Rp a metalelor policristaline. Potrivit lui Petch: 2/1−+= KDRR ip , unde R este rezistenta interna care se opune miscariisi multiplicarii dislocatiilor, K este un coeficient de proportionalitate, D este diametrul grauntelui cristalin.

Influenta temperaturii asupra structurii si proprietatilor metalelor deformate plastic la rece. Recristalizarea

Starea obţinută prin deformare plastică la rece fiind o stare în afara echilibrului, metalul ecruisat tinde să treacă spontan într-o stare de energie mai mică, mai apropiată de starea de echilibru. Deoarece procesele prin care un material ecruisat trece în stări cu energie mai mică se realizează prin difuzie, temperatura exercită o influenţă foarte mare asupra structurii şi proprietăţilor metalelor ecruisate. La majoritatea materialelor metalice, cu excepţia celor uşor fuzibile cum ar fi Sn, Pb etc, mobilitatea atomilor la temperatura camerei este foarte mică, astfel încît structura, obţinută prin deformarea plastică este stabilă. Pentru ca metalul ecruisat să treacă în stare de echilibru, este necesară încălzirea lui la o temperatură ridicată. Acest tratament este cunoscut sub numele de recoacere de reeris-talizare.

In funcţie de temperatura şi durata de încălzire, în metalul ecruisat au loc următoarele fenomene: restaurarea sau restabilirea, recristalizarea primară şi creşterea, grăunţilor.

Restaurarea constă din două etape: destin derea sau detenta şi poligonizarea.

Totalitatea proceselor care se produc la încălzirea unui metal ecruisat la temp-ri relativ joase la care nu au loc modificări microscopice vizibile în forma şi dimensiunile cristalelor ci numai modificări în structura fină, sînt cunoscute sub numele de destindere sau detentă.

Destinderea constă în difuzia defectelor punctiforme, scurgerea lor spre limitele grăunţilor sau spre dislocaţii, anihilarea unor vacanţe şi interstiţiali, anularea dislocaţiilor de semn opus aflate pe acelaşi plan de alunecare etc. ceea ce are ca efect micşorarea însemnată a tensiunilor de ordinul II si variaţii importante ale proprietăţilor fizice, care tind spre valorile dinaintea deformării.

La încălzirea metalelor ecruisate la temperaturi apropiate de

33

temperatura de. reeristalizare, paralel ca destinderea are loc poligonizarea, care constă în deplasarea dislocaţiilor pentru formarea pereţilor de dislocaţii, fiecare grăunte fragmentîndu-se într-o serie de blocuri în mozaic.

La încălzirea metalelor ecruisate la temperaturi mai înalte decît tem-peratura de recristalizare, continuă poligonizarea însă paralel se produc şi alte transformări, care provoacă schimbări importante în microstructura materialului; alături de grăunţii alungiţi, caracteristici metalului deformat la rece, apar şi grăunţi mai mult sau mai puţin echiacşi, care reprezintă o nouă generaţie de grăunţi, cu o structură deosebită de structura grăunţilor deformaţi, conţinînd mult mai puţine imperfecţiuni. Formarea acestei noi generaţii de grăunţi la recoacerea peste temperatura de recristalizare a metalelor ecruisate se numeşte recristalizare primară şi se produce prin germinare şi creştere. Germenii apar de regulă la limitele grăunţilor în regiunile unde reţeaua este mai puternic deformată elastic, deci mai puţin stabilă. Blocurile in mozaic (zone ale reţelei cu deformaţii elastice foarte mici) joacă, de asemenea, rol de germeni pentru recristalizare. Germenii astfel formaţi sînt înconjuraţi de cristale puternic deformate, deci cu energie liberă mare. Ca urmare, atomii trec spontan din cristalele deformate spre germenii care astfel cresc pe seama grăunţilor deformaţi.

Forţa motrice a recristalizării primare o constituie diferenţa de energie, dintre energia cristalelor puternic deformate şi energia grăunţilor nou formaţi care au o densitate de defecte mult mai mică.

Cinetica recristalizării primare, asemănătoare cineticii tuturor transfor-mărilor prin germinare şi creştere, este descrisă de relaţia Avrami respectiv, Jhonson-Mehl.

Continuînd încălzirea, după ce s-a format noua generaţie de grăunţi, are loc creşterea grăunţilor nou formaţi, proces care se produce în mod cu-rent pe cale uniformă neîntreruptă (creştere uniformă neîntreruptă) şi care se numeşte si recristalizare cumulativă sau recristalizare de coalescenţă , deoarece grăunţii mari cresc pe seama celor mici. Forţa motrice a acestui proces o constituie micşorarea energiei de suprafaţă a grăunţilor determinată de micşorarea limitelor dintre grăunţi, ca urmare a creşterii lor. In unele cazuri, la încălzirea după recristalizarea primară se produce creşterea anormală a grăunţilor sau creşterea întreruptă, care constă în creşterea exagerată a unor grăunţi în dauna altora. Grăunţii care cresc cu viteză foarte mare pot fi consideraţi convenţional centre de germinare, motiv pentru care acest proces este numit frecvent recristalizare secundară.

Mărimea grăunţilor obţinuţi prin recristalizare depinde de temperatură. Cu cît temperatura de recoacere este mai înaltă, cu atît dimensiunile grăunţilor vor fi mai mari. O influenţă asemănătoare manifestă si durata de încălzire. Gradul de deformare este un factor de care depinde mărimea grăunţilor obţinuţi prin recristalizare. Gradul de deformare la care se obtine cea mai mare dimensiune de grăunte se numeşte grad critic de de formare sau de ecruisare. Pentru cele mai multe metale, gradul critic de deformare este cuprins între 3 şi 10°.

La recoacerea de recristalizare toate proprietăţile se modifică in sens invers modului de variaţie care a avut loc la deformarea plastică, proprie-tăţile fizico-chimice apropiindu-se de cele pe care materialul le-a avut înainte de deformare.

34

La recoacerea de recristalizare se formează textura de recristalirare care în mod obişnuit se deosebeşte de textura de deformare atît prin mecanismele de formare cit şi prin caracteristicile ei.

Deformarea plastică la cald

La deformarea plastică la cald materialul se ecruisează, însă datorită vitezei mari de difuzie ecruisajul este înlăturat repede, prin recristalizare, materialul răminînd in stare plastică. In acest proces au loc compactizarea materialului prin sudarea golurilor provenite din turnare (sufluri şi microretasuri) şi însemnate modificări structurale ca fărîmiţarea grăuntelui, formarea texturii cristaline si structurii fibroase, fărîmiţarea unor faze fragile si distribuirea lor mai uniformă etc. Există o mare deosebire între structura fibroasa a unui metal prelucrat plastic la rece şi structura fibroasă a aceluiaşi material deformat plasiic la cald. In metalul prelucrat la rece fibrele reprezintă grăunţii metalului puternic întinşi in direcţia de deformare, in metalul prelucrat la cald nu există asemenea grăunţi, deoarece ei sint recristalizati si transformaţi în grăunţi mărunţi, nedeformati, ca într-un metal recopt. Structura fibroasă de prelucrare la cald este determinată de incluziuni şi de impurităţile solubile care provoacă segregaţii dendritice puternice. La deformarea plastică la cald grăunţii se alungesc, formînd o structură fibroasă caracteristică deformării la rece. Cu această ocazie, incluziunile fragile sint sfărîmate, particulele rezultate distribuindu-se în şiruri în direcţia curgerii principale, incluziunile plastice alungindu-se în aceeaşi direcţie. Simultan se produce însă recrisializarea, care transformă grăunţii deformaţi, neacţionind însă asupra formei şi distribuţiei incluziunilor. Rezultă astfel o structură formată din fibre metalice separate prin şiruri de incluziuni. La deformarea plastică, fiecare dendrită alungindu-se mai mult sau mai puţin paralel una cu alta, materialul va fi format din şiruri paralele de material bogat în anumite impurităţi separate de şiruri de material sărace în acele impuritaţi. Din cauza vitezei mici de difuzie a impurită recristalizarea nu afectează distribuţia lor. Ca urmare, şi aceste impurităţi imprimă materialelor un aspect de structură fibroasă.

In cazul oţelurilor formarea structurii fibroase influenţează transformările care se produc la răcire, deci aspectul structurii secundare. Astfel, ca urmare a alungirii incluziunilor plastice în timpul deformării la cald la răcirea lentă de la temperatura de laminare sau de forjare a oţelurilor hipoeutectoide, ferita proeutectoidă cristalizează pe sulfuri şi de aceea apare în şiruri. Cu această ocazie, austenită este împinsă în spaţiile intermediare, distribuindu-se în şiruri şi transformîndu-se în perlită. Ca urmare, ferita şi perlită se orientează in benzi formînd o structură secundară în şiruri.

Prin deformarea plastică la cald se poate realiza o distribuţie mai uniformă a diferiţilor constituenţi. Un exemplu în această privinţă îl reprezintă uniformizarea distribuţiei carburilor în oţelurile ledeburitice.

Fluajul materialelor metalice

Proprietatea materialelor de a se deforma lent şi continuu sub acţiunea unor sarcini constante, chiar mai mici decît cele corespunzătoare limitei de curgere, se numeşte fluaj. Fenomenul este puternic influenţat de temperatura

35

si prezinta importanta practica la temperaturi mai inalte decat temperatura de recristalizare.

Fluajul se produce prin depăşirea de către dislocaţii, sub acţiunea combinată a tensiunii aplicate şi a fluctuaţiilor termice, a obstacolelor ce se opun alunecării.

Comportarea la fluaj a unui material se apreciază prin rezistenţa tehnică de rupere la fluaj. Rezistenţa tehnică la fluaj Rs/Pr, numită şi limită tehnică de fluaj, reprezintă tensiunea constantă maximă care, acţionind la o temperatură dată un anumit timp, produce o deformare remanentă de o anumită mărime. Rezistenţa tehnică de rupere la fluaj Rr (rezistenţa tehnică de durată) este tensiunea constantă maximă care, acţionînd la o anumită temperatură, provoacă ruperea după un timp dat.

Superplasticitatea meatalelor

Superplasticitatea reprezintă proprietatea unor materiale de a se deforma plastic foarte mult şi uniform fără să se rupă. Materialele superplastice prezintă alungiri la rupere mai mari de 2000% şi se deformează fără ecruisare (sau cu ecruisare neglijabilă) la tensiuni aplicate foarte mici.

Metalele superplastice se deosebesc de materialele obişnuite printr-o sensibilitate ridicată la viteza de deformare.

Starea superplastică, poate fi obţinută la unele materiale care îndeplinesc una din condiţiile: să fie formate din grăunţi foarte mici, să prezinte transformări cu difuzie in stare solidă; să prezinte transformarea martensitică.

In primul caz, starea superplastică se obţine la deformarea cu viteze mici de deformare, de ordinul 103/s, la temperaturi ridicate, aproximativ 0,7-0,8 T[K] , în cel de al doilea caz, la deformarea materialelor la temp puţin mai joase decît temp de transf (în cazul oţeluilor 680— 720 T), iar in cel de al treilea caz, la deformarea chiar în timpul transf martcnsitice.

Ruperea materialelor metalice

Prin rupere se înţelege fenomenul de fragmentare a unui corp sub acţiunea unor tensiuni interne sau externe.

După deformarea plastică care precede ruperea, se deosebesc ruperi ductile şi ruperi fragile , primele fiind precedate de deformaţii plastice însem-nate, iar ultimele producîndu-se fără deformaţii plastice.

La nivelul microscopic, ruperile se clasifică în funcţie de tensiunile care le provoacă, deosebindu-se ruperi produse de tensiunile, normale numite ruperi prin smulgere sau prin clivaj şi ruperi produse de tensiunile tangenţiale, numite ruperi prin forfecare.

Ruperile prin smulgere sînt ruperi fragile şi constau în ruperea legăturilor interatomice normale la planul de rupere. Procesul se numeşte clivaj iar planele de clivaj sînt plane de mică densitate în atomi.(9.7)Ruperile prin forfecare sînt ruperi ductile şi constau în ruperea legăturilor dintre

atomi in direcţie paralelă cu planul de rupere. Planele pe care se produce ruperea prin forfecare sînt plane de alunecare, ruperea fiind în acest caz un proces de deformare plastică extrem de localizat.

Comportarea ductilă sau fragilă a materialelor metalice este influenţată

36

de 3 categde factori: factori operaţionali (starea de tensiune, viteza de solicitare, geometria corpului), factori structurali (natura, structura şi compoziţia materialelor) şi factori de mediu ce caractmediul exterior (temp, iradierea neutronică, acţiunea corozivă şi fragilizantă a mediului etc).

Unul din cei mai importanţi factori este temperatura. De regulă, la tem-peraturi înaltematerialele se rup ductil iar la temperaturi joase, fragil, tranziţia de la ruperea ductilă la cea fragilă avînd loc la o temperatură de tranziţie. De fapt, tranziţia ductil-fragil nu are loc bruscci într-un domeniu de temperaturi, ca temperatură de tranziţie considerîndu-se temperaturala care ruperea este 100% fragilă sau temperatura la care ruperea este 50 % ductilă şi 50%fragilă.

O mare importanta practica o prezinta ruperea la oboseala, rupere care se produce in conditii de solicitari alterntative.

Calibilitatea

Câiibilitatea reprezintă una dintre cele mai importante caracteristici tehnologice de tratament termic ale unui material metalic care prezintă transformare martcnsitică (oţeluri, fonte, aliaje neferoase).

Călibilitate defineşte atît capacitatea materialului de a se căli martensitic, capacitate caracterizată prin valoarea maximă a durităţii după călire, cit şi adincimea zonei pe care materialul se căleşte la martensită, deoarece un produs metalic nu se căleşte în mod curent pe toată grosimea, călirea martensitică producîndu-se numai dacă viteza de răcire vr este mai mare decit viteza critică de călire vc. Viteza de răcire micşorîndu-se de la suprafaţă spre miezul piesei, este posibil ca în miez viteza de răcire vr să devină mai mică decit viteza critică miezul rămînînd necâlit. Adincimea zonei călite se numeşte în mod obişnuit adîncime de pătrundere a călirii. Deoarece capacitatea de călire (duritatea martensitei) depinde în principal de compoziţia chimica prin călibilitate se înţelege în mod curent adîncimea de patrundere a călirii.

Adincimea de pătrundere a călirii depinde puternic de viteză critică de călire; cu cat viteza critică este mai mică, cu atat călibilitatea este mai mare si invers. Deoarece viteza critică depinde de poziţia curbelor TTT şi călibilitatea depinde de poziţia acestor curbe, fiind cu atit mai mare cu cît curbele TTT sint plasate mai la dreapta. Ca urmare, toţi factorii care influenţează poziţia curbelor TTT influenţează şi călibilitatea unui material. Aceşti factori sînt: compoziţia fazei iniţiale (austenita); gradul de omogenitate al acesteia; prezenţa unor particule insolubile, mărimea grăuntelui de austenită.

Practic prin adincimea de pătrundere a călirii nu se înţelege grosimea stratului pe care materialul se căleşte complet martensitic ci distanţa de la suprafaţa piesei pînă la zona în care structura conţine 50% martensită (distanţa pînă la zona semimartensitică).

37

Călibilitatea unui material (adincimea de pătrunderea a calirii) se carcterizeaza in mod obisnuit prin diametrul critic de călire, care reprezintă diametrul baiei cilindrice de secţiune maximă, confecţionată din materialul considerat. Diametrul critic depinde atît de natura materialului, cit şi de intensitatea de răcire H a mediului de călire.

Cea mai utilizată metodă practică pentru determinarea diametrului critic al oţelurilor este metoda călirii frontale (metoda Jominy), care constă în răcirea într-un jet de apă a capătului inferior al unei epruvete cilindrice cu diametrul de 25 mm şi lungimea de 100 mm, încălzită în prealabil pentru austenitizare la temperatura de călire, unde se menţine circa 30 min. După călire se măsoară duritatea HRC pe o generatoare a probei şi se reprezintă grafic duritatea HRC în funcţie de distanţa, în mm, de la capătul răcit, rezultînd curba de călibilitate.

In mod obişnuit, pe curbele de călibilitate sînt reprezentate şi vitezele de răcire care corespund diferitelor distanţe de la capătul răcit, viteze determinate experimental. Din curba de călibilitate se determină distanţa de la capătul călit pînă în zona semimartensitică. Pentru aceasta se termină microscopic, pe proba Jominy, zona semimanensitică şi se măsoară duritatea ei.

Metoda analitică pentru determinarea diametrului critic al oţelurilor, propusă de Grossman, constă in det mai întîi a diametrului critic ideal Dic al aliajului binar Fe-C cu conţinutul de C şi mărimea grăuntelui de austenită egale cu ale oţelului ce interesează.

Rezistenta la coroziune

Proprietatea materialelor de a se opune distrugerii lor în urma acţiunii agresive a mediilor externe se numeşte rezistenţă la coroziune. Coroziunea este un fenomen foarte răspîndit care determină importante pagube; pierderile de metal prin coroziune se ridică anual în întreaga lume la 10-12% din producţia de materiale metalice.

Clasificarea proceselor de coroziune

Coroziunile se împart în: coroziuni chimice , coroziuni electrochimie ; şi coroziuni prin metale topite . Strict vorbind, atît coroziunea chimică cît şi coroziunea electrochimică sînt de natură electrochimică, în sensul că în ambele tipuri de coroziune sînt implicate atît regiuni anodice cît şi regiuni catodice de pe suprafaţa corpului. Cu toate acestea, este convenabil să se facă diferenţierea intre coroziunea chimică şi coroziunea electrochimică, prin coroziune chimică înţelegind acele reacţii de coroziune la care efectele electrice au loc numai în imediata vecinătate a reacţiei, iar prin coroziune electrochimică, reacţiile de coroziune care dau naştere la curenţi electrici care străbat părţi ale corpului neafectate de coroziune. La rîndul său, coroziunea chimică se împarte în coroziune chimică propriuzisă, numită simplu coroziune dumică şi coroziune în medii gazoase uscate, care conţin agenţi oxidanţi (oxigen, halogeni etc.) numită oxidare. Coroziunea în medii gazoase se produce de regulă la temperaturi înalte şi este cunoscută sub numele de oxidare la temperaturi înalte.

38

Coroziunea chimica

Coroziunea chimică se poate produce în medii solide, lichide sau gazoase; foarte des, această coroziune are loc în lichide neelectrolitice, ca petrol şi derivatele lui. Coroziunea chimică constă în atacul chimic obişnuit, agentul coroziv dizolvînd uniform suprafaţa corpului fără formare de strat protector şi fără atac selectiv al vreunei faze sau component.

Oxidarea la temperaturi inalte

Oxidarea materialelor metalice se produce în medii oxidante uscate, la temperaturi ridicate. Ea prezintă importanţă practică în următoarele cazuri: la încălzirea pieselor în cuptoare în vederea prelucrării termice sau mecanice; la utilizarea materialelor la temperaturi ridicate în medii oxidante.

Oxidarea constă în reacţia metalului cu oxigenul sau cu alt oxidant. Exceptînd cazul oxizilor instabili (cazul metalelor nobile care nu se oxidează) şi volatili (cazul molibdenului), oxizii sînt stabili şi se depun pe suprafaţa metalelor sub formă de strat. Ei pot constitui un strat protector, sau un strat neprotector. Stratul de oxid este protector dacă volumul de oxid format este mai mare decît volumul de metal oxidat (se obţine strat de oxid compact) şi neprotector, în cazul în care volumul de oxid rezultat este mai mic decît volumul de metal oxidat; în acest ultim.caz stratul nefiind compact şi continuu permite accesul oxidantului la suprafaţa neoxidată a metalului.

In cazul metalelor care la oxidarea la cald se acoperă cu un strat de oxid neprotector, cum este cazul unor metale aclcaline şi alcalino-teroase, de exemplu magneziu, viteza de oxidare v este constantă, greutatea G a oxidului format crescînd proporţional cu timpul de oxidare.

Mecanismul creşterii straturilor constă in trecerea agenţilor oxidanţi prin porii sau fisurile stratului de oxid.

Coroziunea electrochimica

Coroziunea electrochimică este tipul cel mai frecvent de coroziune; se desfăşoară în mod curent la temperatura camerei şi constă în interacţiunea metalelor cu electroliţi lichizi ca: apa naturală, apa de mare, soluţii apoase de săruri, acizi şi alcalii, topituri de săruri sau alcalii etc. Coroziunea electrochimică apare ca rezultat al unei reacţii la care concură un proces anodic şi altul catodic. Procesul anodic reprezintă o reacţie de oxidare şi constă în trecerea nemijlocită a atomilor de metal direct în soluţie sub formă de ioni în metal rămînînd în acest fel un plus de electroni. Procesul catodic reprezintă o reacţie de reducere şi constă în consumarea plusului de electroni eliberaţi în reacţia anodică, electroni care se deplasează la catod; consumarea acestor electroni se realizează fie prin absorbirea lor de către ionii de oxoniu.

Coroziunea electrochimică se produce atît în cazul ansamblurilor formate din mai multe piese, la contactul dintre diferitele piese metalice, cind se corodează metalul cu potenţial de oxidare mai mare, cit şi în cazul unui singur corp metalic, deoarece astfel de corpuri sînt neomogene chimic, structural şi cristalin deci şi din punct de vedere al potenţialelor de oxidare, existînd puncte cu potenţialul de oxidare mai mare (puncte ano-dice) şi puncte cu potenţialul de

39

oxidare mai mic (puncte catodice); Coroziunea electrochimică se produce numai în prezenţa simultană a

oxigenului şi a apei, nefiind posibilă nici în aer uscat nici în apă care nu conţine oxigen dizolvat. Atomii de hidrogen astfel formaţi nu se combină însă pentru a forma molecule de hidrogen care să părăsească suprafaţa barei metalice: ca urmare, bara nu se corodează. In prezenţa oxigenului, atomii de hidrogen formaţi pe suprafaţa barii se combină cu oxigenul dizolvat pentru a forma apă. In acest fel, oxigenul îndepărtează hidrogenul atomic de pe suprafaţa anodului (barei metalice) şi coroziunea anodului poate continua. Procesul îndepărtării hidrogenului de pe anod de către oxigen este un proces de depolarizare. Viteza de coroziune electrochimica este dependentă de viteza cu care sunt îndepărtaţi atomii de hidrogen de pe suprafaţa anodică, deci de viteza cu care oxigenul difuzează spre locul de reacţie.

Coroziunea în metale lichide

Coroziunea în metale lichide are loc la temperaturi ridicate sub influenţa metalelor topite. O astfel de situaţie se intîlneşte în energetica nucleară la reactoarele nucleare, unde ca agenţi de răcire, pentru transportul căldurii din zona activă la schimbătorul de căldură, sînt utilizate metalele topite. Acest tip de coroziune este în esenţă un proces de transfer de masă, forţa sa motrice constituind-o tendinţa solidului de a se dizolva în topitură pînâ la limita de solubilitate. La interacţiunea metal lichid-metal solid pot avea loc formarea de soluţii solide, formarea de compuşi, atacuri intergranulare sau extracţie selectivă de faze sau componenţi. Pentru acest motiv, coroziunea în metale lichide imprimă materialelor metalice fragilitate mărită, numită fragilitate prin metale lichide (F.M.L.).

Tipuri de coroziune

Coroziunea poate fi determinată de neomogenităţi la scara structurii macroscopice (macroneomogenităţi), de neomogenităţi la scara structurii microscopice (microneomog) şi de neomogenităţi la nivelul substructurii.

Coroziunea intercristalina este deosebit de periculoasă, ea producîndu-se fără multe semne vizibile in forma, dimensiunile şi aspectul corpurilor dar, odată produsă, reduce drastic proprietăţile mecanice. Coroziunea intercristalină la oţelurile din această clasă este legată de precipitarea carburilor MC6 la limitele dintre grăunţi. In acest proces este consumat practic tot carbonul din oţel. care poate ajunge fără dificultăţi la limita grăunţilor , deoarece viteza lui ele difuzie este foarte mare. Coroziunea transcristalină se produce prin grăunţi, iar coroziunea selectivă afectează numai o parte din constituenţii structurali ai materialului.

Coroziunea generala poate fi uniforma, cind viteza de coroziune este generala in oricare punct al suprafeţei si neuniformă daca viteza de coroziune diferă de la un loc la a ltul . La rindul său, coroziunea locală poate fi pucnctiforma, in orice caz este cunoscută sub denumirea de pitting, sub formă de pete şi sub formă de plăgi.

40

O influentă importantă asupra comportării la coroziune o exercită ten-siunile interne sau externe; sub acţiunea simultană a unor tensiuni mecanice şi a unor medii de coroziune, coroziunea se accelerează deoarece tensiunile reduc stabilitatea termodinamică a materialului. O astfel de coroziune se numeşte coroziune sub sarcină. Sub acţiunea simultană a unor medii de coroziune şi a unor tensiuni de lungă durată se produce ruperea fragilă a materialului chiar la tensiuni mai mici decit limita de curgere. Un astfel de fenomen se numeşte rupere la coroziune tensofisurantâ. Un exemplu de coroziune tensofisurantă este coroziunea sezonieră, care se produce la cupru, alame etc.

In cazul cînd acţionează simultan si un mediu coroziv si o sarcină variabilă de oboseală, rezistenta la oboseală se micşorează simţitor; acest fenomen se numeşte „oboseală în condiţii de coroziune".

O altă formă de coroziune este coroziunea produsă prin cavitatie, o astfel de coroziune are loc în cazurile cînd lichidele corozive curg cu viteze mari, astfel încît se înregistrează depresiuni care conduc la şocuri hidraulice. In acest caz, coroziunea nu acţionează numai electrochimie ci si mecanic, îndepărtînd pelicula protectoare aflată pe suprafaţa metalelor. Acest gen de coroziune se întîlneşte la elicele din bronz pentru nave, la turbinele hidraulice, la ţevile unor condensatoare etc.

Caracterizarea rezistenţei la coroziune

Din punctul de vedere al rezistenţei la coroziune se deosebesc: rezistenţa la coroziune chimică; rezistenţa la coroziune electrochimică; rezistenţa la oxidare la cald; rezistenţa la coroziu in metale lichide. Rezistenţa la coroziune se defineşte strict în legătură cu natura coroziunii şi cu mediul de coroziune. Sunt mai multe posibilităţi de a exprima cantitativ rezistenţa la coroziune. Prima dintre acestea exprimă rezistenţa la coroziune prin scăderea, în condiţii de coroziune, a grosimii materialului într-un timp dat (mm/an). Cea de a doua posibilitate prin pierderea de greutate (sau cîştigul de greutate) într-un timp dat (g/m2h); în cazul oţelurilor 0,1 g/m2h corespunde la o micşorare a grosimii cu circa 0,11 mm/an. Considerînd ultimul criteriu, materialele se împart din punct de vedere al rezistentei la coroziune, în: materiale cu rezistentă excelentă la coroziune, materiale cu rezistenţă medie la coroziune, materiale cu rezistenţă mică la coroziune. Oţelurile inoxidabile fac parte dintre materialele metalice pasive cu pierdere de greutate practic nulă.

Oţeluri rezistente la coroziune

Din punct de vedere al rezistenţei la coroziune oţelurile se împart în: oţeluri slab aliate rezistente la coroziune; oţeluri mediu aliate rezistente la coroziune: oţeluri inalt aliate rezistente la coroziune numite şi oţeluri inoxidabile.

Oţeluri slab aliate rezistente la coroziune

Sint oţeluri care conţin pînă la circa 0,20%, C, aliate cu mici proporţii de cupru, cupru-molibden, cupru-nichel, cupru-crom-molibden, crom-molibden-aluminiu, crom-molibden-nichel-aluminiu etc, conţinutul în oricare dintre

41

elementele de aliere nedepăsind 5%. Cîteva exemple : a) C= 0,07 ; Cu =0,4%; b) C=0,15%; N i= 0 , 1 5 % ; Cu = 0,3%; c ; C = 0 , 1 8 % ; Cu = 0,08 %,; Cr = 0,4 %; Mo = 0,08 %; d) C = 0,12 %; Cr = 4 %; Ni = 0,5%; Mo = 0,2%; Al = 0,8%. în R. S. România sînt standardizate doua mărci: a) C = 0,12%, Mn = 0,45%, P = 0,055%, Cu = 0,3—0,6%, Cr = 0,5-0,8%, Al =0,02%, N, = 0,019% (RCB37): b) C = 0,32%, Mn = 1,2%, Si = 0,6%, P = 0,045%, Cr = 0,5-0,8%, Al = 0,02%, N2 = = 0,019%, V = max. 0,12 (RCB52). Aceste oţeluri sînt rezistente la coroziune atmosferică şi sînt numite oţeluri patinabile.

Oţeluri mediu aliate rezistente la coroziune

Conţin 0,1 —0,2% C şi pină la 5% Cu şi mici proporţii de molibden (pină la 0,5%); pot conţine şi vanadiu sau niobiu pînă pe la 0,3%. Această clasă de oţeluri îşi găseşte o largă utilizare în industria petrolieră. Prezintă o bună rezistenţă la coroziune în uleiuri minerale, hidrogen sulfurat, hidrogen sub presiune etc

Oţeluri inoxidabile

Sînt oţeluri care posedă o mare rezistenta la coroziune în atmosferă, vapori de apa, in soluţii de săruri şi de acizi etc, adică la coroziune electrochimică. Marea rezistenţă la coroziune a acestor oţeluri se explică prin pa si viza rea lor în medii oxidante. Rezistenta la coroziune a fierului şi a oţelurilor este mică, fierul fiind un element foarte reactiv ocupînd în seria potenţialelor electroehimice o poziţie catodică în raport cu electrodul de hidrogen. Rezistenţa la coroziune a fierului şi a oţelurilor creşte la alierea lor cu crom, in timp ce la conţinuturi mici în crem rezistenţa la coroziune a aliajelor fier-carbon creşte lent, la 12%Cr ea crtşte brusc. Această comportare este evidenţiată de faptul că pentru 12 şi 15%Cr fierul îşi modifică potenţialul de electrod devenind brusc anodic. Principalul element de aliere al oţelurilor inoxidabile este deci cromul. Rezistenţa bună la coroziune prezintă şi unele oteluri Cr—Xi —Mn, Cr—Ni—Mn —N etc, care oferă avantajul că sînt mai ieftine decît oţelurile inoxidabile crom-nichel.

Oţelurile inoxidabile feritice conţin 0,06...0,20% C şi 13...30%Cr. Avind structură monofazică nu suferă transformări în stare solidă. Prezintă rezistenţă bună la coroziune in acid azotic, acizi organici, acid acetic, apă de mare, acid citric si soluţii sulfo-azotoase. Utilizarea lor este relativ restrînsă dato-rită rezistenţei mecanice relativ reduse, ductilitate mică la rece, susceptibilitate la supraîncălzire, susceptibilitate la coroziune intergranulară (în special la conţinuturi în crom de circa 16%).

Oţelurile inoxidabile martensitice se caracterizează prin conţinut mai mare de carbon (peste 0,1% de regulă 0,2-0,4%) şi 12—17% Cr. Pentru creşterea rezistenţei la oxidare la cald sînt aliate cu circa 0,6% Si, iar pentru îmbunătăţirea tenacităţii cu pînă la 2% nichel.

Dintre cele mai cunoscute oţeluri inoxidabile martensitice se pot men-ţiona: oţelurile cu conţinut scăzut de carbon (pînă la 0,1 —0,15%C), care pot fi aliate suplimentar cu sulf pentru îmbunătăţirea prelucrabilităţii; oţeluri inoxidabile cu conţinut scăzut în carbon şi aliate cu nichel; oţelurile cu conţinut mediu în carbon (circa 0,35...0,4%C), care prezintă o combinaţie optimă de

42

proprietăţi mecanice; oţelurile cu conţinut ridicat în carbon.Oţelurile inoxidabile austenitice au conţinut scăzut în carbon (C « 0,1%) şi

circa 16...25%Cr şi 8...30% Ni. Datorită gradului înalt de aliere cu elemente gamagene, austenită acestor oţeluri prezintă o mare stabilitate la răcire şi indiferent de viteza de răcire structura lor la temperaturi joase este austenită. Dispun de proprietăţi de plasticitate, rezistenţă la coroziune şi suclabilitate superioare altor clase de oţeluri inoxidabile.

Principalul dezavantaj al acestor oţeluri inoxidabile austenitice îl con-stituie marea sensibilitate la coroziune inter cristalină. Pentru a înlătura acest neajuns se recurge fie la alierea suplimentară cu elemente puternic carburi-gene, cum sînt titanul şi niobiul, în proporţii astfel încît să lege sub formă de carburi tot carbonul nedizolvat în austenită, fie la scăderea conţinutului de carbon din oţel pînă la limita sa de solubilitate în austenită. Uneori în structura acestor oţeluri apare şi ferita delta, care pe lîngă faptul că afectează în mod nefavorabil plasticitatea la cald face posibilă în anumite cazuri (la oţeluri înalt aliate cu peste 20°oCr şi Cu, Si, Mo etc.) apariţia fazei sigma.

Oţelurile tipice ale acestei clase sînt oţelurile cu circa 18% Cr şi 8% Ni (18 — 8). Din grupa otelurilor austenitice fac parte si otelurile Cr—Ni — Mn, Cr-Ni — Mn-N, Cr-Ni-Mo, Cr-Ni—Mo —Ti ş.â.

Oţelurile inoxidabile ferito-austenitice se caracterizează prin conţinut scăzut în carbon (C < 0,05%), circa 8% Ni şi 20 — 22%Cr; mai pot conţine Mo = 2 — 2,5%, de la 1,5% pînă la 3%Mn. Aceste oţeluri sînt superioare oţelurilor austenitice cu conţinut în carbon foarte scăzut sau celor stabilizate cu elementeca Ti sau Nb. Datorită structurii bifazice (ferito-austenitică)se comportă foarte bine la sudare, însă se deformează plastic la cald deosebit de greu. Sînt apreciate de asemenea pentru rezistenţă foarte bună la coroziune fisura ntă sub sarcină.

Oţelurile inoxidabile durificabile prin dispersie sînt caracterizate pe lîngă rezistenţă înaltă la coroziune prin caracteristici ridicate de rezistenţă mecanică (de ordinul 150—200 daN/mm2), care se menţin şi la temperaturi ridicate pînă la 400 —500°C. Aceste oţeluri pot ii martensitice, semiauste-nitice şi austenitice, ultimele putînd fi durificabile prin precipitare de compuşi intermetalici sau de carburi.

Oteluri rezistente la oxidarea la cald (oteluri stabile la coroziunea gazoasa.)

Prin oţeluri stabile la coroziune gazoasa sau rezistente la oxidare la cald se înţeleg oţeluri care nu se oxidează în gaze la temperaturi de la aproximativ 560°C în sus, temperatură de la care fierul şi oţelurile obişnuite încep să se oxideze intens.

In cazul în care solicitările mecanice la care sînt supuse oţelurile rezis-tente la oxidare la cald nu sînt prea mari, stabilitatea la coroziune gazoasă este principalul criteriu de apreciere a acestor materiale, rezistenţa mecanică la cald jucînd un rol secundar în caracterizarea lor. O astfel de situaţie se întîlneşte la armăturile de cuptoare, cutiile de tratament termic, apărătoarele termocuplelor etc. Deoarece rezistenţa la oxidare a oţelurilor se obţine prin aliere cu elemente mai uşor oxidabile decît fierul, cum sînt cromul, siliciul şi aluminiul care să formeze straturi de oxizi compacte (Cr203, Al203 şi Si02) capabile să protejeze

43

oţelul de acţiunea oxidantă a mediului, oţelurile utilizate în astfel de cazuri sînt oteluri aliate cu crom, cu crom si siliciu sau cu crom, siliciu si aluminiu. In funcţie de conţinutul în aceste elemente oţelurile stabile la cald pot avea după răcirea în aer o structură martensitică, martensito-feritică sau feritică. Prin adaos de nichel se obţin oţeluri stabile la cald austenitice, cu proprietăţi superioare oţelurilor martensitice şi feritice.

Principalul element de aliere al acestor oţeluri este cromul, stabilitatea la cald crescînd proporţional cu conţinutul în crom. Nichelul este introdus pentru a stabiliza austenita, oţelurile austenitice avînd o stabilitate la cald mai mare decît cele feritice. Siliciul pînă la 2°/0 şi aluminiu în proporţii mai mari de 0,5% contribuie atît la creşterea stabilităţii la cald cît si la îmbunatăţirea prop mecanice. Til, niobiul şi lantalul leagă carbonul în carburi împiedicînd formarea carburilor de crom pentru a nu sarăci în crom matricea. Molibdenul şi wolframul în proporţii nu prea mari nu influenţează stabilitatea la cald, îmbunătăţesc însă considerabil comportarea la fluaj a oţelului; molibdenul în proporţii de 3—4% înrăutăţeşte brusc stabilitatea la cald a oţelului din cauza instabilităţii oxizilor săi. Ceriul şi beriliul, pînă la 1 %, ridică stabilitatea la cald. Din oţelurile martensitice se fabrică ţevi, schimbătoare de căldură, grătare de cuptoare, supape de emisie pentru motoare cu combustie internă etc, din oţelurile feritomartensitice diferite piese pentru instalaţii de cazane şi turbine, din oţelurile feritice ţevi pentru instalaţii de piroliză, ţevi pentru protecţia termocuplelor, iar din oţelurile ferito-aus-tenitice şi austenitice armături pentru cuptoare de încălzire, supape de admisie, retorte etc. In cazul în care solicitările mecanice la care sînt supuse materialele ce lucrează în condiţii de temperatură ridicată sînt mari alături de stabilitatea la cald, materialele trebuie sa satisfacă şi condiţii de refractaritate.

Oteluri refractare

Prin oţeluri refractare se înţeleg oţelurile care au capacitatea de a-şi păstra proprietăţile mecanice la temperaturi ridicate. Refractaritatea oţelurilor se obţine prin aliere cu elemente care fie se dizolvă în ferită mărind temperatura de recristalizare a acesteia şi precipită sub formă de carburi sau de compuşi intermetalici frînînd procesele de alunecare, fie dacă se află în procente mari, stabilizează austenita care este mai refractară decît ferita. Astfel de elemente sînt cromul, molibdenul, wolframul, vanadiul, niobiul, tantalul, nichelul, azotul etc. Dacă temperatura de lucru este mai înaltă de 550°C, temperatură de la care oţelurile încep să se oxideze puternic, oţelurile trebuie să fie şi rezistente la oxidare la cald, motiv pentru care ele conţin si crom, siliciu si aluminiu care, măresc rezistenta la oxidare la cald. In funcţie de structura matricei oţeluri refractare pot fi cu matricea feritică sau cu matricea austenitică, primele putînd fi utilizate pînă la temperaturi de lucru de cel mult 600°C, iar ultimele pînă la 750°C. După structura obţinută la răcirea în aer, oţelurile refractare se împart în: oţeluri perlitice formate din ferită şi perlită, oţeluri martensitice. Oţelurile refractare cu matricea austenitica se impart în: oţeluri refractare austenitice omogene, oţeluri refractare austenitice durificabile prin carburi şi oţeluri refractare austenitice durificabile prin compuşi intermetalici.

Din Categoria oţelurilor refractare ferito-martensitice şi martensitice fac parte si aliajele cu conţinut ridicat în crom şi siliciu, cunoscute în general sub

44

numele de silicromuri (C = 0,15-0,45°0 Cr = 5-14,5°0, Si = 1,8 — 2,0% etc).

Oţeluri pentru temperaturi scăzute

Oţelurile destinate lucrului la temperaturi scăzute, mai joase decît temperatura camerei, se împart în oţeluri destinate lucrului în condiţii aspre caracterizate prin temperaturi climaterice scăzute, de la temperatura camerei pînă la aproximativ —60CC şi oţeluri destinate lucrului în condiţii extrem de aspre de la temperatura camerei pînă la temperaturi mai scăzute, de — 80CC, apropiate chiar de 0 K, numite oţeluri criogene.

Dintre OT destinate lucrului la temperaturi climaterice scăzute se menţionează OT pentru construcţii metalice şi oţelurile pentru construcţii de maşini care trebuie sa funcţioneze sub 0°C; acestea sint OT carbon sau aliate cu temperatura de tranziţie mică.

Oţelurile criogene sint folosite la fabricarea maşinilor şi utilajelor desti-nate obţinerii, transportului şi conservării gazelor lichefiate şi utilizării acestor gaze pînă la temperatura lor de fierbere: oxigenul — 183°C, azotul — i96°C, neonul — 247 DC, hidrogenul —253'C, heliul — 269°C, diferite hidrocarburi ca metan, butan etc. de la — 80 la —180°C şi altele. Ca oricare oţel pentru construcţii de maşini, oţelurile criogene se caracterizează prin rezistenţă, plasticitate si tenacitate. Deosebirea dintre otelurile criogene si restul otelurilor pentru construcţii de maşini provine din condiţiile specifice de lucru; in timp ce majoritatea oţelurilor pentru construcţii de mişim lucrează într-un interval îngust de temperaturi situat în jurul temperaturii camerei, interval de temperaturi în care proprietăţile mecanice nu se modifică esenţial, oţelurile criogene lucrează într-un interval mare de temperaturi, de la temperatura camerei pînă la temperatura de fierbere a heliului lichid (4,2 K), interval de temperaturi în care proprietăţile se modifică deosebit de mult. Deoarece la micşorarea temperaturii rezistenţa la rupere creşte, iar plasticitatea şi tenacitatea scade, rezistenţa de rupere a oţelurilor criogene trebuie garantată la temperatura camerei, iar plasticitatea şi tenacitatea la temperatura de exploatare. Elementul principal de aliere din oţelurile criogene este nichelul deoarece el manifesta o puternică influenţa pozitivă asupra pragului de fragilitate, un procent de 6%Ni coborînd temperatura de tranziţie la —200°C. In afară de nichel oţelurile criogene pot conţine şi crom, mangan, titan, azot etc. Din punct de vedere structural aceste oţeluri pot fi feritice, austenitice şi austenito-martensitice.

Otelurile feritice nefiind rezistente la coroziune sînt utilizate numai atunci cînd mediul în care trebuie sa lucreze nu este corosiv, în caz contrar fiind utilizate oţelurile austenitice care sînt de altfel cele mai apreciate oţeluri criogene.

45